СПОСОБ ПОЛУЧЕНИЯ ТОЛСТОЛИСТОВОЙ СТАЛИ И СТАЛЬНЫХ ТРУБ ДЛЯ УЛЬТРАВЫСОКОПРОЧНОГО ТРУБОПРОВОДА
METHOD FOR OBTAINING PLATE STEEL AND STEEL PIPES FOR ULTRAHIGH-STRONG PIPELINE

Предпосылки изобретения
Область техники, к которой относится изобретение
Настоящее изобретение относится к способу получения толстолистовой стали для применения в ультравысокопрочном трубопроводе, имеющей предел прочности на разрыв (TS) 625 МПа или выше в направлении периферии стальной трубы, а также отличную деформируемость и низкотемпературную ударную вязкость, и к способу получения стальной трубы для применения в качестве ультравысокопрочной трубопроводной трубы, изготовленной с использованием этой толстолистовой стали. В частности, стальная труба, полученная способом получения согласно настоящему изобретению, может широко применяться как трубопроводная труба для транспортировки природного газа и нефти.
Испрашивается приоритет японской патентной заявки №2008-285837 от 6 ноября 2008, содержание которой введено в настоящее описание посредством ссылки.
Описание уровня техники
В последние годы возросла важность трубопроводов как способа транспортировки нефти и природного газа на большие расстояния. В настоящее время стандарт X65 Американского Нефтяного Института (American Petroleum Institute, API) образует основу для создания основных трубопроводов для транспортировки на большие расстояния, и фактическое использование трубопроводов X65 чрезвычайно высоко. Однако имеется потребность в более прочных трубопроводах для достижения (1) улучшения эффективности транспортировки путем повышения давления и (2) улучшения эффективности строительства в месте эксплуатации путем снижения наружного диаметра и веса трубопроводных труб. До сих пор на практике применялись трубопроводы сорта до X120 (с пределом прочности на разрыв 915 МПа или больше).
С другой стороны, в последние годы изменилась концепция конструкции трубопровода. В прошлом трубопроводы делались с постоянным напряжением ("конструкция на основе напряжений"), однако в последнее время признание получает конструкция, в которой зоны кольцевых сварных швов в стальных трубах не растрескиваются или сами стальные трубы не коробятся, даже если к трубопроводным трубам прикладывается деформация ("конструкция на основе деформации"). До настоящего времени, что касается высокопрочных трубопроводов марки X80 или выше, изучались химический состав или условия производства, которые могут обеспечить низкотемпературную ударную вязкость исходных материалов или ударную вязкость в зонах термического влияния. Однако в случае "конструкции на основе деформаций" существует дальнейшая потребность в деформируемости исходных материалов или деформируемости стальных труб после покрытия. Не решив проблем с ударной вязкостью или деформируемостью, невозможно производить стальные трубы для трубопроводов марки X80 или выше, подходящих к "конструкции на основе деформаций". Чтобы получить ультравысокопрочные трубопроводы, требуются условия получения, которые могут обеспечить баланс между прочностью и низкотемпературной ударной вязкостью исходных материалов, ударной вязкостью металлов сварного шва и зон термического влияния (HAZ), возможность сваривания на месте эксплуатации, сопротивление размягчению соединения, сопротивление труб разрыву в соответствии с испытанием на разрыв внутренним давлением или подобного и которые могут также давать стальные трубы с отличной деформируемостью исходных материалов. Как результат имеется потребность в разработке ультравысокопрочных толстых трубопроводных труб марки X80 или выше, которые соответствуют указанным выше характеристикам стальных труб.
До сих пор, что касается способов получения стальных труб для трубопроводов, предлагались, например, следующие способы для улучшения характеристик вышеуказанных стальных труб. Чтобы улучшить деформируемость стальных труб, в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация №2004-131799, и в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация №2003-293089, предлагаются способы, в которых стальные листы медленно охлаждают на первой стадии до 500°C-600°C и затем, на второй стадии, охлаждают с более высокой скоростью охлаждения, чем на первой стадии. С этими способами можно контролировать микроструктуру толстолистовой стали и стальных труб. Кроме того, в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация № H11-279700, и в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация №2000-178689, для улучшения сопротивления продольному изгибу стальных труб толстолистовая сталь толщиной 16 мм производится с проведением охлаждения с постоянной скоростью охлаждения 15°C/с или выше.
Патентная ссылка 1: нерассмотренная японская патентная заявка, первая публикация №2004-131799.
Патентная ссылка 2: нерассмотренная японская патентная заявка, первая публикация №2003-293089.
Патентная ссылка 3: нерассмотренная японская патентная заявка, первая публикация № H11-279700.
Патентная ссылка 4: нерассмотренная японская патентная заявка, первая публикация №2000-178689.
Однако способы, раскрытые в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация №2004-131799, и в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация №2003-293089, имеют сильные колебания температур, при которых останавливают водяное охлаждение, и поэтому имеется проблема в том, что качество стальных толстых листов значительно варьируется. Кроме того, даже способы, раскрытые в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация № H11-279700, и в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация №2000-178689, имеют значительную разницу температур, при которой прекращают охлаждение водой, и поэтому, помимо того, что трудно обеспечить деформируемость толстолистовой стали, имеются проблемы в том, что прочность стальных толстых листов сильно колеблется.
Настоящее изобретение предоставляет способы получения толстолистовой стали и стальных труб для ультравысокопрочных трубопроводов с пределом прочности на разрыв 625 МПа или больше (стандарт API X80 или выше), которые имеют отличные прочность, низкотемпературную ударную вязкость и деформируемость исходных материалов и которые можно легко сваривать в месте эксплуатации.
Суть изобретения
Авторы изобретения провели всесторонние исследования условий получения стальных листов и стальных труб, чтобы получить ультравысокопрочную толстолистовую сталь и стальные трубы, которые имеют предел прочности на разрыв 625 МПа или выше и имеют отличную низкотемпературную ударную вязкость. В результате были изобретены новые способы получения толстолистовой стали для ультравысокопрочных трубопроводов и стальных труб для ультравысокопрочных трубопроводов. Суть настоящего изобретения заключается в следующем:
3
2
3
2
(1) Согласно способу получения толстолистовой стали для ультравысокопрочных трубопроводов способ включает в себя: получение расплавленной стали, содержащей: C: 0,03-0,08 мас.%, Si: 0,01-0,50 мас.%, Mn: 1,5-2,5 мас.%, P: 0,01 мас.% или меньше, S: 0,0030 мас.% или меньше, Nb: 0,0001-0,20 мас.%, Al: 0,0001-0,03 мас.%, Ti: 0,003-0,030 мас.%, N: 0,0010-0,0050 мас.%, O: 0,0050 мас.% или меньше, остальное Fe и неизбежные примеси; разливку расплавленной стали в сляб; проведение горячей прокатки сляба, чтобы образовать толстолистовую сталь; охлаждение поверхности толстолистовой стали при расходе воды 0,6 м/(м·мин) или меньше до тех пор, пока температура поверхности толстолистовой стали не достигнет заданной температуры выше 540°C; и охлаждение поверхности толстолистовой стали при расходе воды 1,3 м/(м·мин) или больше.
(2) В способе получения толстолистовой стали для ультравысокопрочных трубопроводов согласно (1) расплавленная сталь может дополнительно включать по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из: Mo: 0,01-1,0 мас.%, Cu: 0,01-1,5 мас.%, Ni: 0,01-5,0 мас.%, Cr: 0,01-1,5 мас.%, V: 0,01-0,10 мас.%, B: 0,0001-0,0003 мас.%, W: 0,01-1,0 мас.%, Zr: 0,0001-0,050 мас.% и Ta: 0,0001-0,050 мас.%.
(3) В способе получения толстолистовой стали для ультравысокопрочных трубопроводов согласно (1) расплавленная сталь может включать, дополнительно, по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из: Mg: 0,0001-0,010 мас.%, Ca: 0,0001-0,005 мас.%, REM (редкоземельный металл): 0,0001-0,005 мас.%, Y: 0,0001-0,005 мас.%, Hf: 0,0001-0,005 мас.% и Re: 0,0001-0,005 мас.%.
(4) В способе получения толстолистовой стали для ультравысокопрочных трубопроводов согласно (1) скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали составляет 10°C/с или меньше, когда температура поверхности толстолистовой стали может быть равна или выше заданной температуры, превышающей 540°C, и скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали может составлять 40°C/с или больше, когда температура поверхности толстолистовой стали меньше заданной температуры.
(5) В способе получения толстолистовой стали для ультравысокопрочных трубопроводов согласно (1) температура повторного нагрева сляба при горячей прокатке может составлять 950°C или больше, и обжатие сляба вне диапазона температур рекристаллизации может составлять 3 или больше.
(6) В способе получения толстолистовой стали для ультравысокопрочных трубопроводов согласно (1) охлаждение может проводиться от исходной температуры охлаждения 800°C или ниже.
(7) Согласно способу получения стальной трубы для ультравысокопрочных трубопроводов способ включает: придание стальному листу для ультравысокопрочных трубопроводов, полученному способом получения согласно (1), формы трубы на UO-прессе; проведение дуговой сварки под флюсом на примыкающих участках стального листа для ультравысокопрочных трубопроводов от наружной и внутренней поверхностей, используя сварочную проволоку и агломерированный или плавленый флюс; и проведение соединения труб.
(8) В способе получения стальной трубы для ультравысокопрочных трубопроводов согласно (7) сварной шов можно подвергнуть термообработке после проведения дуговой сварки под флюсом и перед проведением экспандирования труб.
(9) В способе получения стальной трубы для ультравысокопрочных трубопроводов согласно (7) сварной шов можно подвергнуть термообработке в температурном диапазоне от 200°C до 500°C.
Согласно настоящему изобретению можно уменьшить колебания прочности стального толстого листа и стальной трубы и получить благоприятную деформируемость стального толстого листа и стальной трубы до и после деформационного старения путем горячей прокатки толстолистовой стали ограниченного химического состава и затем проведением медленного охлаждения на первой стадии, прежде чем температура поверхности стального листа достигнет температурного диапазона кипения в переходном режиме, и последующего быстрого охлаждения на второй стадии. В результате значительно улучшается надежность трубопроводов.
Краткое описание чертежей
Фиг.1 показывает схематический вид одного примера соотношения между характером охлаждения поверхности толстолистовой стали и диаграммой превращения стали.
Подробное описание изобретения
Ниже будет подробно описано содержание настоящего изобретения.
Настоящее изобретение относится к ультравысокопрочным трубопроводам с пределом прочности на разрыв (TS) 625 МПа или выше и с отличной низкотемпературной ударной вязкостью. Так как ультравысокопрочные трубопроводы этого класса прочности могут выдерживать примерно в 1,2-1,8 раз более высокое давление по сравнению с серийно выпускаемыми трубами марки X65, можно транспортировать большее количество газа, используя такой же размер, как в прошлом. В случае, когда марка X65 используется при повышенном давлении, нужно увеличивать толщину трубопроводов. В результате возрастают расходы на материалы, транспортировку и сварку на месте эксплуатации и, таким образом, значительно возрастают расходы по прокладке трубопроводных линий. Поэтому, чтобы снизить стоимость прокладки трубопроводов, требуются ультравысокопрочные трубопроводы с пределом прочности на разрыв (TS) 625 МПа или выше и с отличной низкотемпературной ударной вязкостью. С другой стороны, при повышении прочности требуемых стальных труб быстро усложняется производство стальных труб. В частности, когда требуется "конструкция на основе деформаций", необходимо получать не только баланс между прочностью и низкотемпературной ударной вязкостью исходных материалов и ударной вязкостью зон роликовой сварки, но также искомые характеристики, включая деформируемость после деформационного старения. Однако удовлетворить все эти характеристики очень сложно.
В трубопроводах, требующих "конструкции на основе деформаций", прочность металла сварного шва, который соединяет трубопроводные трубы (прочность кольцевых зон сварки), должна быть выше, чем прочность исходных материалов (листовая сталь или площадь, соответствующая стальным листам в стальных трубах) в продольном направлении (направление оси трубы трубопровода). В средах, в которых используются трубопроводы, мерзлый грунт может оттаивать летом и снова замерзать зимой. В таком случае трубопроводы испытывают деформацию, и растрескивание начинается с кольцевых зон сварки. В частности, в случае, когда прочность зон кольцевого шва меньше, чем прочность исходных материалов (недосогласование), растрескивание вызывается незначительной деформацией. Таким образом, необходимо, чтобы прочность исходного материала в продольном направлении была меньше, чем прочность зон кольцевого шва, таким образом, верхний предел прочности исходных материалов в продольном направлении устанавливается прочностью зон кольцевого шва. В частности, каждая марка трубопроводных труб имеет некий диапазон прочности, и поэтому для производства трубопроводов прочность исходных материалов ограничивается узким диапазоном вблизи верхнего предела. Соответственно, имеется потребность в стабильном производстве трубопроводных труб и в исходных материалах для трубопроводов, для которых разница прочности была бы снижена
Чтобы ограничить предел прочности на разрыв исходных материалов трубопровода значением 625 МПа или выше и узким диапазоном, авторы изобретения провели всестороннее исследование. В результате было выяснено, что чрезвычайно важно использовать для стальных листов низкоуглеродистую сталь и оптимизировать условия охлаждения толстолистовой стали во время горячей прокатки. Например, если количество C превысит 0,08%, закаливаемость будет слишком высокой, и поэтому значительно различается прочность в центре и на поверхности толстолистовой стали. Как результат, для стальных листов используется низкоуглеродистая сталь. Кроме того, например, даже когда количество C составляет 0,08% или меньше, но если охлаждение проводится вообще без ограничений на условия охлаждения поверхности толстолистовой стали, мартенсит образуется или не образуется в зависимости от способа охлаждения поверхности толстолистовой стали. В таком случае, так как возникает разница твердости между поверхностью и центром (центр толщины) стального листа (внутри стального листа) в направлении толщины, или различие прочности имеется в части стального листа или среди произведенных стальных листов, становится невозможным получать трубопроводы, имеющие узкий диапазон прочности. В таком случае, поскольку на поверхности толстолистовой стали части стального листа или среди произведенных стальных листов возникает разница прочности, становится невозможным получать трубопроводы, имеющие узкий диапазон прочности.
Авторам изобретения удалось подавить разницу прочности в части толстого стального листа и между произведенными стальными толстыми листами путем надлежащего контроля количества охлаждающей воды на первой стадии, прежде чем температура поверхности толстолистовой стали достигнет температурного диапазона кипения в переходном режиме, и количества охлаждающей воды на последующей второй стадии вместо проведения единственного охлаждения. Авторы изобретения считают, что причины, почему можно значительно снизить изменение прочности, контролируя расходы воды или скорости охлаждения на первой стадии и на второй стадии, следующие:
Когда толстолистовая сталь охлаждается от высокой температуры, механизм охлаждения толстолистовой стали меняется в последовательности различного механизма кипения: пленочное кипение, кипение в переходном режиме и пузырьковое кипение. Известно, что нестационарное (нестабильное) охлаждение происходит в диапазоне температур (температурный диапазон кипения в переходном режиме), в котором кипение идет в переходном режиме, так как механизм охлаждения меняется от пленочного кипения к пузырьковому кипению. Поэтому, если листовая сталь охлаждается длительное время в температурном диапазоне кипения в переходном режиме, повышается неоднородность температуры в толстолистовой стали. Как результат, в этом температурном диапазоне кипения в переходном режиме температура поверхности толстолистовой стали находится в интервале от 450°C до 560°C, и необходимо быстро охлаждать стальной лист. Кроме того, микроструктура толстолистовой стали согласно настоящему изобретению является не мартенситной структурой, а смешанной структурой бейнита и феррита, чтобы получить листовую сталь, имеющую отличную деформируемость. Поэтому, когда температура поверхности толстолистовой стали выше 540°C, охлаждение проводится при низком расходе воды или при такой скорости охлаждения, чтобы происходило образование феррита. Однако, как описано выше, требуется уменьшить период охлаждения толстолистовой стали в температурном диапазоне кипения в переходном режиме. Поэтому, когда температура поверхности толстолистовой стали составляет 540°C или меньше, охлаждение проводится при высоком расходе воды или скорости охлаждения, чтобы неоднородность температуры на поверхности толстолистовой стали из-за кипения в переходном режиме снижалась. При таком способе прочность толстолистовой стали в направлении ширины и в продольном направлении можно контролировать так, чтобы она была по существу однородной, так как температура прекращения охлаждения толстолистовой стали может контролироваться однородно. В результате требуется, чтобы момент времени, в который расход воды или скорость охлаждения толстолистовой стали изменяются, то есть момент, когда первая стадия охлаждения переключается на вторую стадию охлаждения, определялся заданной температурой на поверхности толстолистовой стали как 540°C или выше. Что касается определения времени, когда первая стадия охлаждения переключается на вторую стадию охлаждения, температура поверхности толстолистовой стали предпочтительно составляет 560°C или выше, более предпочтительно 580°C или выше.
Ниже будут описаны причины, по которым ограничивается химический состав толстолистовой стали (исходный материал) согласно настоящему изобретению. Здесь единица "%" относится к "мас.%" в расчете на химическую композицию согласно настоящему изобретению.
C является обязательным как основной элемент, который улучшает прочность исходного материала. Поэтому необходимо добавлять 0,03% или более C. Если добавлено чрезмерное количество C, превышающее 0,08%, ухудшаются свариваемость или ударная вязкость стали. Поэтому верхний предел количества добавленного C установлен на 0,08%.
Si необходим как раскисляющий элемент в производстве стали. Для раскисления необходимо добавлять в сталь 0,01% или больше Si. Однако, если добавлено более 0,50% Si, ударная вязкость стали в зонах термического воздействия (HAZ) ухудшается. Поэтому верхний предел количества добавленного Si установлен на 0,50%.
Mn является необходимым элементом для обеспечения прочности и ударной вязкости исходного материала. Однако, если количество Mn превышает 2,5%, заметно ухудшается ударная вязкость исходного материала в HAZ. Поскольку при количестве Mn меньше 1,5% становится сложным обеспечить прочность исходного материала, содержание Mn устанавливается в диапазоне от 1,5% до 2,5%.
P является элементом, который влияет на ударную вязкость стали. Если количество P превысит 0,01%, заметно ухудшается не только ударная вязкость исходного материала, но также ударная вязкость в HAZ. Поэтому верхний предел количества P установлен на 0,01%.
Если добавляется чрезмерное количество S, превышающее 0,0030%, образуются грубые сульфиды. Поскольку грубые сульфиды ухудшают ударную вязкость, верхний предел количества S установлен на 0,0030%.
Nb является элементом, образующим карбиды и нитриды, чтобы улучшить прочность. Однако добавление 0,0001% или менее Nb не дает такого эффекта. Кроме того, если добавлено более 0,20% Nb, это вызывает ухудшение ударной вязкости. Поэтому содержание Nb установлено в диапазоне от 0,0001% до 0,20%.
Al добавляют как раскисляющий материал. Согласно настоящему изобретению, если алюминия добавлено более 0,03%, не образуются оксиды на основе Ti. Поэтому верхний предел количества Al установлен на 0,03%. Кроме того, чтобы снизить количество кислорода в расплавленной стали, необходимо добавлять 0,0001% Al или больше. Поэтому нижний предел количества Al установлен на 0,0001%.
Ti является элементом, который проявляет эффект измельчения зерен, действует как раскисляющий материал и, кроме того, как нитридообразующий элемент. Однако, поскольку добавление больших количеств Ti приводит к значительному ухудшению ударной вязкости из-за образования карбидов, верхний предел количества Ti должен быть установлен на 0,030%. Однако, чтобы получить заданные эффекты, необходимо добавлять 0,003% или более Ti. Поэтому диапазон количества Ti установлен в границах от 0,003 до 0,030%.
N необходим для выделения мелкодисперсного TiN, чтобы уменьшить диаметр аустенитных зерен. Так как количество N 0,0010% недостаточно для измельчения зерен, нижний предел количества N установлен на 0,0010%. Кроме того, если количество N превышает 0,0050%, повышается количество растворенного N и ухудшается низкотемпературная ударная вязкость исходного материала, поэтому верхний предел количества N установлен на 0,0050%.
Если добавлено чрезмерное количество O, превышающее 0,0050%, образуются грубые оксиды, и ударная вязкость исходного материала ухудшается. Поэтому верхний предел количества O установлен на 0,0050%.
Сталь, включающая вышеуказанные элементы и баланс, состоящий из железа (Fe) и неизбежных примесей, является предпочтительной базовой химической композицией, использующейся для толстолистовой стали и стальной трубы по настоящему изобретению.
Одновременно в настоящем изобретении можно добавить по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из Mo, Cu, Ni, Cr, V, B, Zr и Ta, в соответствии с потребностью, как элемент, который улучшает прочность и ударную вязкость.
Mo является элементом, который улучшает прокаливаемость и в то же время образует карбиды и нитриды, улучшая прочность. Чтобы получить такой эффект, необходимо добавить 0,01% или более Mo. Однако добавление большого количества Mo, превышающего 1,0%, увеличивает прочность исходного материала больше, чем необходимо, и также значительно ухудшает ударную вязкость. Поэтому диапазон содержания Mo установлен от 0,01% до 1,0%.
Cu является эффективным элементом для повышения прочности без ухудшения ударной вязкости. Однако количество Cu меньше 0,01% не производит такого эффекта, а если количество Cu превышает 1,5%, при нагревании очень возможно появление трещин в слябе или сварном шве. Поэтому количество Cu установлено в диапазоне от 0,01% до 1,5%.
Ni является эффективным элементом для улучшения ударной вязкости и прочности. Чтобы получить такой эффект, необходимо добавить 0,01% Ni или больше. Однако в случае, когда добавлено более 5,0% Ni, ухудшается свариваемость. Поэтому верхний предел количества Ni установлен на 5,0%.
Cr является элементом, который улучшает прочность стали путем дисперсионного твердения. Поэтому необходимо добавлять 0,01% или более Cr. Однако, если добавлено большое количество Cr, повышается прокаливаемость, и, следовательно, образуется мартенситная структура и падает ударная вязкость. Поэтому верхний предел количества Cr установлен на 1,5%.
V является элементом, имеющим эффектом образование карбидов и нитридов, что улучшает прочность. Однако добавление 0,01% или меньше V не производит такого эффекта. Кроме того, добавление более 0,10% V приводит к ухудшению ударной вязкости. Поэтому содержание V установлено в диапазоне от 0,01% до 0,10%.
B является элементом, который растворяется в стали, повышая прокаливаемость, и существенно подавляет образование феррита. Поэтому количество B устанавливают менее 0,0003%. Однако может добавляться 0,0001% или более B, чтобы обеспечить более высокую степень прокаливаемости стали. Таким образом, содержание B устанавливается в диапазоне от 0,0001% до 0,0003%.
W является элементом, который улучшает прокаливаемость и одновременно, образует карбиды и нитриды, улучшая прочность. Чтобы получить такие эффекты, необходимо добавлять 0,01% или больше W. Однако добавление чрезмерного количества W, превышающего 1,0%, повышает прочность исходного материала больше, чем нужно, и также значительно ухудшается ударная вязкость. Поэтому содержание W установлено в диапазоне от 0,01% до 1,0%.
Аналогично ниобию Zr и Ta являются элементами, эффектом которых является образование карбидов и нитридов, что улучшает прочность. Однако добавление 0,0001% или меньше не дает такого эффекта. Кроме того, добавление более чем 0,050% Zr или Ta приводит к ухудшению ударной вязкости. Поэтому количество Zr или Ta устанавливается в диапазоне от 0,0001% до 0,050%.
Кроме того, в настоящем изобретении можно добавлять по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из Mg, Ca, REM (редкоземельный металл), Y, Hf и Re, смотря по потребности, чтобы благодаря оксидам улучшить стойкость к пиннинговой коррозии или сопротивление образованию продольных трещин.
Mg добавляют главным образом как раскисляющий материал. Однако, если магния добавлено больше 0,010%, очень вероятно возникновение грубых оксидов, и, таким образом, ухудшаются ударная вязкость исходного материала и ударная вязкость в HAZ. Кроме того, при добавлении менее 0,0001% Mg невозможно ожидать в достаточной степени внутрикристаллитных превращений и образования оксидов, необходимых как закрепляющих частиц. Поэтому добавление Mg установлено в диапазоне от 0,0001% до 0,010%.
Ca, REM, Y, Hf и Re образуют сульфиды, которые подавляют образование MnS, склонного растягиваться в направлении прокатки, и улучшают характеристики стали в направлении толщины, особенно сопротивление образованию продольных трещин. При количестве любого из Ca, REM, Y, Hf и Re меньше 0,0001% такой эффект получить нельзя. Поэтому нижний предел количеств Ca, REM, Y, Hf и Re устанавливается на 0,0001%. Напротив, если количество любого из Ca, REM, Y, Hf и Re превысит 0,0050%, число оксидов Ca, REM, Y, Hf и Re повышается, а число оксидов, включающих ультратонкий Mg, снижается. Поэтому верхний предел количеств Ca, REM, Y, Hf и Re установлен на 0,0050%.
e3
Сталь, содержащую указанные выше химические компоненты, готовят как расплавленную сталь в процессе производства стали и затем разливают методом непрерывной разливки или подобным, чтобы получить сляб. Сляб подвергают горячей прокатке (нагрев и затем прокатка сляба), чтобы получить толстый стальной лист. В этом случае сляб нагревают до температуры точки A или выше (температура повторного нагрева) и затем прокатывают, чтобы получить обжатие (коэффициент обжатия) 2 или больше в диапазоне температур рекристаллизации и обжатие 3 или больше вне диапазона температур рекристаллизации. Как результат, средний диаметр зерен первоначального аустенита в полученной толстолистовой стали станет равным 20 мкм или меньше.
Температура повторного нагрева сляба предпочтительно равна 950°C или выше. Кроме того, если температура повторного нагрева становится слишком высокой, размер γ-зерен при нагревании увеличивается, поэтому температура повторного нагрева предпочтительно составляет 1250°C или ниже.
Что касается обжатия в диапазоне температур рекристаллизации, то если обжатие меньше 2, рекристаллизации не происходит в достаточной степени, поэтому обжатие предпочтительно составляет 2 или больше.
Если обжатие вне диапазона рекристаллизации составляет 3 или выше, средний диаметр первичных зерен аустенита в толстолистовой стали становится равным 20 мкм или меньше. Поэтому обжатие вне диапазона рекристаллизации предпочтительно равно 3 или выше, более предпочтительно 4 или выше. В этом случае можно средний диаметр зерен первоначального аустенита в толстолистовой стали сделать равным 10 мкм или меньше.
e3
Что касается температуры, при которой начинается водяное охлаждение (исходная температура охлаждения водой), то предпочтительно охлаждать листовую сталь от исходной температуры водяного охлаждения 800°C или ниже. То есть охлаждение толстолистовой стали начинается с точки A или ниже. В этом случае происходит ферритное превращение, и отношение предела текучести к пределу прочности толстолистовой стали снижается, в соответствии с чем становится благоприятной деформируемость толстолистовой стали.
3
2
3
2
3
2
3
2
Что касается способа охлаждения, охлаждение проводится при расходе воды 0,6 м/(м·мин) или меньше на поверхности толстолистовой стали до тех пор, пока температура поверхности стального листа не достигнет заданной температуры, превышающей 540°C (на первой стадии). Когда расход воды больше чем 0,6 м/(м·мин), феррит в толстолистовой стали не образуется. После этого (на второй стадии) поверхность толстолистовой стали охлаждается с расходом воды 1,3 м/(м·мин) или выше. Когда расход воды меньше 1,3 м/(м·мин), удлиняется период времени, в течение которого листовая сталь удерживается в температурном диапазоне кипения в переходном режиме, и в существенной степени повышается неоднородность температуры в толстолистовой стали.
При этом температура поверхности толстолистовой стали измеряется от центра стального листа в направлении ширины.
Кроме того, когда температура поверхности толстолистовой стали равна или выше заданной температуры, превышающей 540°C (на первой стадии), предпочтительно, чтобы скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали составляла 10°C/с или меньше. При этом, если скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали больше чем 10°C/с, феррит в толстолистовой стали не образуется. С другой стороны, когда температура поверхности стального листа меньше, чем заданная температура (на второй стадии), предпочтительно, чтобы скорость охлаждения поверхности стального листа составляла 40°C/с или больше. При этом, если скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали менее 40°C/с, удлиняется период времени, в течение которого толстолистовая сталь удерживается в температурном диапазоне кипения в переходном режиме, и в существенной степени повышается неоднородность температуры толстолистовой стали. Устройство охлаждения, применяемое в настоящем изобретении, имеет несколько мест (называемых зонами), где собраны сопла, способные осуществлять контроль, чтобы сделать расход воды одинаковым. Например, согласно настоящему изобретению, зоны подразделяются на вышеописанную первую стадию (в заданном интервале температур 540°C или выше) и на вторую стадию. После того как расход воды для каждой из первой стадии и второй стадии установлен, можно рассчитать скорость охлаждения на поверхности толстолистовой стали, используя температуру на поверхности толстого стального листа перед и после текущего водяного охлаждения, скорость подачи листа и расстояние для охлаждения толстолистовой стали. Кроме того, положение (зона), в которой первая стадия переключается на вторую стадию, может быть определено произвольно, учитывая состояние охлаждения или подобное у толстолистовой стали.
Ниже с обращением к фиг.1 будут подробно описаны причины, почему охлаждение проводится в вышеуказанных условиях. Фиг.1 показывает пример соотношения между характером охлаждения поверхности толстолистовой стали и диаграммой превращения стали. Как показано пунктирной линией (i) на фиг.1, если расход воды или скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали на первой стадии не удовлетворяют условиям по настоящему изобретению, микроструктура поверхности толстолистовой стали является не смешанной структурой бейнита и феррита, но является по существу мартенситной структурой. Поэтому, даже если расход воды или скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали на второй стадии удовлетворяют условию согласно настоящему изобретению, имеются случаи, когда ударная вязкость поверхности стального листа существенно ухудшается, и при изготовлении стальных труб на поверхности толстолистовой стали возникают поверхностные дефекты, такие как трещины на поверхности или подобное. Кроме того, может возникать изменение прочности толстолистовой стали, так как стальной лист быстро охлаждается перед началом ферритного превращения и бейнитного превращения. Кроме того, как показано пунктирной линией (ii) на фиг.1, если расход воды или скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали на второй стадии не удовлетворяют условию согласно настоящему изобретению, удлиняется период времени, в течение которого листовая сталь удерживается в температурном диапазоне кипения в переходном режиме, и колебания температуры в толстолистовой стали повышаются до существенной степени. Таким образом, даже если расход воды или скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали на первой стадии соответствуют условию, в котором в толстолистовой стали образуется феррит, в части одного стального листа или между произведенными стальными листами возникает разница прочности. С другой стороны, как показано сплошными линиями (iii) и (iv) на фиг.1, когда расход воды или скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали на первой стадии и на второй стадии удовлетворяют условию согласно настоящему изобретению, листовая сталь имеет смешанную структуру (микроструктуру) бейнита и феррита согласно настоящему изобретению.
Что касается температуры прекращения охлаждения, то если водяное охлаждение (конечное водяное охлаждение) заканчивается при 200°C или ниже, в середине толщины толстолистовой стали встречаются дефекты, которые, как считается, вызваны водородом. Поэтому нижний предел температуры прекращения охлаждения предпочтительно устанавливается на 200°C.
Далее будет описан способ получения трубопроводных труб посредством гибочного процесса (UO-пресс), используя толстолистовую сталь для ультравысокопрочных трубопроводов, произведенную указанным выше способом получения. После изготовления толстолистовой стали толщиной от 12 до 25 мм стальному листу придают форму трубы с помощью UO-пресса (C-пресс, U-пресс и O-пресс). Затем края стального листа, которому придана форма трубы, соединяют встык и подвергают сварке прихваточным швом. Для сварки прихваточным швом используют дуговую сварку плавящимся электродом или дуговую сварку металлическим электродом в среде инертного газа. После сварки прихваточным швом проводят дуговую сварку под флюсом на примыкающих участках стального листа, которому придана форма трубы, от наружной и внутренней поверхностей. Для дуговой сварки под флюсом используется сварочная проволока и агломерированный или плавленый флюс. Наконец, проводится экспандирование, чтобы получить стальную готовую трубу.
В способе получения стальной трубы для ультравысокопрочных трубопроводов согласно настоящему изобретению предпочтительно проводить термообработку сварного шва (зона роликовой сварки) после проведения дуговой сварки под флюсом на внутренней и внешней поверхностях и перед проведением экспандирования труб. Кроме того, что касается условий термообработки стальной трубы, предпочтительно проводить термообработку сварного шва при температуре от 200°C до 500°C. При такой термообработке можно снизить долю смешанной структуры аустенита и мартенсита (MA), которая образуется в сварном шве (металл шва) и которая вредна для ударной вязкости. Если сварной шов нагревать до температуры 200°C-500°C, грубая структура MA, образованная вдоль границ зерен первоначального аустенита, распадается на мелкодисперсный цементит. Однако, в случае, если сварной шов подвергается термообработке при температуре ниже 200°C, грубая структура MA не распадается на цементит. Поэтому нижний предел температуры термообработки шва составляет 200°C. Кроме того, если сварной шов подвергнуть термообработке при температуре выше 500°C, ухудшается ударная вязкость шва. Таким образом, верхний предел температуры термообработки шва равен 500°C.
Примеры
Далее будут описаны примеры согласно настоящему изобретению.
eq
cm
s
C90
После нагрева слябов толщиной 240 мм, имеющих химический состав, указанный в таблице 1, до 1000°C-1210°C проводили горячую прокатку в диапазоне температур рекристаллизации, 950°C или выше, пока толщина слябов (промежуточная толщина) не достигнет 70-100 мм. Кроме того, горячую прокатку проводили вне области температур рекристаллизации, в пределах интервала от 880°C до 750°C, пока толщина слябов (толщина листа) не станет равной 12-25 мм. Затем начинали охлаждение толстолистовой стали (водяное охлаждение на первой стадии) при температуре от 650°C до 795°C и проводили быстрое охлаждение от заданной температуры, превышающей 540°C. После этого охлаждение (водяное охлаждение на второй стадии) останавливали при температуре от 200°C до 500°C. При этом таблица 1 для сведения показывает также углеродный эквивалент C, показатель чувствительности сварного шва к растрескиванию P, температуру начала мартенситного превращения M и критическую скорость охлаждения V, при которой может быть получена микроструктура, состоящая на 90% из мартенситной структуры.
Чтобы оценить предел текучести и предел прочности на разрыв каждого полученного стального листа, из каждого стального листа отбирали полнослойные образцы для испытаний, основываясь на стандарте API 5L, и проводили испытания на определение предела прочности на разрыв при комнатной температуре. Что касается направления отбора, полнослойные образцы отбирали таким образом, чтобы продольные направления полнослойных образцов соответствовали направлению ширины стальных листов. Кроме того, полнослойные образцы отбирали на расстоянии 1 м от переднего конца и заднего конца стального листа в продольном направлении стального листа. Отбирали по два полнослойных образца с обеих сторон на середине толщины стального листа в каждом из этих положений.
2
Далее, после формования стальных листов UO-прессом, проводили сварку прихваточным швом путем дуговой сварки в защитной газовой атмосфере CO на смежных частях стальных листов. После этого проводилась роликовая сварка путем дуговой сварки под флюсом на смежных частях стальных листов от наружных и внутренних поверхностей, используя сварочную проволоку и плавленый флюс, чтобы получить стальные трубы. Среднее внесение тепла при роликовой сварке было установлено в интервале от 2,0 кДж/мм до 5,0 кДж/мм. Одновременно проводилась термообработка при температуре 250°C-450°C в зоне роликовой сварки части стальных труб. Таблица 2 показывает условия получения стальных листов и стальных труб.
Чтобы оценить предел текучести и предел прочности на разрыв каждой полученной стальной трубы, из каждой стальной трубы брался образец для испытания по API и проводились испытания на предел прочности на разрыв. Что касается направления отбора образцов, образцы для испытаний по API отбирали таким образом, чтобы продольное направление образцов соответствовало направлению оси стальных труб. Кроме того, два образца для испытаний по API брали с обеих сторон в положении 1/4 цикла от каждой зоны роликового сварного шва стальной трубы на поверхности, отрезанной перпендикулярно оси трубы. Кроме того, для сведения, чтобы оценить деформируемость после деформационного старения, стальные трубы подвергали термообработке при 210°C (выдержка 5 минут и затем охлаждение на воздухе), и два образца для испытаний по API отбирались в таких же местах, что и выше, и затем проводили испытания на растяжение. Испытание на растяжение основано на стандарте API 2000. Кроме того, чтобы оценить ударную вязкость стальных труб, проводили испытания по Шарпи при -30°C и испытания DWT (испытание на разрыв падающим грузом). Испытания по Шарпи и испытания DWT также основаны на стандарте API 2000. Образцы для испытания по Шарпи и образцы для испытания DWT отбирали в положениях 1/2 цикла от зоны роликовой сварки стальной трубы на поверхности, отрезанной перпендикулярно оси трубы таким образом, чтобы продольное направление образцов соответствовало окружным направлениям стальных труб. Из каждой стальной трубы бралось по два образца для испытаний DWT и по три образца для испытания по Шарпи бралось в центре толщины каждой стальной трубы.
Кроме того, для каждой произведенной стальной трубы оценивалась ударная вязкость в HAZ. Образцы для оценки ударной вязкости в HAZ отбирались из зоны термического влияния (HAZ) вблизи зоны роликовой сварки в стальной трубе, и надрез формировали в положении FL+1 мм (на расстоянии 1 мм от границы между HAZ и зоной роликовой сварки в сторону HAZ). Из каждой стальной трубы отбирали три образца для испытаний. Все образцы оценивались по тесту Шарпи при -30°C.
Таблица 3 показывает результаты испытаний. Одновременно таблица 3 показывает для сведения не только предел прочности на разрыв, но также предел текучести и отношение предела текучести к пределу прочности.
Стали №1-22 относятся к примерам согласно настоящему изобретению. Как видно из таблицы 3, эти листовые стали и стальные трубы имеют предел прочности на разрыв, соответствующий стандарту X80 или выше, и изменение прочности листовых сталей и стальных труб снижено до 60 МПа или ниже. Кроме того, стальные трубы имеют энергию по Шарпи 200 Дж или выше и долю вязкой составляющей в тесте DWT 85% или выше, и поглощенная энергия в испытаниях по Шарпи в зоне термического влияния (ударная вязкость в HAZ) превышает 50 Дж. Таким образом, стальные трубы в примерах согласно настоящему изобретению имеют высокую ударную вязкость. Стали №23-35 относятся к сравнительным примерам, которые не удовлетворяют условиям получения согласно настоящему изобретению. Так, сталь №23 имеет меньшее количество C в стали, чем диапазон согласно настоящему изобретению, и поэтому обнаруживает недостаточный предел прочности на разрыв. У сталей №24-29 и 31 по меньшей мере один элемент из базовых химических компонентов и избирательных элементов, добавленных в стали, содержится в количестве, превышающем диапазон согласно настоящему изобретению, и поэтому они обнаруживают недостаточную ударную вязкость в HAZ. С другой стороны, условия охлаждения стальных листов для сталей №30 и 32-35 не удовлетворяют условию охлаждения согласно настоящему изобретению. Так, для сталей №30 и 33 стальные листы на первой стадии охлаждаются быстро. Для сталей №32 и 35 стальные листы охлаждаются медленно на второй стадии. У сталей №34 исходная температура быстрого охлаждения стальных листов низкая, а быстрое охлаждение на второй стадии проводится после того, как температура поверхности листа достигнет температурного диапазона кипения в переходном режиме. Поэтому стали №30 и 32-35 показывают большую неоднородность прочности, 100 МПа или выше, в стальных листах и стальных трубах.
Промышленная применимость
Возможно обеспечить способ получения толстолистовой стали и стальных труб для ультравысокопрочных трубопроводов, которые имеют отличную прочность, низкотемпературную ударную вязкость и деформируемость исходных материалов, легко свариваются на месте эксплуатации и имеют предел прочности на разрыв 625 МПа или больше (стандарт API X80 или выше).