Сверхвысокопрочные стали и способ их изготовления - RU2152450C1

Чертежи

Показать все 8 чертежа(ей)

Описание

Изобретение относится к трубе для трубопровода, выполненной из сверхвысокопрочной листовой стали, обладающей хорошей свариваемостью, высокой прочностью в зоне термического влияния (далее ЗТВ) и высокой вязкостью при низких температурах. Более конкретно оно относится к высокопрочным низколегированным сталям для трубопроводов, способным к вторичному упрочнению и имеющим в ЗТВ прочность, которая по существу равна прочности остальной части трубы, и к способу изготовления листа-заготовки для трубы.

Наиболее высокий предел текучести коммерчески доступной стали для изготовления труб для трубопроводов составляет около 550 МПа (80 ksi). Экспериментально получена сталь более высокой прочности, например до 690 МПа (100 ksi), однако до ее безопасного использования в производстве труб для трубопроводов следует решить несколько проблем. Одна из них касается использования бора как компонента стали. Хотя бор и увеличивает прочность, боро- содержащие стали плохо поддаются обработке, что приводит к неравномерности качества изделий и к повышенной склонности к растрескиванию при коррозии под нагрузкой.

Другой проблемой, связанной с высокопрочными, т.е. имеющими предел текучести более 550 МПа (80 ksi) сталями, является разупрочнение ЗТВ после сварки. Из-за циклических изменений температуры во время сварки ЗТВ претерпевает локальное фазовое превращение или отжиг, приводящее к значительному (примерно до 15% и более) разупрочнению ЗТВ в сравнении с основным металлом.

Известные способы получения высокопрочной стали до сих пор не позволяли получать такую сталь с хорошей способностью к обработке и минимальными потерями прочности в ЗТВ при сварке.

Например, из SU 1447889, 1988, известен способ изготовления высокопрочной низколегированной стали, включающий нагрев стальной заготовки, обжатие заготовки для получения листа за один или более проходов в температурном диапазоне, в котором происходит рекристаллизация аустенита, дополнительное обжатие листа за один или более проходов во втором температурном диапазоне ниже температуры рекристаллизации аустенита, но выше точки A₃, и охлаждение. Однако известный способ не обеспечивает хорошую обрабатываемость и свариваемость высокопрочной стали при сохранении высокой прочности в ЗТВ.

Задачей изобретения является создание такой низколегированной сверхвысокопрочной стали для трубопроводов толщиной по меньшей мере 10, предпочтительно 15 и более предпочтительно - 20 мм, которая имела бы предел текучести по меньшей мере около 827 МПа (120 ksi) и предел прочности при разрыве по меньшей мере около 896 МПа (130 ksi) и при этом обеспечивала бы постоянство качества изделия, по существу исключая или по меньшей мере снижая потерю прочности в ЗТВ из-за циклических изменений температуры во время сварки, и имела бы достаточную прочность при средней и низкой температуре окружающей среды.

Дополнительная задача состоит в создании удобной для производителя стали с уникальной способностью вторичного упрочнения в широком диапазоне параметров термообработки, например времени и температуры.

Указанная задача решается тем, что в способе изготовления высокопрочной низколегированной стали, включающем нагрев стальной заготовки, обжатие заготовки для получения листа за один или более проходов в температурном диапазоне, в котором происходит рекристаллизация аустенита, дополнительное обжатие листа за один или более проходов во втором температурном диапазоне ниже температуры рекристаллизации аустенита, но выше точки A_r3, и охлаждение, нагрев стальной заготовки ведут до температуры, достаточной для растворения всех карбонитридов ниобия и карбонитридов ванадия, охлаждение дополнительно обжатого листа осуществляют водой до температуры выше точки A_r3, но не выше 400^oC, при этом сталь имеет предел текучести по меньшей мере около 830 МПа и содержит ниобий и ванадий в общем количестве мас.% не менее 0,1.

Нагрев стальной заготовки для растворения всех карбонитридов ванадия и карбонитридов ниобия можно вести до температуры примерно от 1100^oC до 1250^oC.

Обжатие заготовки можно осуществлять со степенью деформации около 30-70%, а дополнительное обжатие - около 40-70%. После охлаждения в воде лист можно подвергать отпуску при температуре, не превышающей точки превращения A_с1, в течение времени, достаточного для выделения ε- меди и карбидов или карбонитридов ванадия, ниобия и молибдена.

Отпуск можно проводить в температурном диапазоне 400-700^oC . Охлаждение водой можно проводить со скоростью по меньшей мере около 20^oC/с.

Лист можно формовать в трубу и раздавать на 1-3%.

Сталь может иметь химический состав при следующем соотношении компонентов, мас.%:
углерод - 0,03 - 0,12
кремний - 0,01 - 0,50
марганец - 0,40 - 2,0
медь - 0,50 - 2,0
никель - 0,50 - 2,0
ниобий - 0,03 - 0,12
ванадий - 0,03 - 0,15
молибден - 0,20 - 0,80
титан - 0,005 - 0,03
алюминий - 0,01 - 0,05
железо - остальное
P_cm - меньше или равно 0,35
где P_cm является параметром упрочняемости, который представляет собой следующую величину:

Сталь может дополнительно содержать хром в мас.% 0,3-1,0.

Сталь может содержать ванадий и ниобий, каждый в концентрации не менее 0,04 мас.%.

Указанная задача решается также тем, что в изобретении предложена высокопрочная низколегированная сталь, которая имеет предел текучести по меньшей мере около 830 МПа, преимущественно мартенситно-бейнитную фазу с частицами ε-меди, карбидов, нитридов или карбонитридов ванадия, ниобия и молибдена, в которой суммарная концентрация ванадия и ниобия составляет не менее 0,1 мас.%.

Сталь может быть выполнена в виде листа толщиной по меньшей мере около 10 мм.

Сталь может дополнительно содержать растворенные ванадий и ниобий.

Концентрации ванадия и ниобия могут в отдельности составлять в мас.% не менее 0,4.

Сталь может иметь химический состав при следующем соотношении компонентов, мас.%:
углерод - 0,03 - 0,12
кремний - 0,01 - 0,50
марганец - 0,40 - 2, 0
медь - 0,50 - 2,0
никель - 0,50 - 2,0
ниобий - 0,03 - 0,12
ванадий - 0,03-0,15
молибден - 0,20 - 0,80
титан - 0,005 - 0,03
алюминий - 0, 01 - 0,05
железо - остальное
P_cm - меньше или равно 0,35
где P_cm является параметром упрочняемости, как указано выше.

Сталь может дополнительно содержать от 0,3 до 1,0 мас.% хрома.

Прочность зоны термического влияния после сварки может составлять по меньшей мере 95% от прочности основного металла.

Прочность зоны термического влияния после сварки может составлять по меньшей мере 98% от прочности основного металла.

Поставленная задача согласно изобретению решена тем, что между химическим составом стали и способом ее получения достигнуто такое соответствие, которое позволяет производить такую высокопрочную сталь с номинальным минимумом предела текучести выше 690 МПа (100 ksi), предпочтительно выше 758 МПа (110 ksi) и более предпочтительно выше 827 МПа (120 ksi), из которой может быть изготовлена труба для трубопровода, сохраняющая после сварки прочность в ЗТВ по существу на том же уровне, что и у остальной части трубы. При этом данная сверхвысокопрочная низколегированная сталь практически не содержит бор, т. е. его концентрация составляет менее 5 ppm, предпочтительно менее 1 ppm, а более предпочтительно - не содержит бор, а изготовленная из нее труба сохраняет качества заготовки и не подвержена поверхностному растрескиванию при коррозии под нагрузкой.

В предпочтительном варианте сталь имеет по существу однородную микроструктуру, содержащую главным образом мелкие зерна термообработанных мартенсита и бейнита, и может вторично упрочняться выпавшими частицами ε-Cu и карбидов или нитридов или карбонитридов V, Nb и Мо. Эти выпавшие частицы, особенно ванадия, снижают разупрочнение 3ТВ, вероятно, из-за предотвращения удаления дислокаций в зонах нагрева до температур не выше точки A_c1 (от которой начинается образование аустенита), или благодаря проявлению дисперсионного упрочнения в зонах нагрева до температур выше точки A_c1, либо вследствие того и другого.

Стальной лист согласно изобретению получают изготовлением известным способом заготовки из стали, имеющей следующий химический состав (в мас.%):
C - 0,03 - 0,12, предпочтительно 0,05 - 0,09
Si - 0,10 - 0,50
Mn - 0,40 - 2,0
Cu - 0,50 - 2,0, предпочтительно 0,6 - 1,5
Ni - 0,50 - 2,0
Nb - 0,03 - 0,12, предпочтительно 0,04 - 0,08
V - 0,03 - 0,15, предпочтительно 0,04 - 0,08
причем сумма концентраций ниобия и ванадия не менее 0,1%,
Mo - 0,20 - 0,80, предпочтительно 0,3 - 0,6
Cr - 0,30 - 1,0, предпочтительно для H₂-атмосферы, содержащей водород
Ti - 0,005 - 0,03
Al - 0,01 - 0, 05
Pcm - Не более 0,35
Fe и случайные примеси - Остальное
Следует отметить снижение до минимума количества таких широко известных примесей, как азот, фосфор и сера, хотя некоторое количество азота, как объяснено ниже, желательно для получения замедляющих рост зерна частиц TiN. В предпочтительном варианте содержание азгота находится в пределах 0,001 - 0,01%, серы - не более 0,01% и фосфора - не более 0,01%. Данный химический состав стали не содержит бор в том смысле, что бор не добавляют и его количество должно быть менее 5 ppm, предпочтительно менее 1 ppm.

На фиг. 1 представлен график зависимости предела прочности при разрыве листовой стали (ось ординат, ksi) от температуры термообработки (ось абсцисс,^oC) и, схематически, дополнительный эффект твердения/упрочнения, связанный с выделением ï-меди и карбидов и карбонитридов молибдена, ванадия и ниобия.

На фиг. 2 представлена микрофотография, полученная в трансмиссионном электронном микроскопе и выполненная методом светлого поля и показывающая зернистую бейнитную микроструктуру сплава A2 в закаленном виде.

На фиг. 3 представлена микрофотография, полученная в трансмиссионном электронном микроскопе, выполненная методом светлого поля и показывающая пластинчатую мартенситную микроструктуру сплава A1 в закаленном виде.

На фиг. 4 представлена микрофотография, полученная в трансмиссионном электронном микроскопе, выполненная методом светлого поля, на которой представлен сплав A2, закаленный и отпущенный при температуре 600^oC в течение 30 мин (дислокации, возникшие при закалке, по существу сохранены после отпуска, что указывает на превосходную стабильность данной микроструктуры).

Фиг. 5 - сильно увеличенное изображение выпавших частиц, полученное трансмиссионной электронной микрофотографией методом темного поля и показывающее комплексное, смешанное выделение компонентов в сплаве A1, который закален и отпущен при 600^oC в течение 30 мин (самые крупные глобулярные частицы - это ï-Cu, а более мелкие частицы относятся к типу (V,Nb)(C,N); тип (Mo,V, Nb)(C, N) представлен мелкими иглами, которые находятся в некоторых дислокациях, пронизывая их).

Фиг. 6 - диаграмма микротвердости по Виккерсу (ордината) сварного шва и ЗТВ для сталей A1 (квадраты) и A2 (треугольники) при подаче тепла 3 кДж/мм (для сравнения штриховой линией показана типичная микротвердость коммерчески доступной менее прочной стали марки Х100 для трубопровода).

Стальную заготовку обрабатывают нагревом до достаточной для растворения по существу всех карбонитридов ванадия и карбонитридов ниобия температуры (предпочтительно 1100-1250^oC); первой горячей прокаткой обжатием заготовки на 30-70% с образованием листа за один или несколько проходов при первом температурном режиме, при котором происходит рекристаллизация аустенита; второй горячей прокаткой с обжатием на 40-70% за один или несколько проходов при втором температурном режиме с несколько меньшей, чем в первом, температурой, при котором не происходит рекристаллизация аустенита, но выше точки превращения А_r3 начала перехода аустенита в феррит при охлаждении стали; закалкой прокатанного листа охлаждением в воде от температуры не ниже точки превращения A_r3 до температуры не выше 400^oC со скоростью по меньшей мере 20^oC/c, предпочтительно по меньшей мере около 30^oC/c; отпуском закаленного прокатанного листа при температуре не выше точки превращения A_c1 начала образования аустенита при нагреве стали в течение времени, достаточного для выпадения по меньшей мере одного или нескольких компонентов из ряда: ï-Cu, карбиды, нитриды или карбонитриды V, Nb и Мо.

Сверхвысокопрочные стали обязательно должны обладать рядом свойств, обуславливаемых присутствием химических элементов и термомеханической обработкой, и даже малые изменения химического состава стали могут привести к значительным изменениям характеристик готового изделия. Ниже описана роль различных легирующих элементов и предпочтительные пределы их содержания в заявленной стали.

Углерод обеспечивает матричное упрочнение любых сталей и сварных швов независимо от их микроструктуры и дисперсионное упрочнение главным образом вследствие образования частиц или кристаллов Nb(C,N), V(C,N) и Mo₂C, если они достаточно мелки и многочисленны. Кроме того, выделение Nb(C,N) во время горячей прокатки замедляет рекристаллизацию и предупреждает рост зерна, и тем самым служит средством улучшения качества зерна аустенита, обеспечивая увеличение как прочности, так и вязкости при низкой температуре. Углерод также усиливает способность принимать закалку, т.е. образовывать более твердую и более прочную микроструктуру при охлаждении стали. При содержании углерода < 0,03% этот упрочняющий эффект не наблюдается, а при > 0,12% сталь будет подвержена растрескиванию при сварке на холоду в полевых условиях и ее вязкость, включая ЗТВ в зоне сварного шва, будет ниже.

Марганец упрочняет матрицу стали и шва и значительно улучшает способность принимать закалку. Минимум Mn, необходимый для достижения требуемой прочности - 0,4%. Подобно углероду, Mn в избытке ухудшает вязкость листа и шва и также вызывает растрескивание при сварке на холоду в полевых условиях, поэтому его верхний предел - 2,0%. Этот предел также нужен для предотвращения сильной сегрегации по осевой линии в полученных методом непрерывной разливки трубопроводных сталях, которая способствует растрескиванию под воздействием водорода (далее - РВВ).

Кремний всегда вводят в сталь в качестве раскислителя в количестве по меньшей мере 0,1%. Он также служит эффективным упрочнителем твердого раствора феррита. Взятый в избытке кремний отрицательно влияет на вязкость в ЗТВ, которая при его концентрации > 0,5% снижается до неприемлемого уровня.

Ниобий добавляют для улучшения качества зерна в микроструктуре стали после прокатки, которое повышает как прочность, так и вязкость. Выделение Nb(C,N) при горячей прокатке замедляет рекристаллизацию и препятствует росту зерна, служа средством улучшения качества зерна аустенита. Он сообщает дополнительную прочность при отпуске благодаря выпадению частиц Nb(C,N). Однако его избыток отрицательно влияет на свариваемость и вязкость в ЗТВ, поэтому верхний предел его концентрации 0,12%.

Титан при добавлении в небольшом количестве образует мелкие частцы TiN, которые могут способствовать улучшению мелкозернистости структуры после прокатки и действовать в качестве замедлителя роста зерна в ЗТВ стали, тем самым повышая вязкость. Ti добавляют столько, чтобы соотношение Ti/N составляло 3/4, что способствует соединению свободного азота с титаном с образованием частиц TiN. Это же соотношение также обеспечивает образование таких мелкодисперсных частиц TiN при непрерывном литье стальной заготовки, которые замедляют рост зерна аустенита при последующих повторном нагреве и горячей прокатке. Избыток Ti ухудшает вязкость стали и сварных швов из-за образования более крупных частиц Ti(C, N). Концентрация Ti < 0,005% не может обеспечить достаточную мелкозернистость, а > 0,03% вызывает ухудшение вязкости.

Медь вводят для дисперсионного упрочнения при отпуске стали после прокатки образованием ее мелких частиц в матрице стали. Cu также повышает сопротивление коррозии и РВВ. Избыток Cu вызывает чрезмерное дисперсионное упрочнение и ухудшает вязкость и сообщает стали склонность к поверхностному растрескиванию при горячей прокатке, поэтому верхний предел концентрации меди - 2,0%.

Никель добавляют для противодействия вредному влиянию меди на поверхностное растрескивание при горячей прокатке. Он также улучшает вязкость стали и ее ЗТВ. В общем, никель полезен, но при его концентрации > 2% появляется тенденция к усилению сульфидного растрескивания под нагрузкой. Поэтому его вводят до 2%.

Алюминий добавляют к этим сталям как раскислитель в количестве по меньшей мере 0,01%. Он также играет важную роль в обеспечении вязкости в ЗТВ удалением свободного азота из ее крупнозернистой области, где теплота сварки частично расплавляет TiN с высвобождением азота. При повышенном (> 0,05%) содержании алюминия появляется тенденция к образованию включений типа Al₂O₃, отрицательно влияющих на вязкость стали и ее ЗТВ.

Ванадий добавляют для дисперсионного упрочнения при выпадении мелких частиц VC в стали при отпуске и в ее ЗТВ при охлаждении после сварки. При растворении в аустените V весьма благоприятно влияет на способность принимать закалку. Поэтому он полезен для сохранения прочности высокопрочной стали в ЗТВ. Верхний предел 0,15% установлен потому, что избыток V приводит к растрескиванию при сварке на холоду в полевых условиях, а также ухудшает вязкость стали и ее ЗТВ.

Молибден повышает упрочняемость стали при непосредственной закалке с образованием прочной микроструктуры матрицы и обеспечивает дисперсионное упрочнение при отпуске вследствие выпадения частиц Mo₂C и карбида NbMo. Избыток Мо способствует растрескиванию при сварке на холоду в полевых условиях и ухудшает вязкость стали и ее ЗТВ, поэтому установлен верхний предел 0,8%.

Хром также повышает упрочняемость стали при непосредственной закалке. Он улучшает сопротивление коррозии и РВВ. В частности, он предпочтителен для предотвращения доступа водорода, ибо способствует образованию на поверхности стали оксидной пленки с высоким содержанием Cr₂O₃. При концентрации Cr < 0,3% устойчивый слой Cr₂O₃ на стальной поверхности не образуется. Подобно молибдену, избыток Cr способствует растрескиванию при сварке на холоду в полевых условиях и ухудшает вязкость стали и ее ЗТВ, поэтому верхний предел его концентрации 1,0%.

Проникновение и включение азота в сталь невозможно предотвратить при ее выплавке. В заявленной стали его примесь полезна для формирования мелких частиц TiN, которые предотвращают рост зерна при горячей прокатке с улучшением качества прокатанной стали и ее ЗТВ. Для получения необходимого количества фракции TiN нужно по меньшей мере 0, 001% азота. Однако его избыток отрицательно влияет на вязкость стали и ее ЗТВ, поэтому максимум концентрации азота установлен на уровне 0,01%.

Хотя ныне и созданы высокопрочные стали с пределом текучести > 827 МПа (120 ksi), их вязкость и свариваемость не отвечают требованиям, предъявляемым к трубам для трубопровода, из-за характерного для этих материалов относительно высокого (т.е. более указанного в этой заявке P_cm 0,35) эквивалента углерода.

Основной целью термомеханической обработки служит достижение достаточно тонкой микроструктуры отпущенного мартенсита и бейнита, которая вторично упрочняется еще более мелкими дисперсными частицами ï-меди, Mo₂C, V(C,N) и Nb(C,N). Тонкие пластинки отпущенного мартенсита/бейнита придают полученному материалу высокую прочность и хорошую вязкость при низкой температуре. Таким образом, нагретые зерна аустенита, во-первых, измельчают до размера, например не более 20 мкм, во-вторых, деформируют и сплющивают так, чтобы их поперечный размер стал еще меньшим, например не более 8-10 мкм, и, в-третьих, эти сплющенные зерна аустенита наполняют дислокациями с высокой плотностью и зонами сдвига. Это приводит к высокой плотности потенциальных узлов кристаллизации для образования переходных фаз при охлаждении стальной заготовки после горячей прокатки. Другая цель состоит в сохранении достаточного количества Cu, Мо, V и Nb по существу в твердом растворе после охлаждения заготовки до комнатной температуры, чтобы они при отпуске могли выделиться в виде ï -Cu, Мо₂C, V, Nb(C,N) и V(C,N). Поэтому температура повторного нагрева перед горячей прокаткой заготовки должна удовлетворять как требованию повышения растворимости Cu, V, Nb и Мо, так и требованию предотвращения расплавления образовавшихся во время непрерывной разливки стали частиц TiN и, тем самым, предотвращения укрупнения зерен аустенита перед горячей прокаткой. Для достижения обеих целей температура повторного нагрева сталей заявленного состава перед горячей прокаткой должна быть не ниже 1100^oC и не выше 1250^oC, а ее конкретную величину в заявленных пределах можно легко определить для любого состава стали либо экспериментально, либо расчетами на подходящей модели.

Температура, служащая границей между этими двумя температурными диапазонами, т.е. диапазоном рекристаллизациии и диапазоном, в котором рекристаллизация не происходит, зависит от температуры нагрева перед прокаткой, концентраций углерода и ниобия и степени обжатия, достигнутого за проходы прокатки. Для каждого состава стали эта температура может быть определена либо экспериментально, либо расчетами на модели.

Наряду с приданием аустениту мелкозернистости эти параметры горячей прокатки обеспечивают увеличение плотности дислокаций в его зернах из-за образования деформационных зон и, тем самым, повышают плотность потенциальных узлов в деформированном аустените для кристаллизации переходных продуктов во время охлаждения после прокатки. Если же обжатие при прокатке в "рекристаллизационном" температурном режиме уменьшить, а в исключающем рекристаллизацию температурном режиме увеличить, то аустенит не станет достаточно мелкозернистым, и это увеличение размеров зерен аустенита понизит как прочность, так и вязкость и станет причиной увеличения склонности к коррозионному растрескиванию под нагрузкой. С другой стороны, при увеличении обжатия при прокатке в "рекристаллизационном" температурном режиме и его уменьшении в исключающем рекристаллизацию температурном режиме образование деформационных зон и субструктур дислокаций в зернах аустенита будет недостаточным для обеспечения достаточного измельчения переходных продуктов при охлаждении стали после прокатки.

После чистовой прокатки сталь закаливают в воде, охлаждая ее от температуры не ниже точки превращения A_r3 до температуры не выше 400^oC. Воздушное охлаждение неприменимо, ибо приведет к превращению аустенита в агрегатированный феррит/перлит, что снижает прочность. Кроме того, при воздушном охлаждении будет выделяться и перестаревать медь, становясь фактически бесполезной для дисперсионного упрочнения при отпуске.

При завершении охлаждения водой при температуре > 400^oC упрочнение вследствие превращений при охлаждении будет недостаточным, и прочность стального листа снизится.

Изготовленный горячей прокаткой и охлажденный водой стальной лист далее отпускают при температуре не выше точки превращения A_c1. Отпуск необходим для улучшения вязкости стали и обеспечения достаточного по существу равномерного по всей микроструктуре выделения ï-Cu, Mo₂C, Nb(C,N) и V(C,N) для увеличения прочности. Следовательно, вторичное упрочнение достигается совместным действием частиц ï- Cu, Mo₂C, V(C,N) и Nb(C,N). Максимальное упрочнение частицами ï- Cu и Mo₂C происходит в температурном диапазоне 450-550^oC, а частицами V(C,N)/Nb(C,N) - в температурном диапазоне 550-650^oC. Использование частиц этих видов для вторичного упрочнения обеспечивает такую характеристику упрочнения, на которую отклонения в составе или микроструктуре матрицы оказывают минимальное влияние, чем достигается равномерное упрочнение по всему листу. Следовательно, сталь необходимо отпускать в течение по меньшей мере 10, предпочтительно по меньшей мере 20, например в течение 30 мин, при температуре в пределах 400-700^oC, предпочтительно 500-650^oC.

Несмотря на относительно низкое содержание углерода, полученная описанным способом сталь обладает высокой прочностью и высокой вязкостью при высокой однородности по всей толщине листа. Кроме того, наличие и дополнительное выделение во время сварки частиц V(C,N) и Nb(C,N) ослабляет тенденцию к разупрочнению ЗТВ. Более того, заметно снижена подверженность стали РВВ. Вызванный сваркой термический цикл создает ЗТВ, которая может распространяться от линии проплавления на 2-5 мм. В этой зоне возникает температурный градиент, например от около 700^oC до около 1400^oC , который распространяется на объемы, где - от более низкой к более высокой температуре - происходят: разупрочнение из-за высокотемпературного отпуска и разупрочнение из-за аустенизации и медленного охлаждения. В первом таком объеме имеющиеся ванадий и ниобий и их карбиды или нитриды предотвращают или существенно снижают разупрочнение путем сохранения высокой плотности дислокаций и субструктур; во втором таком объеме образуются дополнительные частицы карбонитрида ванадия и ниобия, которые сводят разупрочнение до минимума. Эффект дисперсной структуры таков, что при вызванных сваркой циклических изменениях температуры в ЗТВ сохраняется по существу такая же прочность, как и у остальной, основной стали трубы для трубопровода. Снижение прочности в этой зоне составляет менее 10, предпочтительно менее 5, а более предпочтительно менее чем примерно 2%, от прочности основной стали. Иначе, прочность в ЗТВ после сварки составляет по меньшей мере около 90, предпочтительно около 95 и более предпочтительно - около 98% от прочности основного металла. Прочность в ЗТВ сохраняется прежде всего вследствие суммарной концентрации ванадия и ниобия более 0,1% и - в предпочтительном варианте - из-за присутствия каждого из них в количестве более 0,4%.

Трубу изготовляют из листа известным методом U-O-E, согласно которому лист изгибают U- и затем О-образно и О-образную заготовку раздают на 1-3%. Формование и раздача с сопутствующими эффектами механического упрочнения обеспечивают максимальную прочность трубы для трубопровода.

Следующие примеры служат для иллюстрации описанного выше изобретения.

Примеры осуществления изобретения
Порцию каждого сплава в количестве 500-фунтов (226,8 кг) с приведенным ниже химическим составом и прочностью получили методом вакуумно-индукционной плавки, разлили в заготовки и оттянули в плиты толщиной 100 мм, а затем для придания соответствующих характеристик подвергли горячей прокатке, как описано ниже. В Таблице 1 приведен химический состав (в мас. %) сплавов А1 и А2.

Для получения требуемой микроструктуры отлитые заготовки перед прокаткой должны быть соответственно повторно нагреты. Повторный нагрев служит для существенного растворения в аустените карбидов и карбонитридов Mo, Nb и V с тем, чтобы эти элементы при дальнейшей обработке стали могли повторно выделиться в более подходящем виде, т.е. в виде мелких частиц, выкристаллизовавшихся в аустените перед закалкой, а также при отпуске и сварке продуктов превращения аустенита. Согласно изобретению повторный нагрев проводят в течение 2 часов при температурах 1100-1250^oC, а более конкретно 1240^oC для сплава A1 и 1160^oC для сплава А2 для каждого. Структура сплава и термомеханическая обработка приведены в соответствие, обеспечивающее следующее распределение таких сильных источников карбонитридов, как Nb и V: а) около трети их выделяется в аустените перед закалкой; б) около трети их выделяется в продуктах превращения аустенита при отпуске после закалки; в) около трети их остается в твердом растворе, чтобы выделиться в ЗТВ для устранения обычного понижения твердости, наблюдаемого в сталях с пределом текучести выше 550 МПа (80 ksi).

В таблице 2 показан термомеханический режим прокатки квадратного листа с исходной толщиной 100 мм для сплава А1. Режим прокатки для сплава А2 был таким же, за исключением температуры нагрева, которая составляла 1160^oC.

Сталь подвергли закалке со скоростью охлаждения 30^oC/с от температуры завершающего прохода прокатки до комнатной температуры. Эта скорость обеспечила требуемую после закалки микроструктуру, состоящую преимущественно из бейнита и/или мартенсита, или более предпочтительно - 100% пластинчатого мартенсита.

Обычно при старении сталь разупрочняется и теряет твердость и прочность, приобретенные при закалке; уровень такого понижения прочности зависит от конкретного состава стали. В заявленных сталях это естественное понижение прочности-твердости по существу исключено или значительно снижено благодаря комбинированному мелкодисперсному выделению ï-Cu, VC, NbC и Mo₂C.

Отпуск проводили при различных температурах от 400 до 700^oC в течение 30 мин, после чего следовало охлаждение водой или воздухом, предпочтительно водой, до комнатной температуры.

Структура множественного вторичного упрочнения, происшедшего благодаря частицам выделенных компонентов и повлиявшая на прочность стали, для сплава A1 схематически показана на фиг. 1. После закалки эта сталь имеет высокую твердость и прочность, которые, однако, будут легко утрачены при отсутствии компонентов, способствующих вторичному упрочнению в температурном диапазоне старения от 400^oC до 700^oC, как схематически показано непрерывно опускающейся штриховой линией. Сплошной линией показаны достигнутые характеристики заявленной стали. Прочность этой стали при разрыве практически не ухудшается при старении в широком диапазоне температур от 400^oC до 650^oC. Упрочнение происходит вследствие выделения частиц ï-Cu, Mo₂C, VC, NbC, которое происходит и достигает пика при разных режимах в указанном широком диапазоне температур старения и обеспечивает кумулятивную прочность, которая компенсирует снижение прочности, обычно происходящее при старении не имеющих сильных источников карбидов углеродистых и низколегированных мартенситных сталей. Сплав А2 с более низким содержанием углерода и P_cm характеризуется такими же процессами вторичного упрочнения, что и сплав А1, однако уровень прочности у него был ниже, чем у сплава А1 при любых режимах обработки.

На фигурах 2 и 3 приведены примеры микроструктуры после закалки, где видна преимущественно зернистая бейнитная и мартенситная микроструктура соответствующего сплава. Повышенная закаливаемость сплава А1 из-за повышенного содержания легирующих элементов подтверждена его пластинчатой мартенситной структурой, а сплав А2 характеризуется преимущественно зернистым бейнитом. Следует отметить, что даже после отпуска при 600^oС оба сплава продемонстрировали отличную стабильность икроструктуры (фиг. 4) с незначительным восстановлением в субструктуре дислокаций и небольшим ростом ячеек/пластинок/зерна.

При отпуске в интервале температур от 500^oC до 650^oC выделение способствующих вторичному упрочнению компонентов наблюдалось прежде всего в виде кристаллов ï-Cu, а также глобулярных и игольчатых частиц типа Mo₂C и (Nb, V)C. Выпавшие частицы имели размеры от 10 до 150 ангстрем. Очень сильное увеличение при трансмиссионной электронной микрофотографии, сделанное выборочно для выделения частиц методом темного поля, показано на фиг. 5.

В таблицу 3 сведены данные о прочности при разрыве и вязкости при низких температурах окружающей среды. Ясно, что прочность при разрыве сплава A1 превышает требуемый согласно изобретению минимум, а сплав A2 отвечает этому требованию. Согласно техническим условиям E 23 Американского общества по испытанию материалов (ASTM) на вырезанных вдоль и поперек листа образцах с V-образным надрезом по Шарпи при комнатной температуре и при -40^oC были проведены испытания на ударную вязкость. При всех параметрах отпуска сплав А2 имел более высокую ударную вязкость, значительно превышающую 200 Дж при -40^oC. Сплав А1 при его сверхвысокой прочности также продемонстрировал отличную ударную вязкость (более 100 Дж при -40^oC), а предпочтительная вязкость стали не менее 120 Дж при -40^oC.

На фиг. 6 графически показаны данные по микротвердости, полученные на лабораторном сварном шве для заявленных сталей в сравнении с соответствующими характеристиками коммерчески доступной менее прочной стали для трубопроводов Х100. Лабораторную сварку проводили с подачей тепла 3 кДж/мм. Показаны также кривые твердости в ЗТВ сварки. Стали согласно изобретению демонстрируют высокое сопротивление разупрочнению ЗТВ - менее 2% в сравнении с твердостью основного металла. Для сравнения можно отметить, что у известной стали Х100, которая имеет значительно меньшую прочность и твердость основного металла, чем сталь А1, наблюдается значительное (около 15%) разупрочнение в ЗТВ. Это еще более впечатляет, если учесть хорошо известный факт, что поддерживать прочность в ЗТВ на уровне основного металла тем труднее, чем выше прочность основного металла. Высокая прочность в ЗТВ заявленной стали достигается, когда подача тепла при сварке находится в пределах 1-5 кДж/мм.

Реферат

Изобретение относится к высокопрочным низколегированным сталям для трубопроводов, способным к вторичному упрочнению и имеющим в зоне термического влияния прочность, которая по существу равна прочности остальной части трубы, и к способам изготовления листа-заготовки для трубы. Техническим результатом изобретения является создание такой низколегированной сверхвысокопрочной стали для трубопроводов толщиной по меньшей мере 10, предпочтительно 15 и более, предпочтительно 20 мм, которая имела бы предел текучести по меньшей мере около 827 МПа и предел прочности при разрыве по меньшей мере около 896 МПа и при этом обеспечивала бы постоянство качества изделия. Технический результат достигается следующим образом. Получают сталь методом вакуумно-индукционной плавки, разливают в заготовки, нагревают до температуры выше 1100°С, т.е. выше температуры рекристаллизации аустенита, прокатывают, повторно прокатывают при температуре ниже точки рекристаллизации аустенита, охлаждают водой от температуры выше точки A_r3 до температуры не ниже 400°С, после чего проводят отпуск при температуре ниже точки превращения А_с1. 2 с. и 16 з.п.ф-лы, 6 ил, 3 табл.

Формула