ТОЛСТЫЙ ГОРЯЧЕКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ С ВЫСОКИМ ПРЕДЕЛОМ ПРОЧНОСТИ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ, ОБЛАДАЮЩИЙ ВЫСОКОЙ НИЗКОТЕМПЕРАТУРНОЙ УДАРНОЙ ВЯЗКОСТЬЮ, И СПОСОБ ЕГО ПРОИЗВОДСТВА
THICK-WALL HIGH-STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET WITH HIGH TENSILE STRENGTH, HIGH-TEMPERATURE TOUGHNESS, AND METHOD OF ITS PRODUCTION

Область техники, к которой относится изобретение
Настоящее изобретение относится к толстому горячекатаному стальному листу с высоким пределом прочности при растяжении, который используется преимущественно в качестве исходного материала для изготовления высокопрочной электросварной стальной трубы или высокопрочной спиральной стальной трубы, от которых требуется обладание высокой ударной вязкостью при их использовании в качестве трубопровода для транспортировки сырой нефти, природного газа и т.п., и к способу производства такого стального листа и, более конкретно, к повышению низкотемпературной ударной вязкости. Согласно изобретению «стальной лист» является понятием, которое включает в себя стальную плиту и стальную полосу. В настоящем описании «горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении» означает горячекатаный стальной лист, обладающий высокой прочностью с пределом прочности при растяжении (TS), равным 510 МПа или выше, а «толстостенный» стальной лист означает стальной лист толщиной 11 мм или более, в то время как сверхтолстый горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении имеет толщину более 22 мм.
Уровень техники
В последнее время ввиду резкого роста стоимости нефти из-за нефтяного кризиса, потребности в разнообразии источников энергии и т.п. активно стимулируются бурение для добычи нефти и природного газа, а также сооружение трубопроводов в очень холодных регионах, таких как Северное море, Канада и Аляска. Кроме того, в последнее время резко возросли также разработки месторождений кислого газа (сернистого нефтяного газа) и т.п., которые в свое время были прекращены из-за сильной коррозии.
Что касается трубопроводов, в настоящем изобретении затронута также тенденция, согласно которой с целью повышения эффективности транспортировку природного газа или нефти производят с использованием труб большого диаметра под высоким давлением. Для обеспечения нормальной работы под высоким давлением в трубопроводе необходимо создание транспортной трубы (трубопроводной трубы) с использованием толстостенной трубы, используя для этой цели изготовленную из плиты UOE трубу из стали. Однако в последнее время возникла большая потребность в дальнейшем снижении стоимости строительства трубопроводов или потребность в снижении стоимости материала стальных труб из-за нестабильности поставки UOE труб. Соответственным образом, в качестве транспортных труб вместо UOE труб, для которых в качестве исходного материала используются плиты, используют высокопрочные электросварные стальные трубы или высокопрочные спиральные стальные трубы, которые изготовляют с использованием рулонного горячекатаного стального листа (горячекатаной стальной полосы), характеризующегося высокой производительностью и пониженной себестоимостью.
Чтобы предотвратить разрушение трубопроводной трубы, необходимо, чтобы названные выше высокопрочные стальные трубы обладали высокой низкотемпературной ударной вязкостью. Для производства таких стальных труб, которые бы обладали как высокой прочностью, так и высокой ударной вязкостью, были предприняты попытки придания большей прочности стальному листу, являющемуся исходным материалом для стальной трубы, путем упрочнения в результате фазового перехода, для чего использовали ускоренное охлаждение после горячей прокатки, упрочнение в результате выделения фаз осадков элементов сплавов, таких как Nb, V, Ti и т.п., а также попытки придания стальному листу более высокой ударной вязкости путем образования микроструктуры, для чего использовали контролируемую прокатку и т.п.
Далее, от трубопроводной трубы, которая используется для транспортировки нефти или содержащего сероводород природного газа, требуется, чтобы она наряду с такими свойствами, как прочность и ударная вязкость, обладала высокой стойкостью к так называемому кислому газу, такой как стойкость к растрескиванию, индуцируемому водородом (HIC-стойкость), или стойкость к растрескиванию в результате коррозии, вызываемой напряжениями.
Для удовлетворения названной потребности в патентном документе 1, например, предлагается способ производства обладающего высокой ударной вязкостью горячекатаного стального листа с низким отношением предела текучести к пределу прочности при растяжении и высокой прочностью, в котором (способе) сталь, содержащая от 0,005 до 0,030% или менее С и от 0,0002 до 0,0100% В и которая содержит 0,20% или менее Ti и 0,25% или менее Nb в состоянии, где каждый или оба из Ti и Nb удовлетворяют зависимости: (TI+Nb/2)/C=4 или более, и, кроме того, содержит соответствующие количества Si, Mn, P, Al и N, подвергают горячей прокатке и после этого охлаждают со скоростью охлаждения от 5 до 20°С/сек и сматывают в рулон в пределах температур от 550 до 700°С, получая в результате горячекатаный стальной лист, структура которого образована ферритом и/или бейнитным ферритом, а количество твердорастворного углерода в зернах устанавливается в пределах от 1,0 до 4,0 ч./млн. Согласно раскрытой в патентном документе 1 технологии существует, как утверждается, возможность производить высокопрочный горячекатаный стальной лист, который обладает высокой ударной вязкостью, отличной свариваемостью и высокой стойкостью к кислому газу и при этом обладает низким отношением предела текучести к пределу прочности при растяжении, что не приводит к неоднородности материала как в направлении толщины, так и в направлении длины.
Однако в технологии, раскрытой в патентном документе 1, количество твердого раствора углерода в зернах составляет от 1,0 до 4,0 ч./млн, и, следовательно, из-за накопленного при выполнении кольцевого сварного шва тепла существует тенденция к росту кристаллических зерен, в результате чего зона, подвергнутая действию сварочного тепла, превращается в зону с крупными зернами, что является неблагоприятным фактором, поскольку при этом на участке кольцевого сварного шва сильно снижается ударная вязкость в зоне, подвергнутой действию сварочного тепла.
3
3
Далее, в патентном документе 2 предлагается способ производства высокопрочного стального листа, который обладает высокой стойкостью к растрескиванию, индуцируемому водородом, где стальной сляб, который содержит от 0,01 до 0,12% С, 0,5% или менее Si, от 0,5 до 1,8% Mn, от 0,010 до 0,030% Ti, от 0,01 до 0,05% Nb, от 0,0005 до 0,0050% Са так, чтобы обеспечивались углеродный эквивалент, равный 0,40 или ниже и отношение Са/O от 1,5 до 2,0, подвергается горячей прокатке при температуре Ar+100°С или выше, после чего стальную полосу охлаждают на воздухе в течение времени от 1 до 20 сек. Далее, стальную полосу в течение 20 сек охлаждают от температуры не ниже точки Ar до температуры от 550 до 650°С, после чего стальную полосу сматывают в рулон при температуре от 450 до 500°С. Согласно раскрытой в патентном документе 2 технологии возможно производство предназначенного для изготовления трубопроводной трубы стального листа класса Х60-Х70 согласно стандарту API, обладающего стойкостью к индуцируемому водородом растрескиванию. Однако раскрытая в патентном документе 2 технология не может обеспечить требуемое время охлаждения, когда речь идет о стальном листе большой толщины, что является недостатком, поскольку для обеспечения заданных характеристик необходимо дополнительно повысить холодильную емкость.
3
В патентном документе 3 предлагается способ производства высокопрочной предназначенной для изготовления трубопроводной трубы плиты, которая обладает высокой стойкостью к индуцируемому водородом растрескиванию, где сталь, содержащую от 0,03 до 0,06% С, от 0,01 до 0,5% Si, от 0,8 до 1,5% Mn, 0,0015% или менее S, 0,08% или менее Al, от 0,001 до 0,005% Са, 0,0030 или менее 0 в состоянии, в котором Ca, S и О удовлетворяют определенному соотношению, нагревают, подвергают сталь ускоренному охлаждению от температуры точки превращения Ar или выше до 400-600°С со скоростью охлаждения 5°С/сек или выше и сразу же после этого сталь повторно нагревают до температуры поверхности плиты 600°С или выше и температуры средней части по толщине плиты от 550 до 700°С со скоростью повышения температуры 0,5°С/сек или выше, устанавливая тем самым разницу температур между температурой поверхности плиты и температурой средней части по толщине плиты в момент времени, когда завершается повторный нагрев, равной 20°С или более. Согласно раскрытой в патентном документе 3 технологии можно получать плиту, у которой структурная фракция вторичной фазы в структуре металла составляет 3% или менее, а разница в твердости между поверхностным слоем и средней частью по толщине плиты лежит в пределах 40 пунктов твердости по Виккерсу, в результате чего получаемая плита обладает высокой стойкостью к индуцируемому водородом растрескиванию. Однако раскрытая в патентном документе 3 технология требует операции повторного нагрева, что является недостатком в связи с осложнением производственного процесса и необходимостью в обеспечении дополнительным оборудованием и т.п.
3
1
3
Далее, в патентном документе 4 предлагается способ производства стального материала, имеющего крупнозернистый ферритный слой на передней и задней поверхностях, в котором (способе) сляб, содержащий от 0,01 до 0,3% С, 0,6% или менее Si, от 0,2 до 2,0% Mn, 0,06% или менее Р, S, Al, от 0,005 до 0,035% Ti, от 0,001 до 0,006% N, подвергают горячей прокатке, прокатке при температуре Ас-50°С или ниже и суммарной степени обжатия 2% или более на стадии охлаждения, которая следует за горячей прокаткой, после чего сляб нагревают до температуры выше Ac и ниже Ас и затем постепенно охлаждают. Раскрытая в патентном документе 4 технология рассматривается как способствующая усилению чувствительности к SSC (растрескиванию в результате коррозии, вызываемой напряжениями), стойкости к атмосферным воздействиям и стойкости к коррозии плиты и, кроме того, уменьшению ухудшения качества материала после холодной обработки и т.п. Однако раскрытая в патентном документе 4 технология требует стадии повторного нагрева, что является недостатком, поскольку при этом осложняется процесс производства и возникает необходимость в дополнительном обеспечении оборудования для повторного нагрева и т.п.
В последнее время, с точки зрения предотвращения взрывного разрыва трубопровода, часто возникают ситуации, когда стальная труба для очень холодных участков нуждается в обладании высокой ударной вязкости, в частности в высоких характеристиках, относящихся к CTOD (перемещения отверстия вершины трещины) и DWITT (испытания на разрыв падающим грузом).
3
3
3
3
С целью удовлетворения такой потребности в патентном документе 5, например, раскрыт способ производства горячекатаного стального листа для высокопрочной электросварной стальной трубы, где сляб, который содержит требуемые количества С, Si, Mn и N, содержит Si и Mn в таких количествах, которые удовлетворяют отношению Mn/Si от 5 до 8, и содержит от 0,01 до 0,1% Nb, нагревают, после чего сляб подвергают черновой прокатке в условиях, при которых степень обжатия первой прокатки, проводимой при температуре 1100°С или выше, составляет от 15 до 30%, общая степень обжатия при температуре 1000°С или выше равна 60% или выше и степень обжатия при чистовой прокатке составляет от 15 до 30%, после чего сляб охлаждают до такой степени, что температура поверхностного слоя становится равной точке Ас или ниже, при скорости однократного охлаждения 5°С/сек или выше и вслед за этим начинается чистовая прокатка в момент времени, когда температура поверхностного слоя достигает значения от (Ас-40°С) до (Ас+40°С) за счет рекуперации или принудительного перегрева, чистовая прокатка заканчивается в условиях, когда общая степень обжатия при температуре 950°С или ниже равна 60% или выше, а температура конца прокатки равна точке Ar или выше, охлаждение начинается в пределах 2 сек после окончания чистовой прокатки, сляб охлаждают до температуры 600°С или ниже со скоростью 10°С/сек и сматывают сляб в рулон в пределах температур от 600 до 350°С. Согласно стальному листу, изготовленному с помощью технологии, раскрытой в патентном документе 5, нет необходимости добавлять к стальному листу дорогостоящие элементы сплавов, структура поверхностного слоя стального листа становится тонкой без проведения термообработки всей стальной трубы, в результате чего осуществляется производство высокопрочной электросварной стальной трубы, которая обладает высокой низкотемпературной ударной вязкостью и, в частности, DWTT-характеристиками. Однако при использовании раскрытой в патентном документе 5 технологии стальной лист большой толщины не может обеспечить заданную скорость охлаждения, что является недостатком, поскольку для обеспечения заданного свойства необходимо дополнительно повысить холодильную емкость.
3
Далее, в патентном документе 6 раскрыт способ производства стальной полосы для высокопрочной электросварной трубы, которая обладает высокой низкотемпературной ударной вязкостью и хорошей свариваемостью, где стальной сляб, который содержит требуемые количества С, Si, Mn, Al и N, а также содержит от 0,01 до 0,1% Nb, от 0,001 до 0,1% V, от 0,001 до 0,1% Ti, содержит при этом один, два или более из элементов Cu, Ni, Мо и имеет значение Pcm, равное 0,17 или меньше, нагревают и после этого завершают чистовую прокатку в условиях, при которых температура поверхности равна (Ar-50°С) или выше, и непосредственно после прокатки прокатанный лист охлаждают, после чего охлажденный прокатный лист постепенно охлаждают при температуре 700°С или ниже и одновременно сматывают в рулон.
Однако в последнее время стальной лист для высокопрочной электросварной стальной трубы нуждается в дополнительном повышении низкотемпературной ударной вязкости, в частности CTOD-характеристик и DWTT-характеристик. При использовании раскрытой в патентном документе 6 технологии низкотемпературная ударная вязкость недостаточна, что является недостатком, поскольку в этом случае невозможно придать стальному листу для высокопрочной электросварной стальной трубы высокую низкотемпературную ударную вязкость в такой степени, чтобы стальной лист в достаточной степени удовлетворял CTOD-характеристике и DWTT-характеристике.
В частности, сверхтолстый горячекатаный стальной лист, толщина которого превышает 22 мм, проявляет тенденцию, состоящую в том, что охлаждение средней части толщины листа задерживается по сравнению с поверхностным слоем, в результате чего размер кристаллических зерен средней части толщины листа имеет склонность к укрупнению, что вызывает трудность дополнительного повышения низкотемпературной ударной вязкости.
Патентные документы
Патентный документ 1 JP-A-08-319538
Патентный документ 2 JP-A-09-296216
Патентный документ 3 JP-A-2008-056962
Патентный документ 4 JP-A-2001-340936
Патентный документ 5 JP-A-2001-207220
Патентный документ 6 JP-A-2004-315957
Задача, которую должно решить изобретение
Целью первого варианта настоящего изобретения является устранение указанных выше недостатков существующего уровня техники и создание толстого горячекатаного стального листа с высокой прочностью на растяжение, который бы обладал как высокой прочностью, так и высокой пластичностью без необходимости добавления большого количества легирующих элементов, благодаря чему он бы обладал прекрасным балансом между прочностью и пластичностью, обладая при этом высокой низкотемпературной ударной вязкостью, в частности высокими CTOD-характеристиками и DWTT-характеристиками, и который был бы приемлем для производства высокопрочной электросварной стальной трубы или высокопрочной спиральной стальной трубы, и способа производства такого толстого горячекатаного стального листа с высокой прочностью при растяжении.
В первом изобретении «горячекатаный стальной лист с высокой прочностью при растяжении» означает горячекатаный стальной лист, имеющий высокую прочность при растяжении, равную 510 МПа или выше, а «толстый» стальной лист означает стальной лист, имеющий толщину 11 мм или более.
В первом изобретении «высокие CTOD-характеристики» означает случай, когда расстояние перемещения отверстия верхушки трещины, т.е. значение CTOD в CTOD-тесте, проводимом при температуре -10°С, согласно нормам ASTM Е 1290, равно 0,30 мм или больше.
В первом изобретении «высокие DWTT-характеристики» означает случай, когда самая низкая температура, при которой степень вязкого разрушения достигает 85% (DWTT-температура), равна -35°С или ниже в DWTT-тесте, проводимом согласно нормам ASTM E 436.
Кроме того, в первом изобретении «прекрасный баланс прочности и пластичности» означает случай, когда TS (предел прочности при растяжении)×Е1=18000 МПа % или более. В качестве относительного удлинения Е1 (в %), согласно нормам ASTM E 8, используется значение, которое получают в случае, когда испытание проводится с использованием листового образца (ширина боковой части 12,5 мм, калибровочное расстояние GL=50 мм).
Целью второго варианта изобретения является создание сверхтолстого горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении, толщина которого превышает 22 мм и который бы обладал высокой прочностью с пределом прочности при растяжении равным 530 МПа или более и высокой низкотемпературной ударной вязкостью, в частности высокими CTOD-характеристиками и DWTT-характеристиками, предназначенного для изготовления высокопрочной электросварной стальной трубы или высокопрочной спиральной стальной трубы классов Х70-Х80, и способа производства такого сверхтолстого горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении.
При этом во втором изобретении «высокие CTOD-характеристики» означает случай, когда расстояние перемещения отверстия верхушки трещины, т.е. значение CTOD в CTOD-тесте, проводимом при температуре -10°С, согласно нормам ASTM E 1290, равно 0,30 мм или больше.
Далее, во втором изобретении «высокая низкотемпературная ударная вязкость» означает случай, когда самая низкая температура, при которой степень вязкого разрушения достигает 85% (DWTT-температура), равна -30°С или ниже в DWTT-тесте, проводимом согласно нормам ASTM Е 436.
Целью третьего варианта изобретения является создание толстого горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении, который бы обладал высокой прочностью с TS, равным 560 МПа или выше, и высокой низкотемпературной ударной вязкостью, в частности высокими CTOD-характеристиками и DWTT-характеристиками, предназначенного для производства высокопрочной электросварной стальной трубы или высокопрочной спиральной стальной трубы классов Х70-Х80, и способа производства такого толстого горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении.
При этом в третьем изобретении «высокие CTOD-характеристики» означает случай, когда расстояние перемещения отверстия верхушки трещины, т.е. значение CTOD в CTOD-тесте, проводимом при температуре -10°С, согласно нормам ASTM E 1290, равно 0,30 мм или больше.
В третьем изобретении «высокие DWTT-характеристики», когда толстый горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении обладает высокой прочностью, равной 560 МПа или выше, означает случай, когда самая низкая температура, при которой степень вязкого разрушения достигает 85% (DWTT-температура), равна -50°С или ниже в DWTT-тесте, проводимом согласно нормам ASTM Е436
Средства для решения задачи
Для достижения указанной выше цели авторы настоящего изобретения провели дополнительные исследования на основе данных, полученных в базовом эксперименте, и выполнили настоящее изобретение.
Суть настоящего изобретения состоит в следующем.
1. Горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении, имеющий состав, мас.%: от 0,02 до 0,08 С, от 0,01 до 0,50 Si, от 0,5 до 1,8 Mn, 0,025 или менее Р, 0,005 или менее S, от 0,005 до 0,10 Al, от 0,01 до 0,10 Nb, от 0,001 до 0,05 Ti и остальное Fe, причем стальной лист содержит С, Ti и Nb в таких количествах, которые удовлетворяют приведенной ниже формуле (1), и при этом стальной лист имеет структуру, где первичная фаза структуры на расстоянии 1 мм от поверхности стального листа в направлении толщины листа представляет собой фазу, выбранную из группы, состоящей из ферритной фазы, отожженного мартенсита и смешанной структуры из ферритной фазы и отожженного мартенсита, а первичная фаза структуры в середине толщины листа образована ферритной фазой, и разность ΔV между структурной фракцией (в об.%) вторичной фазы на расстоянии 1 мм от поверхности стального листа в направлении толщины листа и структурной фракцией (в об.%) вторичной фазы в середине толщины листа составляет 2% или меньше.
Примечание
где Ti, Nb, С - содержания соответствующих элементов (в мас.%).
2. Горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении согласно указанному выше пункту (1), у которого структура на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа представляет собой структуру, в которой первичная фаза образована ферритной фазой, а разность ΔD между средним размером зерна ферритной фазы на расстоянии 1 мм от поверхности стального листа в направлении толщины листа и средним размером зерна ферритной фазы в середине толщины листа составляет 2 мкм или меньше.
3. Горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении согласно указанному выше пункту (2), у которого средний размер зерна ферритной фазы в середине толщины листа составляет 5 мкм или меньше, структурная фракция (в об.%) вторичной фазы составляет 2% или меньше, а толщина листа превышает 22 мм.
4. Горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении согласно указанному выше пункту (1), у которого первичная фаза структуры на расстоянии 1 мм от поверхности стального листа в направлении толщины листа образована либо отожженной мартенситной структурой, либо смешанной структурой бейнита и отожженного мартенсита, структура в середине толщины листа включает первичную фазу, образованную бейнитом и/или бейнитным ферритом, и вторичную фазу, которая составляет 2 об.% или менее, а разность ΔHV между твердостью по Виккерсу HV1mm на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и твердостью по Виккерсу HV1/2t в середине толщины листа составляет 50 пунктов или меньше.
5. Горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении согласно любому из указанных выше пунктов от (1) до (4), который дополнительно содержит, мас.%: один, два или более элементов, выбранных из от 0,01 до 0,10 V, от 0,01 до 0,50 Мо, от 0,01 до 1,0 Cr, от 0,01 до 0,50 Cu и от 0,01 до 0,50 Ni.
6. Горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении согласно любому из указанных выше пунктов от (1) до (5), где горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении дополнительно содержит, мас.%: от 0,0005 до 0,005 Са.
7. Способ производства горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении согласно пункту (2), в котором при изготовлении горячекатаного стального листа путем нагрева стального материала, имеющего состав, указанный в пункте (1), и путем применения горячей прокатки, состоящей из черновой прокатки и чистовой прокатки стального материала, проводят ускоренное охлаждение, которое состоит из первичного ускоренного охлаждения и вторичного ускоренного охлаждения, первичное ускоренное охлаждение проводят таким образом, что средняя скорость охлаждения в середине толщины листа составляет 10°С/сек или выше, а разница в скорости охлаждения между средней скоростью охлаждения в середине толщины листа и средней скоростью охлаждения на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа меньше 80°С/сек, и осуществляют его до тех пор, пока первичное охлаждение не достигнет температуры остановки, при которой температура на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа достигает значения в диапазоне температур от 650°С или ниже до 500°С или выше, вторичное ускоренное охлаждение проводят так, что средняя скорость охлаждения в середине толщины листа составляет 10°С/сек или выше, а разница в скорости охлаждения между средней скоростью охлаждения в середине толщины листа и средней скоростью охлаждения на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа равна 80°С/сек или выше, и осуществляют его до тех пор, пока температура в середине толщины листа не достигнет значения температуры остановки вторичного охлаждения BFS, которая определена приведенной ниже формулой (2), или ниже, и горячекатаный стальной лист сматывают в рулон при температуре сматывания в рулон BFSO, которая определена приведенной ниже формулой (3), или ниже, как температура в середине толщины листа после вторичного ускоренного охлаждения.
Примечание:
где С, Mn, Cr, Мо, Cu и Ni - содержания соответствующих элементов, мас.%;
CR - скорость охлаждения, °С/сек.
8. Способ производства горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении согласно указанному выше пункту (7), в котором между первичным ускоренным охлаждением и вторичным ускоренным охлаждением в течение 10 сек или меньше проводят охлаждение на воздухе.
9. Способ производства горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении согласно указанным выше пунктам (7) или (8), в котором ускоренное охлаждение проводят со средней скоростью охлаждения 10°С/сек или выше в диапазоне температур от 750 до 650°С в середине толщины листа.
10. Способ производства горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении согласно любому из указанных выше пунктов от (7) до (9), в котором разница между температурой остановки охлаждения на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и температурой сматывания в рулон при втором ускоренном охлаждении лежит в пределах 300°С.
11. Способ производства горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении согласно любому из указанных выше пунктов от (7) до (10), в котором горячекатаный стальной лист дополнительно содержит, мас.%: один, два или более элементов, выбираемых из: от 0,01 до 0,10 V, от 0,01 до 0,50 Мо, от 0,01 до 1,0 Cr, от 0,01 до 0,50 Cu и от 0,01 до 0,50 Ni.
12. Способ производства горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении согласно любому из указанных выше пунктов от (7) до (11), в котором горячекатаный стальной лист дополнительно содержит, мас.%: от 0,0005 до 0,005 Са.
13. Способ производства горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении согласно указанному выше пункту (7), в котором горячекатаный стальной лист изготавливают путем нагрева стального материала, имеющего состав согласно указанному выше пункту (1), и горячей прокатки, состоящей из черновой прокатки и чистовой прокатки стального материала, и затем после завершения чистовой прокатки применяют ускоренное охлаждение со скоростью 10°С/сек или выше в расчете на среднюю скорость охлаждения в середине толщины листа до тех пор, пока не будет достигнута температура остановки охлаждения BFS, определенная приведенной ниже формулой (2), или ниже, и сматывание горячекатаного стального листа в рулон при температуре сматывания BFSO, определенной приведенной ниже формулой (3), или ниже, температуру горячекатаного стального листа в середине толщины регулируют таким образом, что время выдержки, в течение которой температура горячекатаного стального листа в середине толщины листа достигает значения (Т-20°С) от температуры Т(°С), которая является температурой в момент начала ускоренного охлаждения, равно 20 сек или меньше, а время охлаждения от температуры Т до температуры BFS в середине толщины листа равно 30 сек или меньше.
Примечание:
где С, Mn, Cr, Мо, Cu и Ni - содержания соответствующих элементов, мас. %;
CR - скорость охлаждения, °С/сек.
14. Способ производства горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении согласно указанному выше пункту (13), в котором горячекатаный стальной лист дополнительно содержит, мас.%: один, два или более элементов, выбираемых из: от 0,01 до 0,10 V, от 0,01 до 0,50 Мо, от 0,01 до 1,0 Cr, от 0,01 до 0,50 Cu и от 0,01 до 0,50 Ni.
15. Способ производства горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении согласно указанным выше пунктам (13) или (14), в котором горячекатаный стальной лист дополнительно содержит, мас.%: от 0,0005 до 0,005 Са.
16. Способ производства горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении, обладающего высокой низкотемпературной ударной вязкостью, согласно указанному выше пункту (4), в котором при производстве горячекатаного стального листа путем нагрева стального материала, имеющего состав согласно указанному выше пункту (1), и горячей прокатки, состоящей из черновой прокатки и чистовой прокатки стального материала, проводят после завершения горячей прокатки по меньшей мере два раза операцию охлаждения, которая состоит из первой стадии охлаждения, на которой горячекатаный стальной лист охлаждают до температуры остановки охлаждения в температурном диапазоне точки Ms или ниже в расчете на температуру на расстоянии 1 мм от поверхности горячекатаного стального листа в направлении толщины листа со скоростью охлаждения выше 80°С в расчете на среднюю скорость охлаждения на расстоянии 1 мм от поверхности горячекатаного стального листа в направлении толщины листа, и второй стадии охлаждения, на которой в течение 30 сек или меньше проводят охлаждение на воздухе, после чего проводят третью стадию охлаждения, на которой горячекатаный стальной лист охлаждают до температуры остановки охлаждения BFS, которая определена приведенной ниже формулой (2), или ниже в расчете на температуру в середине толщины листа со скоростью охлаждения 80°С/сек в расчете на среднюю скорость охлаждения на расстоянии 1 мм от поверхности горячекатаного стального листа в направлении толщины листа, и горячекатаный стальной лист сматывают в рулон при температуре сматывания BFSO, которая определена приведенной ниже формулой (3), или ниже, в расчете на температуру в середине толщины листа.
Примечание:
где С, Mn, Cr, Мо, Cu и Ni - содержания соответствующих элементов, мас.%;
CR - скорость охлаждения, °С/сек.
17. Способ производства горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении согласно указанному выше пункту (16), в котором горячекатаный стальной лист дополнительно содержит, мас.%: от 0,01 до 0,10 V, от 0,01 до 0,50 Мо, от 0,01 до 1,0 Cr, от 0,01 до 0,50 Cu и от 0,01 до 0,50 Ni.
18. Способ производства горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении согласно указанным выше способам (16) или (17), в котором горячекатаный стальной лист дополнительно содержит, мас.%: от 0,0005 до 0,005 Са.
19. Способ производства горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении согласно любому из указанных выше пунктов (16)-(18), в котором после сматывания горячекатаного стального листа в рулон при температуре намотки горячекатаный стальной лист выдерживают в течение 30 мин или более в температурном диапазоне от температуры сматывания до температуры сматывания минус 50°С.
В описанном выше настоящем изобретении, если не указано иное, «феррит» означает преобразованный при низкой температуре твердый феррит, а бейнитный феррит, бейнит и смешанная фаза бейнитного феррита и бейнита являются его примерами. В понятие «феррит» не включается преобразованный при высокой температуре мягкий феррит (гранулярный полигональный феррит). В дальнейшем тексте, если не указано иное, «феррит» означает преобразованный при низкой температуре твердый феррит (бейнитный феррит, бейнит и смешанная фаза бейнитного феррита и бейнита). Далее, вторичная фаза является одной из следующих: перлит, мартенсит, МА (мартенсит-аустенитная составляющая, называемая также мостиковым мартенситом), верхний бейнит или смешанная фаза, образованная двумя или более типами этих ферритов.
Далее, первичная фаза означает фазу, которая занимает 90% или более в структурной фракции (в об.%), и более предпочтительно фазу, которая занимает 98% или более в структурной фракции (в об.%).
Далее, в настоящем изобретении температура поверхности горячекатаного стального листа используется в качестве температуры при чистовой прокатке. В качестве температуры в середине толщины листа, скорости охлаждения и температуры сматывания в рулон используют значения, рассчитываемые путем расчета теплопереноса и т.п. на основании измеренной температуры поверхности.
Преимущество изобретения
Согласно первому варианту настоящего изобретения толстый горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении, который имеет малую флуктуацию структуры в направлении толщины листа, обладает прекрасным балансом прочности и пластичности и, кроме того, обладает высокой низкотемпературной ударной вязкостью, в частности DWITT-характеристиками и CTOD-характеристиками, может быть легко получен при низкой себестоимости, и, следовательно, первое изобретение обладает исключительно полезным для промышленности результатом. Кроме того, первый вариант изобретения обладает также полезными эффектами и в отношении легкости изготовления предназначенной для трубопроводов электросварной стальной трубы или предназначенной для трубопроводов спиральной стальной трубы, которая обладает прекрасным балансом между прочностью и пластичностью, высокой низкотемпературной ударной вязкостью и прекрасной свариваемостью по периметру при строительстве трубопроводов.
Согласно второму варианту настоящего изобретения сверхтолстый горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении, который обладает тонкой структурой в середине толщины листа, демонстрирует малую флуктуацию структуры в направлении толщины листа, имеет очень большую толщину, превышающую 22 мм, обладает высокой прочностью при пределе прочности при растяжении TS=530 МПа или выше, обладает высокой низкотемпературной ударной вязкостью, в частности как высокими DWITT-характеристиками, так и высокими CTOD-характеристиками, может быть легко изготовлен при низкой себестоимости, и, следовательно, второе изобретение обладает исключительно полезным для промышленности результатом. Кроме того, второй вариант изобретения обладает также полезными эффектами в отношении легкости производства предназначенной для трубопроводов электросварной стальной трубы или спиральной стальной трубы, которая обладает высокой низкотемпературной ударной вязкостью и прекрасной свариваемостью по периметру при строительстве трубопроводов.
Согласно третьему варианту настоящего изобретения толстый горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении, который обладает высокой прочностью при пределе прочности при растяжении TS=560 МПа или выше, обладает высокой низкотемпературной ударной вязкостью, в частности как высокими DWITT-характеристиками, так и высокими CTOD-характеристиками, и преимущественно используется для изготовления высокопрочной электросварной стальной трубы или высокопрочной спиральной стальной трубы классов Х70-Х80, может быть легко изготовлен при низкой себестоимости без необходимости добавления больших количеств легирующих элементов, и, следовательно, третий вариант изобретения обладает замечательным для промышленности полезным результатом. Кроме того, третий вариант изобретения обладает также полезными эффектами в отношении легкости производства предназначенной для трубопроводов электросварной стальной трубы или спиральной стальной трубы, которая обладает высокой низкотемпературной ударной вязкостью и прекрасной свариваемостью по периметру при строительстве трубопроводов.
Краткое описание чертежей
Фиг.1 - график, показывающий зависимость между DWITT и ΔD, ΔV, согласно первому варианту изобретения.
Фиг.2 - график, показывающий зависимость между ΔD, ΔV и температурой остановки охлаждения при ускоренном охлаждении, согласно первому варианту изобретения.
Фиг.3 - график, показывающий зависимость между ΔD, ΔV и температурой сматывания в рулон, согласно первому варианту изобретения.
Фиг.4 - график, показывающий зависимость между балансом прочность-пластичность TS×E1 и разностью между скоростью охлаждения на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и скоростью охлаждения в середине толщины листа, согласно первому варианту изобретения.
Фиг.5 - график, показывающий зависимость между средним размером зерна ферритной фазы в середине толщины листа и структурной фракцией вторичной фазы, которая влияет на DWITT, согласно второму варианту изобретения.
Чтобы достичь указанной выше цели, авторы настоящего изобретения прежде всего широко исследовали соответствующие факторы, влияющие на низкотемпературную ударную вязкость, в частности DWITT-характеристики и CTOD-характеристики. В результате этого авторы изобретения пришли к мысли, что на DWITT-характеристики и CTOD-характеристики, которые являются критериями ударной вязкости по всей толщине, сильно влияет неоднородность структуры в направлении толщины листа. Кроме того, авторы настоящего изобретения установили, что влияние, оказываемое на DWITT-характеристики и CTOD-характеристики в направлении толщины листа, которые являются критериями ударной вязкости по всей толщине, со стороны неоднородности структуры в направлении толщины листа, становится заметным в случае толстостенного материала, имеющего толщину листа 11 мм или больше.
Согласно последующим исследованиям, выполненным авторами настоящего изобретения, авторы изобретения установили, что стальной лист, который обладает «высокими DWTT-характеристиками» и «высокими CTOD-характеристиками», может быть надежно получен, когда структура на расстоянии 1 мм от поверхности стального листа в направлении толщины листа является структурой, в которой первичная фаза образуется из ферритной фазы, отожженного мартенсита или смешанной структуры из ферритной фазы и отожженного мартенсита, которая обладает достаточной ударной вязкостью, а разность ΔV между структурной фракцией (в об.%) вторичной фазы на расстоянии 1 мм от поверхности стального листа в направлении толщины листа и структурной фракцией (в об.%) вторичной фазы в середине толщины листа составляет 2% или меньше.
Кроме того, согласно последующим исследованиям, выполненным авторами настоящего изобретения, авторы изобретения установили, что «высокие DWTT-характеристики» и «высокие CTOD-характеристики» могут быть надежно получены, если разность ΔD между средним размером зерна феррита на расстоянии 1 мм от поверхности стального листа в направлении толщины листа (часть поверхностного слоя) и средним размером зерна феррита в середине толщины листа (центральная часть по толщине листа) составляет 2 мкм или меньше и разность ΔV между структурной фракцией (объемная фракция) вторичной фазы на расстоянии 1 мм от поверхности стального листа в направлении толщины (часть поверхностного слоя) и структурной фракцией (объемная фракция) вторичной фазы в середине толщины листа (центральная часть по толщине листа) составляет 2% или меньше (первый вариант изобретения).
Однако, что касается сверхтолстого горячекатаного стального листа, имеющего толщину свыше 22 мм, даже если ΔD и ΔV лежат в указанных выше пределах, DWITT-характеристики ухудшаются в такой степени, что требуемые высокие DWITT-характеристики гарантированы быть не могут. С учетом сказанного авторы настоящего изобретения пришли к мысли, что в сверхтолстом горячекатаном стальном листе, имеющем толщину свыше 22 мм, охлаждение середины по толщине листа задерживается по сравнению с охлаждением поверхностного слоя, в результате чего кристаллические зерна обладают тенденцией к укрупнению, размер зерна феррита в середине по толщине листа становится большим, что приводит к увеличению вторичной фазы. С учетом сказанного авторы настоящего изобретения дополнительно широко исследовали способ регулирования структуры середины по толщине листа сверхтолстого горячекатаного стального листа. В результате авторы настоящего изобретения установили, что исключительно важно сократить время, в течение которого стальной лист находится в высокотемпературном диапазоне, устанавливая время выдержки, в течение которого температура стального листа в середине толщины листа снижается на 20°С от температуры Т(°С) в момент начала ускоренного охлаждения после завершения чистовой прокатки, равным не более чем 20 сек, и устанавливая время охлаждения, в течение которого температура стального листа в середине толщины листа снижается до температуры BFS, которая определена приведенной ниже формулой (2), от температуры Т(°С) в момент начала ускоренного охлаждения после завершения чистовой прокатки, равным не более чем 30 сек.
где С, Mn, Cr, Мо, Cu и Ni - содержания соответствующих элементов, мас.%, CR - скорость охлаждения, °С/сек.
Авторы настоящего изобретения установили также, что благодаря указанным временным режимам середины по толщине толщины листа становится структурой, в которой средний размер зерна ферритной фазы равен 5 мкм или меньше, а структурная фракция (об.%) вторичной фазы составляет 2% или менее (второй вариант изобретения).
Согласно последующим исследованиям, выполненным авторами настоящего изобретения, впервые установлено, что «высокие DWTT-характеристики», когда DWTT равно -50°С или ниже, могут быть надежно получены путем превращения структуры поверхностного слоя либо в отожженный мартенсит, либо в смешанную структуру бейнита и отожженного мартенсита, обладающую достаточной ударной вязкостью, превращая с этой целью структуру в середине толщины листа в структуру, которая включает в качестве первичной фазы бейнит и/или бейнитный феррит и вторичную фазу, которая составляет 2% или менее от структуры, и позволяя структуре стального листа приобрести равномерную твердость в направлении толщины листа, в результате чего разность ΔHV в твердости по Виккерсу между поверхностным слоем и серединой толщины листа составляет 50 пунктов или менее. Вслед за этим авторы настоящего изобретения установили, что такая структура может легко образовываться при последовательном проведении после завершения горячей прокатки первой стадии охлаждения, на которой быстрое охлаждение превращает поверхностный слой либо в мартенситную фазу, либо в смешанную структуру бейнита и мартенсита, второго охлаждения, при котором после первой стадии охлаждения осуществляют охлаждение на воздухе в течение заданного времени, и третьей стадии охлаждения, на которой осуществляют быстрое охлаждение, после чего проводят отжиг образованной на первой стадии охлаждения мартенситной фазы при сматывании в рулон (третий вариант изобретения).
Согласно последующим исследованиям, выполненным авторами настоящего изобретения, было установлено, что температуру остановки охлаждения и температуру сматывании в рулон, необходимую для превращения структуры в середине толщины листа в структуру, в которой первичная фаза образована бейнитом и/или бейнитным ферритом, выбирают главным образом в зависимости от содержаний легирующих элементов, которые влияют на температуру начала бейнитного преобразования и скорость охлаждения после окончания горячей прокатки. Иными словами, чрезвычайно важно устанавливать температуру остановки охлаждения равной температуре BFS, определенной следующей формулой, или ниже (третий вариант изобретения).
BFS(°С)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1,5CR
(где С, Mn, Cr, Мо, Cu и Ni - содержания соответствующих элементов, мас.%, CR - скорость охлаждения, °С/сек).
BFS0(°С)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni
(где С, Mn, Cr, Мо, Cu и Ni - содержания соответствующих элементов, мас.%).
Прежде всего описывается эксперимент, лежащий в основе первого варианта изобретения.
В качестве исходного стального материала использован сляб, содержащий, мас.%: 0,037 С, 0,20 Si, 1,59 Mn, 0,016 Р, 0,0023 S, 0,041 Al, 0,061 Nb, 0,013 Ti и остальное Fe. В этом случае установлено (Ti+Nb/2)/C=1,18.
Исходный стальной материал, имеющий указанный выше состав, нагревают до температуры 1230°С и подвергают горячей прокатке в условиях, при которых температура начала чистовой прокатки равна 980°С, а температура завершения чистовой прокатки равна 800°С, в результате чего получают горячекатаный лист толщиной 12,7 мм. После горячей прокатки горячекатаный лист подвергают ускоренному охлаждению таким образом, чтобы горячекатаный лист охлаждался до разных температур остановки охлаждения при скорости охлаждения 18°С/сек в диапазоне температур, в котором температура середины толщины листа равна 175°С или ниже, после чего горячекатаный стальной лист сматывают в рулон при разных температурах сматывания, получая горячекатаный стальной лист (стальную полосу).
Из полученного горячекатаного стального листа изготовляют образцы и изучают DWTT-характеристики и структуру. В зависимости от структуры средний размер зерна (в мкм) феррита и структурную фракцию (об.%) вторичной фазы получают в расчете на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа (поверхностный слой) и в середине толщины листа. На основе полученных измеренных значений рассчитывают соответственно разность ΔD в среднем размере зерна ферритной фазы и разность ΔV в структурной фракции вторичной фазы между положением на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа (поверхностный слой) и положением в середине толщины листа. В данном случае «феррит» означает преобразованный при низкой температуре феррит (бейнитный феррит, бейнит и смешанная фаза бейнитного феррита и бейнита). В понятие «феррит» не включается преобразованный при высокой температуре мягкий феррит (гранулярный полигональный феррит). Вторичная фаза является одной из следующих: перлит, мартенсит, МА и т.п.
Полученный результат показан на фиг.1 в виде зависимости между ΔD и ΔV, которая влияет на DWTT.
Из фиг.1 следует, что «высокие DWTT-характеристики», в которых DWTT принимает значение -35°С или ниже, могут надежно выдерживаться, если ΔD не превышает 2 мкм, a ΔV не превышает 2%.
Далее, зависимость между ΔD и ΔV и температура остановки охлаждения показаны на фиг.2, а зависимость между ΔD и ΔV и температура сматывания в рулон показаны на фиг.3.
Из фиг.2 и фиг.3 следует, что для установки в используемых сталях ΔD равным не более чем 2 мкм и ΔV не выше чем 2% необходимо доводить температуру остановки охлаждения до 620°С или ниже и температуру сматывания в рулон до 647°С или ниже.
Согласно последующим исследованиям, выполненным авторами настоящего изобретения, установлено, что температуру остановки охлаждения и температуру сматывания в рулон для получения ΔD не более чем 2 мкм и ΔV не выше чем 2% выбирают главным образом в зависимости от содержаний легирующих элементов, которые влияют на температуру начала бейнитного преобразования и скорость охлаждения после окончания горячей прокатки. Иными словами, для получения ΔD равным не более чем 2 мкм и ΔV не выше чем 2% чрезвычайно важно устанавливать температуру остановки охлаждения равной температуре BFS0, определяемой следующей формулой, или ниже.
BFS(°С)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1,5CR
(где С, Mn, Cr, Мо, Cu и Ni - содержания соответствующих элементов, мас.%, CR - скорость охлаждения, °С/сек).
BFS0(°С)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni
(где С, Mn, Cr, Мо, Cu и Ni - содержания соответствующих элементов, мас.%).
Далее авторы настоящего изобретения дополнительно исследовали влияние условий охлаждения, воздействующих на усиление пластичности. Результат этих исследований представлен на фиг.4. На фиг.4 показан результат исследований, в которых плотность воды во время первого охлаждения повышают таким образом, чтобы разница в средней скорости охлаждения между поверхностным слоем и серединой толщины листа при охлаждении менялась в температурном диапазоне 500°С или выше, а разница в средней скорости охлаждения между поверхностным слоем и серединой толщины листа при охлаждении в температурном диапазоне ниже температуры 500°С устанавливается равной 80°С/сек или выше, в то время как температура остановки охлаждения и температура сматывания в рулон меняются различным образом, и при этом изучен баланс между прочностью и пластичностью. Как следует из фиг.4, установлено, что при охлаждения горячекатаной стали после горячей прокатки с помощью регулировки условий охлаждения таким образом, чтобы разница в средней скорости охлаждения между поверхностным слоем и серединой толщины листа лежала в заданном интервале (ниже 80°С/сек) в температурном диапазоне до 500°С, наряду с повышением низкотемпературной ударной вязкости существенно увеличивается пластичность, в результате чего баланс между прочностью и пластичностью TS×E1 становится стабильным и равным 18000 МПа·% или более. Из фиг.4 следует, что когда разница между температурой остановки охлаждения и температурой сматывания в рулон становится меньше 300°С, баланс между прочностью и пластичностью TS×E1 становится стабильным и равным 18000 МПа·% или более.
Далее описываются результаты эксперимента, лежащие в основе второго варианта изобретения настоящего изобретения.
В качестве исходного стального материала использован сляб, содержащий, мас.%: 0,039 С, 0,24 Si, 1,61 Mn, 0,019 P, 0,0023 S, 0,038 Al, 0,059 Nb, 0,010 Ti и остальное Fe. В этом случае установлено (Ti+Nb/2)/C=1,0.
Исходный стальной материал, имеющий указанный выше состав, нагревают до температуры 1200°С и подвергают горячей прокатке в условиях, при которых температура начала чистовой прокатки равна 1000°С, а температура завершения чистовой прокатки равна 800°С, в результате чего получают горячекатаный лист толщиной 23,8 мм. После горячей прокатки горячекатаный лист подвергают ускоренному охлаждению таким образом, чтобы горячекатаный лист охлаждался в различных условиях, после чего горячекатаный лист сматывают в рулон при разных температурах сматывания, получая горячекатаный стальной лист (стальную полосу).
Из полученного горячекатаного стального листа изготовляют образцы и изучают DWTT-характеристики и структуру. В зависимости от структуры средний размер зерна (в мкм) феррита и структурную фракцию (в об.%) вторичной фазы получают в расчете на положение на 1 мм от поверхности в направлении толщины листа (поверхностный слой) и положение середины толщины листа. На основании полученных измеренных значений рассчитывают соответственно разность ΔD в среднем размере зерна ферритной фазы и разность ΔV в структурной фракции вторичной фазы между положением на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа (поверхностный слой) и положением в середине толщины листа.
Полученный результат показан на фиг.5 в виде зависимости между средним размером зерна в ферритной фазе и структурной фракцией вторичной фазы в середине толщины листа, которое влияет на DWTT. На фиг.5 показан результат, когда ΔD не превышает 2 мкм, a ΔV не превышает 2%.
Из фиг.5 следует, что если средний размер зерна в ферритной фазе не превышает 5 мкм, а структурная фракция вторичной фазы не превышает 2% в середине толщины листа, можно получать стальной лист, обладающий «высокими DWTT-характеристиками», где DWTT равно -30°С или ниже, несмотря на то, что горячекатаный стальной лист имеет очень большую толщину.
Настоящее изобретение выполнено на основе этих данных и на основе изучения этих данных.
Способы производства горячекатаного стального листа согласно вариантам изобретения с первого по третий разъяснены далее.
В способах производства горячекатаного стального листа согласно вариантам изобретения с первого по третий исходный стальной материал заданного состава нагревают и подвергают горячей прокатке, состоящей из черновой прокатки и чистовой прокатки, получая в результате горячекатаный стальной лист. В способах производства горячекатаного стального листа согласно вариантам изобретения с первого по третий используют одни и те же производственные стадии до чистовой прокатки горячекатаного стального листа.
Прежде всего дано объяснение причин ограничения состава исходных стальных материалов, используемых в настоящем изобретении в вариантах изобретения с первого по третий. Если не указано иное, мас.% просто даются как %.
С: от 0,02 до 0,8%
С является элементом, обладающим способностью повышать прочность стали. В настоящем изобретении необходимо, чтобы горячекатаный стальной лист для обеспечения заданной высокой прочности содержал 0,02% С или более. С другой стороны, если содержание С превышает 0,08%, повышается структурная фракция вторичной фазы, такая как перлит, в результате чего ухудшается ударная вязкость материнского материала и ударная вязкость зоны, подвергнутой действию сварочного тепла. По этой причине содержание С ограничивается значением, лежащим в пределах от 0,02 до 0,08%. Содержание С преимущественно устанавливается равным значению, лежащему в пределах от 0,02 до 0,05%.
Si: от 0,01 до 0,50%
Si обладает способностью повышать прочность стали за счет упрочнения раствора и усиления закаливаемости. Такого рода полезный эффект может быть приобретен при содержании Si 0,01% или выше. С другой стороны, Si обладает способностью концентрировать С в γ-фазу (аустенитную фазу) при преобразовании от γ (аустенита) к α (ферриту), способствуя, таким образом, образованию мартенситной фазы в качестве вторичной фазы и, соответственно, повышению ΔD, в результате чего ухудшается ударная вязкость стального листа. Кроме того, Si образует во время проведения электросварки Si-содержащий оксид, в результате чего ухудшается качество сварного шва и в то же время ухудшается ударная вязкость зоны, подвергнутой действию сварочного тепла. Исходя из сказанного, хотя и желательно снижать содержание Si как можно больше, его содержание до 0,50% является допустимым. По этой причине содержание Si ограничивается значением, лежащим в пределах от 0,01 до 0,50%. Содержание Si преимущественно выбирается равным 0,40% или ниже.
Горячекатаный стальной лист для электросварной стальной трубы содержит Mn, и по этой причине Si образует силикат марганца, имеющий низкую точку плавления, в результате чего оксид легко выходит из сварного шва, благодаря чему горячекатаный стальной лист может содержать от 0,10 до 0,30% Si.
Mn: от 0,5 до 1,8%
Mn обладает способностью улучшать закаливаемость, в результате чего Mn повышает прочность стального листа за счет улучшения способности к закалке. Кроме того Mn образует MnS, связывая тем самым S, в результате чего предотвращается сегрегация S на границах зерен и, соответственно, может подавляться растрескивание сляба (исходного стального материала). Для получения такого полезного эффекта необходимо выбирать содержание Mn равным 0,5% или более.
С другой стороны, если содержание Mn превышает 1,8%, сегрегация при затвердевании во время отливки сляба усиливается в такой степени, что в стальном листе остаются сконцентрированные части Mn, в результате чего увеличивается протекание отделения. С целью рассеивания сконцентрированных частей Mn необходимо нагреть горячекатаный стальной лист до температуры свыше 1300°С, но проводить такую термообработку в промышленном масштабе нереально. По этой причине содержание Mn ограничивается значением, лежащим в пределах 0,5 до 1,8%. Предпочтительно ограничение содержания Mn значением, лежащим в пределах от 0,9 до 1,7%.
Р: 0,025 или ниже
Хотя Р содержится в стали в качестве неизбежной примеси, Р обладает способностью повышать прочность стали. Однако, если содержание Р превышает 0,025%, ухудшается свариваемость. По этой причине содержание Р ограничивается до 0,025% или ниже. Предпочтительно ограничение содержания Р до 0,015% или ниже.
S: 0,005 или ниже
S так же, как и Р, содержится в стали в качестве неизбежной примеси. Однако, если содержание S превышает 0,005%, в слябе появляются трещины и в горячекатаном стальном листе образуется крупный MnS, ухудшая тем самым пластичность. По этой причине содержание S ограничивается до 0,005% или ниже. Предпочтительно ограничение содержания S до 0,004% или ниже.
Al: от 0,005 до 0,10%
Al является элементом, действующим как раскислитель, и для получения такого полезного эффекта желательно устанавливать содержание Al в горячекатаном стальном листе равным 0,005% или выше. С другой стороны, если содержание Al превышает 0,10%, значительно ухудшается способность к очищению сварного шва во время проведения электросварки. По этой причине содержание Al ограничивается значением, лежащим в пределах от 0,005 до 0,10%. Предпочтительно ограничение содержания Al до 0,08% или ниже.
Nb: от 0,01 до 0,10%
Nb является элементом, который обладает способностью препятствовать увеличению размера зерна и рекристаллизации аустенита. Nb позволяет проводить прокатку вне пределов температур рекристаллизации аустенита с помощью горячей чистовой прокатки и выделяется в виде тонкого карбонитрида, благодаря чему свариваемость не ухудшается, и при этом Nb обладает способностью повышать прочность горячекатаного стального листа при малом содержании. Для получения таких полезных эффектов необходимо установить содержание Nb равным 0,01% или выше. С другой стороны, если содержание Nb превышает 0,10%, при горячей чистовой прокатке увеличивается давление на валки и, следовательно, могут возникать случаи, когда горячая прокатка окажется затруднительной. По этой причине содержание Nb ограничивается значением, лежащим в пределах от 0,01 до 0,10%. Предпочтительно ограничение содержания Nb значением, лежащим в пределах от 0,03 до 0,09%.
Ti: от 0,01 до 0,05%
Ti обладает способностью предотвращать трещины в слябе (исходном стальном материале) путем образования нитрида и связывания тем самым N, а также выделяется в виде тонкого карбида, в результате чего повышается прочность стального листа. Хотя такой полезный эффект весьма очевиден, когда содержание Ti равно 0,001% или выше, если содержание Ti превышает 0,05%, в результате дисперсионного упрочнения заметно повышается предел текучести. По этой причине содержание Ti ограничивается значением, лежащим в пределах от 0,001 до 0,05%. Предпочтительно ограничение содержания Ti значением, лежащим в пределах от 0,005 до 0,035%.
В настоящем изобретении горячекатаный стальной лист содержит Nb, Ti, С, которые находятся в указанных выше пределах и при этом содержания Nb, Ti, С подбирают такими, чтобы они удовлетворяли следующей формуле (1):
Nb, Ti являются элементами, которые обладают сильной карбидообразующей тенденцией, при которой большая часть С превращается в карбид, когда содержание С является низким, и при этом наблюдается резкое уменьшение в ферритных зернах содержания твердорастворного С. Резкое уменьшение содержания твердого раствора С в ферритных зернах вредно влияет на сварку кольцевым швом при строительстве трубопроводов. Когда сварка кольцевым швом применяется на стальной трубе, служащей в качестве трубопроводной трубы, изготовленной с использованием стального листа, в котором содержание твердого раствора С в ферритных зернах предельно снижено, рост зерен в зоне, подверженной воздействию сварочного тепла, становится заметным, в результате чего возникает вероятность ухудшения ударной вязкости зоны, подвергнутой воздействию тепла в месте кольцевого шва. Соответственно, содержания Nb, Ti, С в настоящем изобретении подбирают такими, чтобы они удовлетворяли формуле (1). Благодаря такой подборке содержание твердого раствора С в ферритных зернах может быть задано равным 10 ч./млн или выше, и, следовательно, ухудшение ударной вязкости зоны, подвергнутой воздействию тепла в месте кольцевого шва, может быть предотвращено.
Хотя указанные выше содержания являются базовыми содержаниями горячекатаного стального листа согласно настоящему изобретению, горячекатаный стальной лист может в дополнение к базовому составу в качестве выборочных элементов в случае необходимости выборочно содержать один, два или более элементов, выбранных из группы, состоящей из 0,01 до 0,10% V, от 0,01 до 0,50% Мо, от 0,01 до 1,0% Cr, от 0,01 до 0,50% Cu и от 0,01 до 0,50% Ni и/или от 0,0005 до 0,005% Са.
Горячекатаный стальной лист может в случае необходимости выборочно содержать один, два или более элементов, выбранных из группы, состоящей из 0,01 до 0,10% V, от 0,01 до 0,50% Мо, от 0,01 до 1,0% Cr, от 0,01 до 0,50% Cu и от 0,01 до 0,50% Ni, поскольку все из V, Мо, Cr, Cu и Ni являются элементами, которые усиливают закаливаемость и повышают прочность стального листа.
V является элементом, который обладает способностью повышать прочность стального листа за счет усиления закаливаемости и образования карбонитрида. Такого рода полезный эффект становится исключительно выраженным, когда содержание V равно 0,01% или более. С другой стороны, когда содержание V превышает 0,10%, ухудшается свариваемость. По этой причине содержание V преимущественно ограничивается значением, лежащим в пределах от 0,01 до 0,10%. Более предпочтительно содержание V, ограниченное значением, лежащим в пределах от 0,03 до 0,08%.
Мо является элементом, который обладает способностью повышать прочность стального листа за счет усиления закаливаемости и образования карбонитрида. Такого рода полезный эффект становится исключительно выраженным, когда содержание Мо равно 0,01% или более. С другой стороны, когда содержание Мо превышает 0,50%, ухудшается свариваемость. По этой причине содержание Мо преимущественно ограничивается значением, лежащим в пределах от 0,01 до 0,50%. Более предпочтительно содержание Мо, ограниченное значением, лежащим в пределах от 0,05 до 0,30%.
Cr является элементом, который обладает способностью повышать прочность стального листа за счет усиления закаливаемости. Такого рода полезный эффект становится исключительно выраженным, когда содержание Cr равно 0,01% или более. С другой стороны, когда содержание Cr превышает 1,0%, возникает тенденция к частому появлению сварочных дефектов во время проведения электросварки. По этой причине содержание Cr преимущественно ограничивается значением, лежащим в пределах от 0,01 до 1,0%. Более предпочтительно содержание Cr, ограниченное значением, лежащим в пределах от 0,01 до 0,80%.
Cu является элементом, который обладает способностью повышать прочность стального листа за счет усиления закаливаемости и упрочнения раствора или дисперсионного упрочнения. Для получения такого полезного эффекта желательно выбирать содержание Cu равным 0,01% или более. Однако, если содержание Cu превышает 0,50%, ухудшается рабочий процесс горячей прокатки. По этой причине содержание Cu преимущественно ограничивается значением, лежащим в пределах от 0,01 до 0,50%. Более предпочтительно содержание Cu, ограниченное значением, лежащим в пределах от 0,10 до 0,40%.
Ni является элементом, который обладает способностью повышать прочность стали за счет усиления закаливаемости, а также способностью повышать ударную вязкость стального листа. Для получения такого полезного эффекта содержание Ni преимущественно выбирается равным 0,01% или более. Однако, если содержание Ni превышает 0,50%, полезный эффект насыщается и, следовательно, соответствующий содержанию полезный эффект не реализуется, в результате чего содержание Ni, превышающее 0,50%, экономически невыгодно. По этой причине содержание Ni преимущественно ограничивается значением, лежащим в пределах от 0,01 до 0,50%. Более предпочтительно содержание Сu, ограниченное значением, лежащим в пределах от 0,10 до 0,40%.
Са: от 0,0005 до 0,005%
Са является элементом, который связывает S в виде CaS и обладает способностью контролировать конфигурацию сульфидного включения путем придания сульфидному включению сферической формы, проявляя также активность в отношении снижения способности к захвату водорода путем снижения напряжения решетки матрицы вокруг включения. Для получения такого полезного эффекта желательно, чтобы содержание Са составляло 0,0005% или более. Однако, если содержание Са превышает 0,005%, повышается СаО, что ухудшает стойкость к коррозии и ударную вязкость. По этой причине, если горячекатаный стальной лист содержит Са, содержание Са преимущественно ограничивается значением, лежащим в пределах от 0,0005 до 0,005%. Более предпочтительно содержание Cu, ограниченное значением, лежащим в пределах от 0,0009 до 0,003%.
Остальное составляют Fe и неизбежные примеси. В качестве неизбежных примесей в горячекатаном стальном листе допускается содержание 0,005% или менее N, 0,005% или менее О, 0,003% или менее Mg и 0,005% или менее Sn.
N: 0,005% или ниже
Хотя N неизбежно содержится в стали, избыточное содержание N часто приводит к трещинам во время разливки исходного стального материала. По этой причине содержание N преимущественно ограничивается до 0,005% или ниже. Более предпочтительно содержание N, ограниченное до 0,004% или ниже.
О: 0,005% или ниже
О присутствует в стали в виде различных оксидов и становится причиной ухудшения рабочего процесса горячей прокатки, стойкости к коррозии, ударной вязкости и т.п. По этой причине желательно как можно больше снижать содержание О. Однако в горячекатаном стальном листе допустимо содержание О до 0,005%. Поскольку предельное снижение О приводит к резкому повышению стоимости очистки, желательно ограничивать содержание О до 0,005% или ниже.
Mg: 0,003% или ниже
Mg так же, как Са, образует оксиды и сульфиды и обладает способностью препятствовать образованию крупного MnS. Однако, если содержание Mg превышает 0,003%, часто образуются кластеры оксидов Mg и сульфидов Mg, что ухудшает ударную вязкость. По этой причине желательно, чтобы содержание Mg было ограничено до 0,003% или ниже.
Sn: 0,005% или ниже
Sn примешивается к горячекатаному стальному листу в виде лома, используемого в качестве сырья для сталеплавильного процесса. Sn представляет собой элемент, имеющий тенденцию к сегрегации на границах зерен и т.п., по причине чего, когда содержание Sn повышается сверх 0,005%, происходит снижение прочности границ зерен и вследствие этого снижение ударной вязкости. По этой причине желательно, чтобы содержание Sn было ограничено до 0,005% или ниже.
Структура горячекатаного стального листа в вариантах изобретения с первого по третий представляет собой структуру, имеющую указанный выше состав, в котором первичная фаза структуры на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа образована какой-либо ферритной фазой и отожженным мартенситом, имеющими достаточную ударную вязкость, и в которой разница ΔV между структурной фракцией (в об.%) вторичной фазы на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и структурной фракцией (в об.%) вторичной фазы в середине толщины листа составляет 2% или меньше.
В данном случае, если не указано иное, «феррит» означает преобразованный при низкой температуре твердый феррит (бейнитный феррит, бейнит или смешанную фазу бейнитного феррита и бейнита). В понятие «феррит» не включается преобразованный при высокой температуре мягкий феррит (гранулярный полигональный феррит). Далее, вторичная фаза является одной из следующих: перлит, мартенсит, МА (мартенсит-аустенитная составляющая, называемая также мостиковым мартенситом), верхний бейнит и смешанная фаза, образованная двумя или более типами этих фаз.
Если структура представляет собой структуру, в которой первичная фаза структуры на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа образована какой-либо ферритной фазой, отожженным мартенситом и смешанной структурой, состоящей из ферритной фазы и отожженного мартенсита, которые имеют достаточную ударную вязкость, и в которой ΔV составляет 2% или меньше, низкотемпературная ударная вязкость, в частности DWTT-характеристики и CTOD-характеристики, существенно повышается. Если структура на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа представляет собой структуру иную, чем указанная выше структура, или одна из ΔV выпадает из заданных пределов, происходит ухудшение DWTT-характеристик, в результате чего низкотемпературная ударная вязкость ухудшается.
В качестве еще одной предпочтительной структуры горячекатаного стального листа согласно настоящему изобретению приводятся следующие способы осуществления трех вариантов изобретения, соответствующих целевому уровню прочности, целевой толщине листа, целевым DWTT-характеристикам и целевым CTOD-характеристикам.
(1) Первый вариант изобретения: горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении, имеющий TS=510 МПа или выше и толщину листа 11 мм или больше.
(2) Второй вариант изобретения: сверхтолстый горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении, имеющий TS=530 МПа или выше и толщину листа более 22 мм.
(3) Третий вариант изобретения: горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении, имеющий TS=560 МПа или выше.
Далее описываются предпочтительные способы производства горячекатаных листов согласно первому - третьему вариантам настоящего изобретения.
В качестве способа производства исходного стального материала предпочтительно производить исходный стальной материал таким образом, при котором расплавленная сталь, имеющая указанный выше состав, производится обычным плавильным способом, таким как конвертерный способ, а расплавленный металл разливается в исходный стальной материал, такой как сляб, обычным разливочным способом, таким как способ непрерывного литья. Однако настоящее изобретение не ограничивается таким способом.
Исходный стальной материал, имеющий указанный выше состав, подвергают горячей прокатке при нагревании. Горячая прокатка состоит из черновой прокатки, которая превращает исходный стальной материал в листовой прокат, и чистовой прокатки, которая превращает листовой прокат в горячекатаный лист.
Хотя температура нагрева исходного стального материала не обязательно ограничена при условии, что исходный стальной материал может быть прокатан в горячекатаный лист, температура нагрева преимущественно устанавливается равной значению, лежащему в диапазоне от 1100 до 1300°С. Если температура нагрева ниже 1100°С, сопротивление деформации является высоким, в результате чего повышается межвалковое давление и при этом подаваемая на прокатный стан нагрузка становится чрезмерно большой. С другой стороны, если температура нагрева начинает превышать 1300°С, кристаллические зерна становятся крупными, вследствие чего ухудшается низкотемпературная ударная вязкость и возрастает количество образующейся окалины и в результате снижается производительность процесса. По этой причине температуру нагрева при горячей прокатке преимущественно устанавливают равной значению в пределах от 1100 до 1300°С.
Листовой прокат образуется при применении черновой прокатки нагретого исходного стального материала. Условия черновой прокатки необязательно ограничены условиями получения листового проката заданных размера и формы. С точки зрения обеспечения ударной вязкости, температура завершения прокатки при черновой прокатке преимущественно выбирается равной 1050°С или ниже.
Полученный листовой прокат подвергают затем чистовой прокатке. Предпочтительно применять перед чистовой прокаткой ускоренное охлаждение листового проката или регулировать начальную температуру чистовой прокатки с применением колебаний и т.п. на рольганге. Благодаря такой операции может быть увеличена степень обжатия на конечном прокатном стане в температурном диапазоне, обеспечивающем высокую ударную вязкость.
Эффективная с точки зрения высокой ударной вязкости степень обжатия при чистовой прокатке устанавливается равной 20% или выше. В данном случае «эффективная степень обжатия» означает полный объем (в %) обжатия в температурном диапазоне 950°С или ниже. Чтобы иметь заданную высокую ударную вязкость по всей толщине листа, эффективная степень обжатия в середине толщины листа должна быть преимущественно установлена равной 20% или выше. Более предпочтительно устанавливать эффективную степень обжатия в середине толщины листа равной 40% или выше.
После завершения горячей прокатки (чистовой прокатки) горячекатаный лист подвергают ускоренному охлаждению на горячем рольганге. Желательно начинать ускоренное охлаждение с температуры, при которой середина толщины листа выдерживается при температуре 750°С или выше. Если температура середины толщины листа опускается ниже 750°С, образуется преобразованный при высокой температуре феррит (полигональный феррит), а вокруг полигонального феррита образуется вторичная фаза за счет С, который выделяется в процессе гамма-альфа преобразования. Соответственно, увеличивается осадочная фракция вторичной фазы, в результате чего указанная выше заданная структура образована быть не может.
Способ охлаждения после чистовой прокатки является наиболее важным пунктом вариантов изобретений с первого по третий. Это означает, что после горячей прокатки согласно настоящему изобретению необходимо выбирать оптимальный способ охлаждения, соответствующий уровню прочности, толщине листа, DWTT-характеристикам и CTOD-характеристикам целевого горячекатаного стального листа.
Далее по порядку описываются конкретные способы осуществления вариантов изобретений с первого по третий.
Хотя в трех способах используются одни и те же пределы содержания компонентов базового состава и одни и те же условия до горячей прокатки, путем подбора оптимальных условий охлаждения после горячей прокатки получают различные горячекатаные стальные листы, которые имеют заданную структуру и заданные технические характеристики.
(1) Первый вариант изобретения: горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении, имеющий TS=510 МПа или выше и толщину листа 11 мм или более.
(2) Второй вариант изобретения: сверхтолстый горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении, имеющий TS=530 МПа или выше и толщину листа более 22 мм.
(3) Третий вариант изобретения: горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении, имеющий TS=560 МПа или выше.
Первый вариант изобретения
Горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении первого изобретения настоящего изобретения, имеющий TS=510 МПа или выше и толщину листа 11 мм или более, имеет указанный выше состав и обладает структурой, в которой первичная фаза структуры на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа образована ферритной фазой, разница ΔD между средним размером зерна ферритной фазы на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и средним размером зерна ферритной фазы в середине толщины листа равна 2 мкм или меньше, а разница ΔV между структурной фракцией (в об.%) вторичной фазы на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и структурной фракцией (в об.%) вторичной фазы в середине толщины листа составляет 2% или меньше.
Если ΔD равно 2 мкм или меньше и ΔV равно 2% или меньше, низкотемпературная ударная вязкость, в частности DWTT-характеристики и CTOD-характеристики, в случае использования образца в полную толщину, значительно повышаются. Если либо ΔD, либо ΔV выходит за пределы заданного диапазона, DWTT-характеристики ухудшаются, в результате чего ухудшается низкотемпературная ударная вязкость.
Из сказанного выше согласно настоящему изобретению следует, что структура горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении ограничена структурой, в которой первичная фаза структуры на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа образована ферритной фазой, разница ΔD между средним размером зерна ферритной фазы на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и средним размером зерна ферритной фазы в середине толщины листа равна 2 мкм или меньше, а разница ΔV между структурной фракцией (в об.%) вторичной фазы на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и структурной фракцией (в об.%) вторичной фазы в середине толщины листа составляет 2% или меньше.
В случае горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении согласно первому варианту настоящего изобретения, имеющего TS=510 МПа или выше и толщину листа 11 мм или более, ускоренное охлаждение состоит из первичного ускоренного охлаждения и вторичного ускоренного охлаждения. Первичное ускоренное охлаждение и вторичное ускоренное охлаждение могут выполняться либо непрерывно, либо между первичным ускоренным охлаждением и вторичным ускоренным охлаждением может проводиться операция охлаждения на воздухе в течение 10 сек. С помощью операции охлаждения на воздухе между первичным ускоренным охлаждением и вторичным ускоренным охлаждением можно предотвратить переохлаждение поверхностного слоя. Соответственно, может быть предотвращено образование мартенсита. С целью предотвращения пребывания внутренней части толщины листа в высокотемпературном диапазоне время охлаждения на воздухе устанавливается равным 10 сек или менее.
В первом варианте осуществления изобретении ускоренное охлаждение проводится со скоростью охлаждения 10°С/сек или выше в расчете на среднюю скорость охлаждения в положении середины толщины листа. Средняя скорость охлаждения в середине толщины листа при первичном ускоренном охлаждении является средней в диапазоне температур от 750°С до температуры в момент остановки первичного охлаждения. Далее, средняя скорость охлаждения в середине толщины листа при вторичном ускоренном охлаждении является средней в диапазоне температур в момент остановки первичного охлаждения до температуры в момент остановки вторичного охлаждения.
Если средняя скорость охлаждения в середине толщины листа ниже 10°С/сек, существует тенденция образования преобразованного при высокой температуре феррита (полигонального феррита), в результате чего в середине толщины листа увеличивается осадочная фракция вторичной фазы и вследствие этого указанная выше заданная структура образоваться не сможет. По этой причине ускоренное охлаждение после завершения горячей прокатки проводится при скорости охлаждения 10°С/сек или выше в расчете на среднюю скорость охлаждения в середине толщины листа. Предпочтительна скорость охлаждения, равная 20°С/сек или выше. Чтобы избежать образования полигонального феррита, ускоренное охлаждение проводится преимущественно при скорости охлаждения 10°С/сек или выше, в частности в температурном диапазоне от 750 до 650°С.
Ускоренное охлаждение настоящего изобретения выполняют таким образом, что скорость охлаждения лежит в указанном выше диапазоне, а разница в скорости охлаждения между средней скоростью охлаждения в середине толщины листа и средней скоростью охлаждения на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа (в поверхностном слое) доводится до менее чем 80°С/сек. Средняя скорость охлаждения является средней между температурой завершения прокатки при чистовой прокатке и температурой остановки первичного охлаждения. При проведении ускоренного охлаждения, когда разница в скорости охлаждения при первичном ускоренном охлаждении между поверхностным слоем и серединой толщины листа доводится до менее чем 80°С/сек, бейнит или бейнитный феррит образуется преимущественно вблизи поверхностного слоя и вследствие этого в горячекатаном стальном листе может быть обеспечен желаемый баланс между прочностью и пластичностью без ухудшения пластичности. С другой стороны, при ускоренном охлаждении, когда разница в скорости охлаждения при первичном ускоренном охлаждении между серединой толщины листа и поверхностным слоем повышается сверх 80°С/сек, структура вблизи поверхностного слоя, а также структура в области до 5 мм в направлении толщины листа имеют склонность стать структурой, содержащей мартенситную фазу, в результате чего ухудшается пластичность. С учетом сказанного выше настоящее изобретение ограничено ускоренным охлаждением, при котором первичное ускоренное охлаждение регулируется таким образом, что скорость охлаждения равна 10°С/сек или выше в расчете на среднюю скорость охлаждения в середине толщины листа, а разница в скорости охлаждения между средней скоростью охлаждения в середине толщины листа и средней скоростью охлаждения на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа меньше 80°С/сек. Такое первичное ускоренное охлаждение может быть достигнуто регулировкой плотности количества воды при охлаждении водой.
Далее, в настоящем изобретении вторичное ускоренное охлаждение, которое применяется после указанного выше первичного ускоренного охлаждения, представляет собой охлаждение, которое проводится со скоростью, лежащей в пределах указанного выше диапазона (скорость охлаждения 10°С/сек или выше в расчете на среднюю скорость охлаждения в середине толщины листа) при разнице в скорости охлаждения между средней скоростью охлаждения в середине толщины листа и средней скоростью охлаждения на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа, установленной равной 80°С/сек или более, до тех пор, пока температура в середине толщины листа не станет равной температуре остановки вторичного охлаждения BFS, определяемой следующей формулой (2), или ниже:
где С, Mn, Cr, Мо, Cu и Ni - содержания соответствующих элементов, мас.%, CR - скорость охлаждения, °С/сек; CR - скорость охлаждения, °С/сек). Если разница в скорости охлаждения между средней скоростью охлаждения в середине толщины листа и средней скоростью охлаждения на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа при вторичном ускоренном охлаждении меньше 80°С/сек, структура середины толщины листа не может быть превращена в заданную структуру (структуру, образованную любой из: бейнитно-ферритной фазы, бейнитной фазы или смешанной структуры из бейнитно-ферритной фазы и бейнитной фазы, которые обладают достаточной пластичностью). Кроме того, если температура остановки вторичного охлаждения превышает BFS, образуется полигональный феррит, в результате чего возрастает структурная фракция вторичной фазы и вследствие этого заданная характеристика обеспечена быть не сможет. По этой причине вторичное ускоренное охлаждение проводят таким образом, чтобы охлаждение в случае, когда разница в скорости охлаждения между средней скоростью охлаждения в середине толщины листа и средней скоростью охлаждения на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа при вторичном ускоренном охлаждении равна 80°С/сек или более, проходило до тех пор, пока не будет достигнута температура остановки вторичного охлаждения, которая равна BFS или ниже, в расчете на температуру в середине толщины листа. Более предпочтительна температура остановки вторичного охлаждения, равная (BFS-20°C) или ниже.
После остановки вторичного ускоренного охлаждения при указанной выше температуре остановки вторичного охлаждения горячекатаный лист сматывается в рулон при температуре сматывания BFS0 или ниже. Более предпочтительна температура сматывания, равная (BFS0-20°C) или ниже. BFS0 определяется следующей формулой (3):
BFS0(°C)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni
(где С, Mn, Cr, Мо, Cu и Ni - содержания соответствующих элементов, мас.%). В результате только установки температуры остановки охлаждения для вторичного ускоренного охлаждения, равной температуре BFS или ниже, и температуры сматывания, равной температуре BFS0 или ниже, как это показано на фиг.2 и фиг.3, ΔD становится равной 2 мкм или меньше, a ΔV становится равной 2% или ниже, и благодаря этому может быть значительно повышена однородность структуры в направлении толщины листа. Соответственно, можно изготовлять толстый горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении, который может обеспечить высокие DWTT-характеристики и CTOD-характеристики, значительно усиливая тем самым низкотемпературную ударную вязкость.
В первом варианте осуществления изобретения предпочтительно проводить вторичное ускоренное охлаждение так, чтобы разница между температурой остановки охлаждения на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и температурой сматывания (температурой в середине толщины листа) в момент остановки вторичного охлаждения находилась в пределах 300°С. Если разница между температурой остановки охлаждения на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и температурой сматывания увеличивается сверх 300°С, в поверхностном слое образуется композиционная структура, содержащая мартенситную фазу и зависящая от состава стали, в результате чего ухудшается пластичность и, как следствие, может иметь место случай, когда желаемый баланс между прочностью и пластичностью обеспечен быть не сможет. По этой причине согласно настоящему изобретению предпочтительно проводить вторичное ускоренное охлаждение таким образом, чтобы разница между температурой остановки охлаждения на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и температурой сматывания (температурой в положении середины толщины листа) находилась в пределах 300°С. Регулирование такого вторичного ускоренного охлаждения можно осуществлять путем регулирования плотности количества воды или подборкой холодильника.
Хотя верхний предел скорости охлаждения выбирают в зависимости от возможностей используемого холодильного устройства, предпочтительно устанавливать верхний предел скорости охлаждения ниже скорости охлаждения, приводящей к образованию мартенсита, т.е. скорости охлаждения, не приводящей к нарушению формы стального листа типа коробления. При этом такой скорости можно достичь путем охлаждения с использованием плоского сопла, стержневого распылителя, круглого наконечника шланга и т.п. В настоящем изобретении в качестве температуры середины толщины листа, скорости охлаждения и т.п. используются значения, которые рассчитываются на основе расчета теплопереноса и т.п.
Смотанный в рулон горячекатаный лист охлаждают до комнатной температуры преимущественно со скоростью охлаждения от 20 до 60°С/час в середине рулона. Если скорость охлаждения ниже 20°С/час, происходит рост кристаллических зерен, увеличивая тем самым вероятность ухудшения ударной вязкости. С другой стороны, если скорость охлаждения превысит 60°С/час, увеличится разница в температуре между серединой рулона и внешней периферической частью рулона, что создаст вероятность ухудшения формы рулона.
Толстый горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении первого варианта настоящего изобретения, получаемый указанным выше способом производства, имеет указанный выше состав и обладает структурой, в которой по крайней мере структура первичной фазы на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа образована ферритной фазой. В данном случае, если не указано иное, «феррит» означает преобразованный при низкой температуре твердый феррит (бейнитный феррит, бейнит и смешанную фазу бейнитного феррита и бейнита). В понятие «феррит» не включается преобразованный при высокой температуре мягкий феррит (гранулярный полигональный феррит). В качестве вторичной фазы может быть использован любой из: перлита, мартенсита, МА, верхнего бейнита или смешанной фазы, образованной из двух или более типов этих ферритов. Нет необходимости говорить, что в толстом горячекатаном стальном листе с высоким пределом прочности при растяжении первого варианта настоящего изобретения структура в середине толщины листа представляет собой в основном ту же структуру, в которой первичную фазу составляет ферритная фаза.
Далее, толстый горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении первого варианта настоящего изобретения, получаемый указанным выше способом производства, обладает структурой, в которой разница ΔD между средним размером зерна ферритной фазы на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и средним размером (мкм) зерна ферритной фазы в середине толщины листа равна 2 мкм или меньше, а разница ΔV между структурной фракцией (в об %) вторичной фазы на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и структурной фракцией (в об %) вторичной фазы в середине толщины листа составляет 2% или меньше.
Только тогда, когда ΔD равна 2 мкм или меньше и ΔV составляет 2% или меньше, низкотемпературная ударная вязкость, в частности DWTT-характеристики и CTOD-характеристики, толстого горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении в случае использования образца на полную толщину значительно повышаются. Если либо ΔD, либо ΔV выходит за пределы заданного диапазона, что четко следует из фиг.1, DWTT становится выше -35°С, т.е. DWTT-характеристики ухудшаются и вследствие этого ухудшается ударная вязкость. Из сказанного выше согласно настоящему изобретению следует, что структура горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении ограничена структурой, в которой разница ΔD между средним размером зерна ферритной фазы на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и средним размером (мкм) зерна ферритной фазы в середине толщины листа равна 2 мкм или меньше, а разница ΔV между структурной фракцией (в об.%) вторичной фазы на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и структурной фракцией (в об.%) вторичной фазы в середине толщины листа составляет 2% или меньше. Благодаря таким составу и структуре можно изготовлять толстый горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении, который обладает прекрасным балансом прочности и ударной вязкости.
1
3
4
4
Подтверждено, что горячекатаный стальной лист, обладающий структурой, в которой ΔD равно 2 мкм или меньше и ΔV составляет 2% или меньше, удовлетворяет условию, состоящему в том, что разница ΔD* в среднем размере (в мкм) зерна ферритной фазы на расстоянии 1 мм от поверхности стального листа в направлении толщины листа и на / глубины листа от поверхности стального листа равна 2 мкм или меньше, разница ΔV* в структурной фракции (в %) вторичной фазы составляет 2% или меньше, или условию, заключающемуся в том, что разница ΔD** в среднем размере (в мкм) зерна ферритной фазы на расстоянии 1 мм от поверхности стального листа в направлении толщины листа и на / глубины листа от поверхности стального листа равна 2 мкм или меньше, а разница ΔV** в структурной фракции (%) вторичной фазы составляет 2% или меньше.
Далее первый вариант настоящего изобретения описывается с дополнительными деталями на основе примеров.
Пример 1
Ниже приводится пример осуществления первого варианта настоящего изобретения, относящийся к горячекатаному стальному листу, имеющему TS=510 МПа и толщину листа 11 мм или более.
Слябы (исходные стальные материалы), имеющие составы, приведенные в таблице 1 (толщина 215 мм), подвергают горячей прокатке в условиях горячей прокатки, приведенных в таблице 2-1 и таблице 2-2. После завершения горячей прокатки горячекатаные листы охлаждают в условиях охлаждения, приведенных в таблице 2-1 и таблице 2-2, и сматывают в рулон при температурах сматывания, приведенных в таблице 2-1 и таблице 2-2, после чего превращают в горячекатаные стальные листы (стальные полосы), имеющие значения толщины, приведенные в таблице 2-1 и таблице 2-2. Используя эти горячекатаные стальные листы в качестве исходных материалов, изготовляют открытые трубы методом непрерывного формования с помощью холодной прокатки, а краевые поверхности открытых труб сваривают между собой с использованием электросварки, получая, таким образом, электросварную стальную трубу (внешний диаметр 660 мм).
Из полученных горячекатаных стальных листов берут образцы и проводят на этих образцах визуальный анализ структуры, испытание на растяжение, ударный тест, DWTT-тест и CTOD-тест. DWTT-тест и CTOD-тест проводят также на электросварной стальной трубе. Использованы следующие методы испытаний.
(1) Визуальное изучение структуры
Образец, предназначенный для визуального изучения структуры, берут из полученного горячекатаного стального листа, после чего поперечное сечение образца полируют и протравливают. Визуально изучают и визуализируют поперечное сечение, для чего каждый образец идентифицируют с каким-либо типом структуры с помощью двух или более визуальных полей, используя оптический микроскоп (увеличение: 1000 раз) или сканирующий электронный микроскоп (увеличение: 2000 раз). Затем, используя анализатор изображений, измеряют средний размер зерна ферритной фазы и структурную фракцию (в об.%) вторичной фазы, отличной от ферритной фазы. Положения для визуального изучения задаются на расстоянии 1 мм от поверхности стального листа в направлении толщины листа и в середине толщины листа. Средний размер зерна ферритной фазы получают следующим образом: измеряют площадь каждого ферритного зерна, по этой площади рассчитывают эквивалентный диаметр (в расчете на окружность), получают среднее арифметическое эквивалентных диаметров (в расчете на окружность) соответствующих полученных ферритных зерен и принимают среднее арифметическое в данном положении как средний размер зерна.
(2) Испытание на прочность при растяжении
Из полученного горячекатаного стального листа берут пластинчатый образец (ширина плоской части 12,5 мм, испытуемая длина 50 мм) таким образом, что продольное направление берется в направлении, перпендикулярном направлению прокатки (С-направлению), а испытание на растяжение проводят на образце в соответствии с нормами ASTM E8 при комнатной температуре, получают в результате предел прочности при растяжении TS и относительное удлинение Е1, после чего рассчитывают баланс прочности и пластичности TS×E1.
(3) Ударный тест
-80
-80
Из середины по толщине полученного горячекатаного стального листа берут образцы с V-образным надрезом таким образом, что продольное направление берется в направлении, перпендикулярном направлению прокатки (С-направлению), и проводят ударный тест Шарпи согласно нормам JIS Z 2242, получая в результате поглощенную энергию (в Дж) при температуре теста -80°С. По трем образцам получают среднее арифметическое полученных значений поглощенной энергии. Это среднее арифметическое принимается как значение поглощенной энергии vE (Дж) стального листа. Оценка «приемлемая ударная вязкость» дается тогда, когда vE=300 Дж или более.
(4) DWTT-тест
DWTT-образцы (размер: толщина листа × ширина 3 дюйма × 12 дюймов) берут из полученного горячекатаного стального листа таким образом, что продольное направление берется в направлении, перпендикулярном направлению прокатки (С-направлению), и проводят DWTT-тест в соответствии с нормами ASTM Е 436, получая в результате самую низкую температуру (DWTT), при которой степень вязкого разрушения достигает 85%. Оценка «высокие DWTT-характеристики» дается тогда, когда DWTT равна -35°С или ниже.
В DWTT-тесте DWTT-образцы берут также из материнского материала электросварной стальной трубы таким образом, что продольное направление образца становится периферическим направлением трубы. Тест проводят так же, как и для стального листа.
(5) CTOD-тест
CTOD-образцы (размер: толщина листа × ширина (2 × толщина листа) × длина (10 × толщина листа)) берут из полученного горячекатаного стального листа таким образом, что продольное направление берется в направлении, перпендикулярном направлению прокатки (С-направление), и проводят CTOD-тест в соответствии с нормами ASTM E 1290 при температуре теста -10°С, получая в результате значение перемещения отверстия вершины трещины (значение CTOD) при температуре -10°С. Усилие теста прикладывают по типу трехточечного метода гибки при установленном на участке с надрезом измерителе перемещения и получают значение CTOD (перемещения отверстия вершины трещины). Оценка «высокие CTOD-характеристики» дается тогда, когда значение CTOD равно 0,30 мм или более.
В CTOD-тесте CTOD-образцы берут также из материнского материала электросварной стальной трубы таким образом, что продольное направление образца берется в направлении, перпендикулярном аксиальному направлению трубы, надрез выполняется в материнском материале и на участке шва. CTOD-тест проводят так же, как и в случае стального листа.
Полученные результаты приведены в таблице 3-1 и таблице 3-2.
-80
Во всех примерах настоящего изобретения получают горячекатаные стальные листы, которые имеют требуемую структуру, высокую прочность при TS=510 МПа или выше и высокую низкотемпературную ударную вязкость, у которых vE=300 Дж или выше, значение CTOD равно 0,30 мм или более и DWTT равна -35°С или ниже, а также имеют прекрасный баланс прочности и пластичности TS x E1=18000 МПа или более. Кроме того, электросварная стальная труба, изготовленная с использованием горячекатаного стального листа данного примера настоящего изобретения, обладает высокой низкотемпературной ударной вязкостью, у которой как материнский материал, так и участок шва имеют значение CTOD, равное 0,30 мм или более, и DWTT -20°С или ниже.
-80
С другой стороны, в сравнительных примерах, которые выходят за рамки первого варианта настоящего изобретения, vE меньше 300 Дж, значение CTOD меньше 0,30 мм или DWTT выше -35°С, и вследствие этого ухудшается низкотемпературная ударная вязкость или мало относительное удлинение, в результате чего не может быть обеспечено желаемое значение баланса прочности и пластичности.
Второй вариант осуществления изобретения
Горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении согласно второму изобретению настоящего изобретения, имеющий TS=530 МПа или выше и толщину листа больше 22 мм, имеет указанный выше состав и обладает структурой, в которой средний размер зерна ферритной фазы в середине толщины листа равен 5 мкм или менее, а структурная фракция (в об.%) вторичной фазы составляет 2% или меньше, разница ΔD между средним размером зерна ферритной фазы на расстоянии 1 мм от поверхности стального листа в направлении толщины листа и средним размером зерна ферритной фазы в середине толщины листа равна 2 мкм или меньше, а разница ΔV между структурной фракцией (в об.%) вторичной фазы на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и структурной фракцией (в об.%) вторичной фазы в середине толщины листа составляет 2% или меньше. В данном случае, если не указано иное, «феррит» означает преобразованный при низкой температуре твердый феррит (бейнитный феррит, бейнит или смешанная фаза бейнитного феррита и бейнита). В понятие «феррит» не включается преобразованный при высокой температуре мягкий феррит (гранулярный полигональный феррит). Далее, в качестве вторичной фазы можно назвать одну из следующих: перлит, мартенсит, МА, верхний бейнит и смешанную фазу, образованную двумя или более типами этих ферритов. Говоря о структуре положения середины толщины листа, можно отметить, что первичная фаза образована любой из следующих фаз: бейнитно-ферритной фазой, бейнитной фазой и смешанной фазой из бейнитно-ферритной фазы и бейнитной фазы, а в качестве вторичной фазы можно назвать одну из следующих: перлит, мартенсит, островковый мартенсит (МА), верхний бейнит и смешанная фаза, образованная двумя или более типами этих ферритов.
Если ΔD равна 2 мкм или меньше, a ΔV составляет 2% или меньше, ударная вязкость, в частности DWITT-характеристики и CTOD-характеристики, при использовании образца в полную толщину существенно повышаются. Если либо ΔD, либо ΔV выходит за пределы заданного диапазона, DWTT-характеристики ухудшаются, в результате чего ухудшается низкотемпературная ударная вязкость. Кроме того, если толщина листа излишне велика, превышая 22 мкм, необходимо установить средний размер зерна ферритной фазы равным 5 мкм или меньше и структурную фракцию (в об.%) вторичной фазы равной 2% или ниже в середине толщины листа. Если средний размер зерна ферритной фазы превышает 5 мкм или структурная фракция (в об.%) вторичной фазы превышает 2%, DWTT-характеристики ухудшаются, в результате чего ухудшается низкотемпературная ударная вязкость.
Из сказанного выше следует, что во втором варианте настоящего изобретения структура сверхтолстого горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении ограничена структурой, в которой средний размер зерна ферритной фазы в середине толщины листа равен 5 мкм или менее, а структурная фракция (в об.%) вторичной фазы составляет 2% или меньше, разница ΔD между средним размером зерна (мкм) ферритной фазы на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и средним размером зерна ферритной фазы в середине толщины листа равна 2 мкм или меньше, а разница ΔV между структурной фракцией (в об.%) вторичной фазы на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и структурной фракцией (в об.%) вторичной фазы в середине толщины листа составляет 2% или меньше.
1
3
4
4
Подтверждено, что горячекатаный стальной лист, обладающий структурой, в которой ΔD равна 2 мкм или меньше и ΔV составляет 2% или меньше, или условию заключающемуся, состоящему в том, что разница ΔD* среднего размера (мкм) зерна ферритной фазы между положением на расстоянии 1 мм от поверхности стального листа в направлении толщины листа и положением на / глубины листа от поверхности стального листа равна 2 мкм или меньше, разница ΔV* в структурной фракции (в %) вторичной фазы составляет 2% или меньше, или условию, заключающемуся в том, что разница ΔD** среднего размера (мкм) зерна ферритной фазы между положением на расстоянии 1 мм от поверхности стального листа в направлении толщины листа и положением на / глубины листа от поверхности стального листа равна 2 мкм или меньше, а разница ΔV** в структурной фракции вторичной фазы составляет 2% или меньше.
В примере второго изобретения настоящего изобретения, относящемся к горячекатаному стальному листу, имеющему TS=530 МПа или выше и толщину листа свыше 22 мм, после завершения горячей прокатки (чистовой прокатки) горячекатаный стальной лист подвергают ускоренному охлаждению на горячем рольганге. В настоящем изобретении, чтобы получить размер зерна ферритной фазы в середине толщины листа заданного значения или ниже и структурную фракцию вторичной фазы до 2% или ниже (в об.%), время выдержки, в течение которого температура горячекатаного стального листа в середине толщины листа достигает температуры (Т-20°С) от температуры Т(°С), которая является температурой начала ускоренного охлаждения после завершения чистовой прокатки, устанавливается равным в пределах 20 сек, в результате чего время выдержки при повышенной температуре сокращается. Если время выдержки, в течение которой температура изменяется от Т(°С) до (Т-20°С), является длительным, превышая 20 сек, размер зерна во время преобразования имеет тенденцию укрупняться, что затрудняет возможность избежать образования преобразованного при высокой температуре феррита (полигонального феррита). Чтобы установить время выдержки, в течение которой температура изменяется от Т(°С) до (Т-20°С), в пределах 20 сек, скорость прохождения листа на горячем рольганге устанавливается преимущественно равной 120 м/мин или выше в пределах толщины стального листа настоящего изобретения.
Кроме того, предпочтительно начинать ускоренное охлаждение тогда, когда температура в середине толщины листа все еще равна 750°С или выше. Если температура в середине толщины листа опускается ниже 750°С, образуется преобразованный при высокой температуре феррит (полигональный феррит), в результате чего С, который выделяется в процессе гамма-альфа преобразования, концентрируется в непреобразованном гамма-феррите, и вследствие этого вокруг полигонального феррита образуется вторичная фаза, состоящая из перлитной фазы, верхнего бейнита и т.п. Соответственным образом, увеличивается структурная фракция вторичной фазы в середине толщины листа, вследствие чего указанная выше заданная структура получена быть не может.
Предпочтительно проводить ускоренное охлаждение до температуры остановки охлаждения ниже BFS со скоростью охлаждения 10°С/сек или выше, преимущественно со скоростью охлаждения 20°С/сек или выше, в расчете на среднюю скорость охлаждения в середине толщины листа.
Если скорость охлаждения в середине толщины листа ниже 10°С/сек, преобразованный при высокой температуре феррит (полигональный феррит) склонен образовываться таким образом, что при этом увеличивается структурная фракция вторичной фазы в середине толщины листа, по причине чего указанная выше заданная структура получена быть не может. Соответственно, ускоренное охлаждение после завершения горячей прокатки проводится преимущественно со скоростью охлаждения 10°С/сек или выше в расчете на среднюю скорость охлаждения в середине толщины листа. Хотя верхний предел скорости охлаждения выбирается в зависимости от возможностей используемого холодильного устройства, предпочтительно устанавливать верхний предел скорости охлаждения ниже скорости охлаждения, приводящей к образованию мартенсита, т.е. скорости охлаждения, не приводящей к нарушению формы стального листа типа коробления. Такой скорости можно достичь с помощью устройства для водяного охлаждения с использованием плоского сопла, стержневого распылителя, круглого наконечника шланга и т.п. В настоящем изобретении в качестве температуры середины толщины листа, скорости охлаждения и т.п. используются значения, которые рассчитываются на основе расчета теплопереноса и т.п.
Предпочтительно устанавливать указанную выше температуру остановки ускоренного охлаждения равной BFS или ниже в расчете на температуру в середине толщины листа. Более предпочтительно устанавливать указанную выше температуру остановки ускоренного охлаждения равной (BFS-20°C). BFS определяется следующей формулой (2):
где С, Mn, Cr, Мо, Cu и Ni - содержания соответствующих элементов, мас.%;
CR - скорость охлаждения, °С/сек.
Во втором варианте настоящего изобретения, чтобы установить размер зерна ферритной фазы в середине толщины листа до заданного значения или ниже, а структурную фракцию вторичной фазы до 2% или ниже (в об.%), дополнительно доводят указанное выше время охлаждения от температуры начала охлаждения Т(°С) до температуры BFS до 30 сек или меньше. Если время охлаждения от Т(°С) до температуры BFS увеличивается сверх 30 сек, появляется тенденция к образованию преобразованного при высокой температуре феррита (полигонального феррита), в результате чего С, который выделяется в процессе гамма-альфа преобразования, концентрируется в непреобразованном гамма-феррите и вследствие этого вокруг полигонального феррита образуется вторичная фаза, состоящая из перлитной фазы, верхнего бейнита и т.п. Соответственным образом, увеличивается структурная фракция вторичной фазы в середине толщины листа, по причине чего указанная выше заданная структура получена быть не может. С учетом сказанного время охлаждения от температуры начала охлаждения Т(°С) до температуры BFS ограничивают до 30 сек или менее. Регулировка времени охлаждения от температуры начала охлаждения Т(°С) до температуры BFS может быть выполнена путем регулирования скорости проходки листа и регулирования количества охлаждающей воды.
Кроме того, во втором варианте настоящего изобретения после остановки ускоренного охлаждения при указанной выше температуре остановки охлаждения или ниже горячекатаный лист сматывается в рулон при температуре сматывания BFS0 или ниже в расчете на температуру в середине толщины листа. Более предпочтительна температура сматывания, равная (BFS0-20°C) или ниже. BFS0 определяется следующей формулой (3):
BFS0(°C)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni
где С, Mn, Cr, Мо, Cu и Ni - содержания соответствующих элементов, мас.%.
В результате установки температуры остановки охлаждения при ускоренном охлаждении до температуры BFS или ниже ΔD становится равным 2 мкм или меньше, а ΔV становится равным 2% или ниже, благодаря чему однородность структуры в направлении толщины листа может быть значительно повышена. Соответственно, сверхтолстый горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении может обеспечивать высокие DWTT-характеристики и высокие CTOD-характеристики.
Пример 2
Ниже приводится пример второго варианта настоящего изобретения, относящийся к горячекатаному стальному листу, имеющему TS=530 МПа и толщину листа свыше 22 мм.
Слябы (исходные стальные материалы), имеющие составы, приведенные в таблице 4 (толщина 230 мм), подвергают горячей прокатке в условиях горячей прокатки, приведенных в таблице 5. После завершения горячей прокатки горячекатаные листы охлаждают в условиях охлаждения, приведенных в таблице 5, и сматывают в рулон при температурах сматывания, приведенных в таблице 5, после чего превращают в горячекатаные стальные листы (стальные полосы), имеющие значения толщины, приведенные в таблице 5. Используя эти горячекатаные стальные листы в качестве исходных материалов, изготовляют открытые трубы методом непрерывного формования с помощью холодной прокатки, а краевые поверхности открытых труб сваривают между собой с использованием электросварки, получая, таким образом, электросварную стальную трубу (внешний диаметр 660 мм).
Из полученных горячекатаных стальных листов берут образцы и проводят на этих образцах визуальный анализ структуры, испытание на растяжение, ударный тест, DWTT-тест и CTOD-тест. DWTT-тест и CTOD-тест проводят также на электросварной стальной трубе. Использованы следующие методы испытаний.
(1) Визуальное изучение структуры
Образец, предназначенный для изучения структуры, берут от горячекатаного стального листа, после чего поперечное сечение образца в направлении прокатки полируют и протравливают. Поперечное сечение визуально изучают и визуализируют, после чего идентифицируют структуру для каждого образца с помощью трех визуальных полей, используя оптический микроскоп (увеличение: 1000 раз) или сканирующий электронный микроскоп (увеличение: 2000 раз). Затем, используя анализатор изображений, измеряют средний размер зерна ферритной фазы и структурную фракцию (в об.%) вторичной фазы, отличной от ферритной фазы. Положения для визуального изучения задаются в положении на расстоянии 1 мм от поверхности стального листа в направлении толщины листа и в положении середины толщины листа. Средний размер зерна ферритной фазы получают методом резки, а номинальный размер зерна устанавливают как средний размер зерна в положении.
(2) Испытание на прочность при растяжении
Из полученного горячекатаного стального листа берут пластинчатый образец (ширина плоской части 25 мм, расчетная длина 50 мм) таким образом, что направление для предела прочности при растяжении берется вдоль направления, перпендикулярного направлению прокатки (С-направление), а испытание на растяжение проводят на образце в соответствии с нормами ASTM E8M-04 при комнатной температуре, в результате чего получают предел прочности при растяжении TS.
(3) Ударный тест
-80
-80
Из середины толщины полученного горячекатаного стального листа берут образцы с V-образным надрезом таким образом, что продольное направление берется в направлении, перпендикулярном направлению прокатки (С-направлению), и проводят ударный тест Шарпи согласно нормам JIS Z 2242, получая таким образом поглощенную энергию (в Дж) при температуре теста -80°С. По трем образцам получено среднее арифметическое полученных значений поглощенной энергии. Это среднее арифметическое принимается в качестве значения поглощенной энергии vE (Дж) стального листа. Оценка «приемлемая ударная вязкость» дается тогда, когда vE=200 Дж или более.
(4) DWTT-тест
DWTT-образцы (размер: толщина листа × ширина 3 дюйма × 12 дюймов) берут из полученного горячекатаного стального листа таким образом, что продольное направление берется в направлении, перпендикулярном направлению прокатки (С-направлению), и проводят DWTT-тест в соответствии с нормами ASTM E 436, получая в результате самую низкую температуру, при которой степень вязкого разрушения достигает 85%. Оценка «высокие DWTT-характеристики» дается тогда, когда DWTT равна -30°С или ниже.
В DWTT-тесте DWTT-образцы берут также из материнского материала электросварной стальной трубы таким образом, что продольное направление образца становится периферическим направлением трубы. Тест проводят так же, как и для стального листа.
(5) CTOD-тест
CTOD-образцы (размер: толщина листа × ширина (2 × толщина листа) × длина (10 × толщина листа)) берут из полученного горячекатаного стального листа таким образом, что продольное направление берется в направлении, перпендикулярном направлению прокатки (С-направление), и проводят CTOD-тест в соответствии с нормами ASTM E 1290 при температуре теста -10°С, получая в результате значение перемещения отверстия вершины трещины (значение CTOD) при температуре -10°С. Усилие теста прикладывают по типу трехточечного метода гибки при установленном на участке с надрезом измерителе перемещения и получают значение CTOD (перемещения отверстия вершины трещины). Оценка «высокие CTOD-характеристики» дается тогда, когда значение CTOD равно 0,30 мм или более.
В CTOD-тесте CTOD-образцы берут также из материнского материала электросварной стальной трубы таким образом, что продольное направление образца берется в направлении, перпендикулярном аксиальному направлению трубы, надрез выполняется в материнском материале и на участке шва. CTOD-тест проводят так же, как и в случае стального листа.
Полученные результаты приведены в таблице 6.
-80
Во всех примерах настоящего изобретения получают горячекатаные стальные листы, которые имеют требуемую структуру, высокую прочность при TS=510 МПа или выше и высокую низкотемпературную ударную вязкость, у которых vE=200 Дж или выше, значение CTOD равно 0,30 мм или более и DWTT равна -30°С или ниже, и, т.е. они имеют высокие DWTT-характеристики и высокие CTOD-характеристики. Электросварная стальная труба, изготовленная с использованием горячекатаного стального листа данного примера настоящего изобретения, обладает высокой низкотемпературной ударной вязкостью, у которой как материнский материал, так и участок шва имеют значение CTOD, равное 0,30 мм или более, и DWTT, равное -5°С или ниже.
-80
С другой стороны, в сравнительных примерах, которые выходят за рамки второго изобретения настоящего изобретения, vE меньше 200 Дж, значение CTOD меньше 0,30 мм или DWTT выше -20°С, и вследствие этого ухудшается ударная вязкость.
Третий вариант изобретения
Горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении, имеющий TS=560 МПа или выше, согласно третьему варианту настоящего изобретения имеет структуру, в которой первичная фаза структуры на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа образована либо отожженным мартенситом, либо смешанной структурой, состоящей из бейнита и отожженного мартенсита, в котором структура в середине толщины листа включает первичную фазу, образованную бейнитом и/или бейнитным ферритом, и вторичную фазу, которая составляет 2 об.% или меньше и в которой разница ΔHV между твердостью по Виккерсу HV1mm на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и твердостью по Виккерсу HV1/2t в середине толщины листа составляет 50 пунктов или меньше.
Если первичная фаза структуры на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа образована либо отожженным мартенситом, либо смешанной структурой, состоящей из бейнита и отожженного мартенсита, структура в середине толщины листа включает в себя первичную фазу, образованную бейнитом и/или бейнитным ферритом, и вторичную фазу, которая составляет 2 об.% или более, а разница ΔHV между твердостью по Виккерсу HV1mm на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и твердостью по Виккерсу HV1/2t в середине толщины листа составляет 50 пунктов или меньше, низкотемпературная ударная вязкость, в частности DWTT-характеристики и CTOD-характеристики, в случае использования образца на полную толщину, значительно повышается. Если структура на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа является структурой, отличной от указанной выше структуры, или если структура в середине толщины листа является структурой, в которой вторичная фаза составляет более 2 об.%, или если разница ΔHV между твердостью по Виккерсу HV1mm на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и твердостью по Виккерсу HV1/2t в середине толщины листа составляет более 50 пунктов, ухудшаются DWTT-характеристики и, соответственно, ухудшается низкотемпературная ударная вязкость.
Соответственно, структура горячекатаного стального листа с высоким пределом прочности при растяжении согласно третьему варианту настоящего изобретения ограничена структурой, в которой первичная фаза структуры образована либо отожженным мартенситом, либо смешанной структурой, состоящей из бейнита и отожженного мартенсита, структура в середине толщины листа включает в себя первичную фазу, образованную бейнитом и/или бейнитным ферритом, и вторичную фазу, которая составляет 2 об.% или меньше и в которой разница ΔHV между твердостью по Виккерсу HV1mm на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и твердостью по Виккерсу HV1/2t в середине толщины листа составляет 50 пунктов или меньше.
В случае горячекатаного стального листа, имеющего TS=560 МПа или выше, согласно третьему варианту настоящего изобретения после завершения чистовой прокатки горячекатаный лист по меньшей мере дважды подвергают операции охлаждения, которая состоит из первой стадии охлаждения и второй стадии охлаждения, после чего горячекатаный лист подвергается проводимой в указанном порядке третьей стадии охлаждения.
На первой стадии охлаждения горячекатаный стальной лист охлаждают до температурного диапазона точки Ms или ниже (температуры остановки охлаждения) в расчете на температуру на расстоянии 1 мм от поверхности горячекатаного стального листа в направлении толщины листа при скорости охлаждения 80°С/сек в расчете на среднюю скорость охлаждения на расстоянии 1 мм от поверхности горячекатаного стального листа. В результате этой первой стадии охлаждения первичная фаза структуры участка на расстоянии приблизительно 2 мм от поверхности в направлении толщины листа становится мартенситной фазой или смешанной структурой, образованной мартенситной фазой и бейнитной фазой. Если скорость охлаждения равна 80°С/сек или ниже, мартенситная фаза в достаточной степени не образуется и вследствие этого нельзя рассчитывать на эффект отжига на стадии сматывания в рулон, следующего за операцией охлаждения. Предпочтительно устанавливать бейнитную фазу на уровне 50 об.% или менее. Состоит ли первичная фаза из мартенсита или смешанной структуры из бейнита и мартенсита, зависит от углеродного эквивалента стального листа или скорости охлаждения на первой стадии. При этом, хотя верхний предел скорости охлаждения выбирают в зависимости от возможностей используемого охладительного устройства, верхний предел равен приблизительно 600°С/сек.
В третьем варианте настоящего изобретения в качестве температур, таких как температура на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа, температура в середине толщины листа и т.п., скорости охлаждения и т.п., использованы значения, рассчитанные на основе расчета теплопереноса и т.п.
После первой стадии охлаждения в качестве второй стадии охлаждения в течение 30 сек или менее проводится охлаждение на воздухе. Благодаря второй стадии охлаждения поверхностный слой за счет потенциального тепла из середины листа возвращается в исходное состояние, в процессе чего образовавшаяся на первой стадии охлаждения структура поверхностного слоя отжигается и превращается либо в отожженный мартенсит, либо в смешанную структуру, образованную бейнитом и отожженным мартенситом, причем как мартенсит, так и смешанная структура обладают достаточной ударной вязкостью. Охлаждение на воздухе проводят на второй стадии охлаждения с целью предотвращения образования мартенситной фазы внутри горячекатаного стального листа в направлении толщины листа. Если время воздушного охлаждения превышает 30 сек, в середине толщины листа происходит преобразование до полигонального феррита. По этой причине время охлаждения на воздухе на второй стадии охлаждения ограничивают до 30 сек или менее. Преимущественно время охлаждения на воздухе составляет от 0,5 сек или более до 20 сек или менее.
В третьем варианте настоящего изобретения операцию охлаждения, состоящую из первой стадии охлаждения и второй стадии охлаждения, проводят по меньшей мере дважды.
После проведения по меньшей мере дважды операции охлаждения, состоящей из первой стадии охлаждения и второй стадии охлаждения, дополнительно проводится третье охлаждение. При третьем охлаждении горячекатаный стальной лист охлаждают до температуры остановки охлаждения BFS, определяемой приведенной ниже формулой (2), или ниже в расчете на температуру в середине толщины листа при скорости охлаждения свыше 80°С/сек в расчете на среднюю скорость охлаждения на расстояния 1 мм от поверхности горячекатаного стального листа в направлении толщины листа:
где С, Mn, Cr, Мо, Cu и Ni - содержания соответствующих элементов, мас.%;
CR - скорость охлаждения, °С/сек.
Расчет в соответствии с формулой (2) производится путем приравнивания нулю содержания какого-либо из элементов сплава, если этот элемент сплава не содержится в горячекатаном стальном листе.
Если средняя скорость охлаждения на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа равна 80°С/сек или ниже, охлаждение середины листа задерживается в такой степени, что в середине листа образуется полигональный феррит, в результате чего не может быть обеспечена структура, в которой образуется первичная фаза, представляющая собой какую-либо из следующих фаз: бейнитно-ферритную фазу, бейнитную фазу и смешанную структуру из бейнитно-ферритной фазы и бейнитной фазы. Далее, если температура остановки охлаждения становится высокой, превышая BFS, образуется вторичная фаза, образуемая любой из следующих фаз: мартенситом, верхним бейнитом, перлитом, МА и смешанной структурой, образованной двумя или более типами фаз, в результате чего получение желаемой структуры обеспечено быть не может. С учетом сказанного выше, на третьей стадии охлаждения средняя скорость охлаждения на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа устанавливается равной скорости охлаждения, которая превышает 80°С/сек, а температура остановки охлаждения в середине толщины листа устанавливается равной температуре BFS или ниже. На такой третьей стадии охлаждения средняя скорость охлаждения в середине толщины листа становится равной 20°С/сек или выше, что препятствует образованию вторичной фазы, благодаря чему структура в середине толщины листа может быть превращена в требуемую структуру.
В третьем варианте настоящего изобретения после третьей стадии охлаждения горячекатаный стальной лист сматывается в рулон при температуре сматывания BFS0, определяемой приведенной ниже формулой (3), или ниже, преимущественно при температуре точки Ms или выше в расчете на положение середины толщины листа:
где С, Mn, Cr, Мо, Cu и Ni - содержания соответствующих элементов, мас.%.
Соответственно, образовавшаяся на первой стадии охлаждения мартенситная фаза может быть отожжена, образуя в результате отожженный мартенсит, который обладает достаточной ударной вязкостью. Температура сматывания преимущественно составляет (BFS0-20°C) или ниже. Для того чтобы горячекатаный стальной лист обладал таким эффектом отжига, предпочтительно выдерживать горячекатаный стальной лист в температурном диапазоне от температуры сматывания до температуры сматывания минус 50°С в течение 30 или более минут. Расчет в соответствии с формулой (3) производится путем приравнивания нулю содержания какого-либо элемента сплава, если этот элемент сплава не содержится в горячекатаном стальном листе.
Подвергая горячекатаный стальной лист указанной выше операции охлаждения, состоящей из первой стадии охлаждения и второй стадии охлаждения, с последующими третьей стадией охлаждения и стадией сматывания в рулон, можно производить горячекатаный стальной лист, который обладает высокой однородностью структуры в направлении толщины листа, а также обладает высокой низкотемпературной ударной вязкостью при DWTT, равном -50°С или ниже, где структура на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа представляет собой однофазную структуру отожженного мартенсита, либо смешанную структуру бейнита и отожженного мартенсита, структура в середине толщины листа включает в себя первичную фазу, образованную бейнитом и/или бейнитным ферритом, и вторичную фазу, которая составляет 2 об.% или меньше и в которой разница ΔHV между твердостью по Виккерсу HV1mm на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и твердостью по Виккерсу HV1/2t в середине толщины листа составляет 50 пунктов или меньше.
Если разница ΔHV между твердостью по Виккерсу HV1mm на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и твердостью по Виккерсу HV1/2t в середине толщины листа составляет 50 пунктов, однородность по толщине листа снижается, ухудшая тем самым низкотемпературную ударную вязкость.
Пример 3
Ниже описывается пример третьего варианта настоящего изобретения, относящийся к горячекатаному стальному листу, имеющему TS=560 МПа или выше.
Слябы (исходные стальные материалы), имеющие составы, приведенные в таблице 7 (толщина 215 мм), подвергают горячей прокатке в условиях горячей прокатки, приведенных в таблице 8, таблице 9-1 и таблице 9-2. После завершения горячей прокатки горячекатаные листы охлаждают в условиях охлаждения, приведенных в таблице 8, таблице 9-1 и таблице 9-2, и сматывают в рулон при температурах сматывания, приведенных в таблице 8, таблице 9-1 и таблице 9-2, после чего превращают в горячекатаные стальные листы (стальные полосы), имеющие значения толщины, приведенные в таблице 8, таблице 9-1 и таблице 9-2. Используя эти горячекатаные стальные листы в качестве исходных материалов, изготовляют открытые трубы методом непрерывного формования с помощью холодной прокатки, а краевые поверхности открытых труб сваривают между собой с использованием электросварки, получая, таким образом, электросварную стальную трубу (внешний диаметр 660 мм).
Из полученных горячекатаных стальных листов берут образцы и проводят на этих образцах визуальный анализ структуры, испытание на твердость, испытание на прочность при растяжении, ударный тест, DWTT-тест и CTOD-тест. DWTT-тест и CTOD-тест проводят также на электросварной стальной трубе. Использованы следующие методы испытаний.
(1) Визуальное изучение структуры
Образец, предназначенный для визуального изучения структуры, берут из полученного горячекатаного стального листа, после чего поперечное сечение образца в направлении прокатки полируют и протравливают. Визуально изучают и визуализируют поперечное сечение, для чего каждый образец идентифицируют с каким-либо типом структуры с помощью двух или более визуальных полей, используя оптический микроскоп (увеличение: 1000 раз) или сканирующий электронный микроскоп (увеличение: 2000 раз). Затем, используя анализатор изображений, измеряют средний размер зерна ферритной фазы и структурную фракцию (в об.%) вторичной фазы, отличной от ферритной фазы. Положения для визуального изучения задаются на расстоянии 1 мм от поверхности стального листа в направлении толщины листа и в середине толщины листа.
(2) Испытание на твердость
Предназначенные для визуального изучения структуры образцы берут из полученных горячекатаных стальных листов и измеряют твердость HV для поперечного сечения в направлении прокатки с использованием испытательной установки Виккерса (испытуемое усилие: 9,8 Н (нагрузка: 1 кг силы)). Измеряемые положения задают для положения на расстоянии 1 мм от поверхности стального листа в направлении толщины листа и для положения в середине толщины листа. Твердость измеряют в 5 точках для каждого положения. Среднеарифметические значения получают путем расчета полученного результата и принимают эти значения как твердость в соответствующих положениях. На основе полученной твердости в соответствующих положениях рассчитывают разницу ΔHV (=HV1mm-HV1/2t) между твердостью HV1mm на расстоянии 1 мм от поверхности в направлении толщины листа и твердостью HV1/2t в середине толщины листа.
(2) Испытание на прочность при растяжении
Из полученного горячекатаного стального листа вырезают пластинчатый образец (ширина плоской части 25 мм, испытуемая длина 50 мм) таким образом, что продольное направление берется в направлении, перпендикулярном направлению прокатки (С-направление), а испытание на прочность при растяжении проводят на образце в соответствии с нормами ASTM E8M-04 при комнатной температуре, получая в результате предел прочности при растяжении TS.
(3) Ударный тест
-80
-80
Из середины по толщине полученного горячекатаного стального листа вырезают образцы с V-образным надрезом таким образом, что продольное направление берется в направлении, перпендикулярном направлению прокатки (С-направление), и проводят ударный тест Шарпи согласно нормам JIS Z 2242, получая в результате поглощенную энергию (Дж) при температуре теста -80°С. По трем образцам получают среднее арифметическое полученных значений поглощенной энергии. Это среднее арифметическое принимается в качестве значения поглощенной энергии vE (Дж) стального листа. Оценка «подходящая ударная вязкость» дается тогда, когда vE=200 Дж или более.
(5) DWTT-тест
DWTT-образцы (размер: толщина листа × ширина 3 дюйма × 12 дюймов) берут из полученного горячекатаного стального листа таким образом, что продольное направление берется в направлении, перпендикулярном направлению прокатки (С-направлению), и проводят DWTT-тест в соответствии с нормами ASTM E 436, получая в результате самую низкую температуру (DWTT), при которой степень вязкого разрушения достигает 85%. Оценка «высокие DWTT-характеристики» дается тогда, когда DWTT равна -50°С или ниже.
В DWTT-тесте DWTT-образцы берут также из материнского материала электросварной стальной трубы таким образом, что продольное направление образца становится периферическим направлением трубы. Тест проводят так же, как и для стального листа.
(6) CTOD-тест
CTOD-образцы (размер: толщина листа × ширина (2 × толщина листа) × длина (10 × толщина листа)) берут из полученного горячекатаного стального листа таким образом, что продольное направление берется в направлении, перпендикулярном направлению прокатки (С-направление), и проводят CTOD-тест в соответствии с нормами ASTM Е 1290 при температуре теста -10°С, получая в результате значение перемещения отверстия вершины трещины (значение CTOD) при температуре -10°С. Усилие теста прикладывают по типу трехточечного метода гибки при установленном на участке с надрезом измерителе перемещения и получают значение CTOD (перемещения отверстия вершины трещины). Оценка «высокие CTOD-характеристики» дается тогда, когда значение CTOD равно 0,30 мм или более.
В CTOD-тесте CTOD-образцы берут также из материнского материала электросварной стальной трубы таким образом, что продольное направление образца берется в направлении, перпендикулярном аксиальному направлению трубы, надрез выполняется в материнском материале и на участке шва. CTOD-тест проводят так же, как и в случае стального листа.
Полученные результаты приведены в таблице 10.
-80
Во всех примерах настоящего изобретения получают горячекатаные стальные листы, которые имеют требуемую структуру, требуемую твердость, высокую прочность при TS=560 МПа или выше и высокую низкотемпературную ударную вязкость, у которых vE=200 Дж или выше, значение CTOD равно 0,30 мм или более и DWTT равна -50°С или ниже, т.е. горячекатаные листы имеют высокие DWTT-характеристики и высокие CTOD-характеристики. Кроме того, электросварная стальная труба, изготовленная с использованием горячекатаного стального листа данного примера настоящего изобретения, обладает высокой низкотемпературной ударной вязкостью, у которой как материнский материал, так и участок шва имеют значение CTOD, равное 0,30 мм или более, и DWTT -25°С или ниже.
-80
С другой стороны, в сравнительных примерах, которые выходят за рамки третьего изобретения настоящего изобретения, vE меньше 200 Дж, значение CTOD меньше 0,30 мм или DWTT выше -50°С или ΔHV выше 50 пунктов и вследствие этого ухудшена низкотемпературная ударная вязкость. Ухудшена также низкотемпературная ударная вязкость электросварных труб, изготовленных из этих стальных листов.