RU2574924C1 - High-strength steel pipe and high-strength steel plate having excellent deformability and low temperature impact toughness, and method of manufacturing of steel plate - Google Patents
High-strength steel pipe and high-strength steel plate having excellent deformability and low temperature impact toughness, and method of manufacturing of steel plate Download PDFInfo
- Publication number
- RU2574924C1 RU2574924C1 RU2014130763/02A RU2014130763A RU2574924C1 RU 2574924 C1 RU2574924 C1 RU 2574924C1 RU 2014130763/02 A RU2014130763/02 A RU 2014130763/02A RU 2014130763 A RU2014130763 A RU 2014130763A RU 2574924 C1 RU2574924 C1 RU 2574924C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- expression
- content
- less
- steel sheet
- ceq
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 316
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 316
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 44
- 229910001568 polygonal ferrite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 85
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 66
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims abstract description 65
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 62
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 57
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims abstract description 57
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 31
- 238000003466 welding Methods 0.000 claims abstract description 30
- 230000001965 increased Effects 0.000 claims abstract description 29
- 239000007790 solid phase Substances 0.000 claims abstract description 16
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 230000014509 gene expression Effects 0.000 claims description 131
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 85
- 230000001131 transforming Effects 0.000 claims description 66
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 59
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims description 55
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 53
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 49
- 230000000875 corresponding Effects 0.000 claims description 39
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 38
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 33
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 31
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 30
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 27
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 26
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 19
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 14
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 29
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 19
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 65
- 238000005755 formation reaction Methods 0.000 description 65
- 229910000529 magnetic ferrite Inorganic materials 0.000 description 63
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 62
- 239000000463 material Substances 0.000 description 46
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 29
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 20
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 20
- 230000002829 reduced Effects 0.000 description 20
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 14
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 11
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 10
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 9
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 9
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 9
- 229910017262 Mo—B Inorganic materials 0.000 description 8
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 8
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 8
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 8
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 8
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 8
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 7
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 7
- REDXJYDRNCIFBQ-UHFFFAOYSA-N aluminium(3+) Chemical class [Al+3] REDXJYDRNCIFBQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 7
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 description 7
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 7
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 7
- 238000000034 method Methods 0.000 description 7
- 230000003287 optical Effects 0.000 description 7
- 229910052702 rhenium Inorganic materials 0.000 description 7
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 description 6
- 210000004940 Nucleus Anatomy 0.000 description 5
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000010779 crude oil Substances 0.000 description 5
- 125000004122 cyclic group Chemical group 0.000 description 5
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 5
- 239000003345 natural gas Substances 0.000 description 5
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000001276 controlling effect Effects 0.000 description 4
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 4
- 230000003247 decreasing Effects 0.000 description 4
- 238000010891 electric arc Methods 0.000 description 4
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 4
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 4
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 4
- MYMOFIZGZYHOMD-UHFFFAOYSA-N oxygen Chemical compound O=O MYMOFIZGZYHOMD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 4
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 description 4
- 235000013162 Cocos nucifera Nutrition 0.000 description 3
- 240000007170 Cocos nucifera Species 0.000 description 3
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 3
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 3
- 230000000670 limiting Effects 0.000 description 3
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 3
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 3
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 3
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 2
- 238000000354 decomposition reaction Methods 0.000 description 2
- 230000001747 exhibiting Effects 0.000 description 2
- 235000019362 perlite Nutrition 0.000 description 2
- 239000010451 perlite Substances 0.000 description 2
- 230000001737 promoting Effects 0.000 description 2
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 2
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 2
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 2
- 238000004642 transportation engineering Methods 0.000 description 2
- 210000001161 Embryo, Mammalian Anatomy 0.000 description 1
- 229910001035 Soft ferrite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 229910001873 dinitrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005553 drilling Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 238000003306 harvesting Methods 0.000 description 1
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 1
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000001939 inductive effect Effects 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 1
- GRYLNZFGIOXLOG-UHFFFAOYSA-N nitric acid Chemical compound O[N+]([O-])=O GRYLNZFGIOXLOG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 238000000879 optical micrograph Methods 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 239000003208 petroleum Substances 0.000 description 1
- 239000001816 polyoxyethylene sorbitan tristearate Substances 0.000 description 1
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 1
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory Effects 0.000 description 1
- 230000000452 restraining Effects 0.000 description 1
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 1
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 238000004781 supercooling Methods 0.000 description 1
- 239000000725 suspension Substances 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N tin hydride Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
Images
Abstract
Description
Область техникиTechnical field
Данное изобретение относится к высокопрочной стальной трубе и высокопрочному стальному листу, которые обладают превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью и являются, в частности, подходящими для трубопровода для транспортировки неочищенной нефти и природного газа, и способу изготовления стального листа.This invention relates to a high-strength steel pipe and high-strength steel sheet, which have excellent deformability and low temperature toughness and are, in particular, suitable for a pipeline for transporting crude oil and natural gas, and a method for manufacturing a steel sheet.
Эта заявка основана на и притязает на преимущество приоритета по предшествующей заявке на патент Японии №2011-287752 и предшествующей заявке на патент Японии №2011-287699, зарегистрированной 28 декабря 2011 г., все содержание которых включено в данный документ посредством ссылки.This application is based on and claims priority over Japanese Prior Patent Application No. 2011-287752 and Japanese Prior Patent Application No. 2011-287699, registered December 28, 2011, all of which are incorporated herein by reference.
Предшествующий уровень техникиState of the art
В последние годы, в качестве средства для транспортировки на большие расстояния неочищенной нефти и природного газа, все в большей степени возрастает важность трубопроводов. При таких обстоятельствах, с целью повышения эффективности транспортировки неочищенной нефти и природного газа, изучалось увеличение внутреннего давления в стальной трубе для трубопровода. Вследствие этого, требовалось значительное упрочнение стальной трубы для трубопровода. Кроме того, также требуется, чтобы стальная труба для высокопрочного трубопровода обладала ударной вязкостью в зоне термического влияния (HAZ), ударной вязкостью базового материала (низкой динамикой роста трещин), деформируемостью и подобным. Поэтому, были предложены стальные листы и стальные трубы, который состоят в основном из бейнита и мартенсита и имеют сформированный в них тонкодисперсный феррит (например, Патентные документы с 1 по 3). Однако имеются высокопрочные стальные листы и стальные трубы из стали X100 (предел прочности на растяжение 760 МПа или более) по спецификации Американского нефтяного института (API).In recent years, as a means of transporting crude oil and natural gas over long distances, the importance of pipelines has become increasingly important. Under such circumstances, in order to increase the efficiency of transportation of crude oil and natural gas, we studied the increase in internal pressure in the steel pipe for the pipeline. As a result, significant hardening of the steel pipe for the pipeline was required. In addition, it is also required that the steel pipe for a high-strength pipeline have impact strength in the heat affected zone (HAZ), impact strength of the base material (low crack growth dynamics), deformability, and the like. Therefore, steel sheets and steel pipes have been proposed, which mainly consist of bainite and martensite and have finely divided ferrite formed in them (for example,
Кроме того, требовалось также улучшить характеристики высокопрочных стальных труб из стали X70 по спецификации API (предел прочности на растяжение 570 МПа или более) и из стали X80 по спецификации API (предел прочности на растяжение 625 МПа или более), которые применяют на практике в качестве материала для транспортирующего трубопровода. В отношении этого, был предложен способ, в котором зону термического влияния (HAZ) стальной трубы, имеющей базовый материал с тонкодисперсным ферритом, сформированным в бейните, термообрабатывают, чтобы увеличить деформируемость и низкотемпературную ударную вязкость (например, Патентный документ 4). Кроме того, был предложен способ, в котором в базовой структуре стального листа, имеющей компонент, для которого затруднено вызывание превращение феррита и улучшение низкотемпературной ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ), формируют от 20 до 90% полигонального феррита, чтобы увеличить низкотемпературную ударную вязкость стального листа, являющегося базовым материалом (например, Патентный документ 5).In addition, it was also necessary to improve the performance of high-strength steel pipes made of X70 steel according to API specification (tensile strength 570 MPa or more) and X80 steel according to API specification (tensile strength 625 MPa or more), which are used in practice as material for the conveying pipeline. In relation to this, a method has been proposed in which a heat affected zone (HAZ) of a steel pipe having a base material with finely divided ferrite formed in bainite is heat treated to increase deformability and low temperature impact strength (e.g., Patent Document 4). In addition, a method has been proposed in which from 20 to 90% polygonal ferrite is formed in the base structure of a steel sheet having a component for which it is difficult to cause ferrite conversion and improvement in low temperature impact strength (HAZ) to increase low temperature impact the viscosity of the steel sheet, which is the base material (for example, Patent Document 5).
Был предложен способ дополнительного формирования феррита и улучшения свойств, таких как ударная вязкость базового материала и деформируемость, в отношении стального листа и стальной трубы, которые достигают как прочности, так и ударной вязкости и состоят в основном из бейнита и мартенсита. Однако, в последнее время, потребовалось увеличить толщину стальных труб для высокопрочного трубопровода из стали X70 или выше по спецификации API (на которую далее в данном документе будет делаться ссылка как на сталь X70) и даже из стали X80 или выше по спецификации API (на которую далее в данном документе будет делаться ссылка как на сталь X80), с тем, чтобы эффективность транспортировки могла быть улучшена, и могла быть проведена разработка в трудных условиях. Соответственно, все в большей степени возрастает потребность в низкотемпературной ударной вязкости и деформируемости для толстостенных стальных труб для высокопрочного трубопровода.A method has been proposed to further form ferrite and improve properties, such as the toughness of the base material and deformability, with respect to the steel sheet and steel pipe, which achieve both strength and toughness and consist mainly of bainite and martensite. Recently, however, it has been necessary to increase the thickness of steel pipes for high-strength piping made of X70 steel or higher according to the API specification (referred to hereinafter as X70 steel) and even from X80 steel or higher according to the API specification (to which later in this document reference will be made to X80 steel) so that transport efficiency can be improved and development under difficult conditions can be carried out. Accordingly, the need for low temperature toughness and deformability for thick-walled steel pipes for high-strength pipeline is increasingly increasing.
Кроме того, области бурения для неочищенной нефти и природного газа, согласно прогнозам, будут расширяться в чрезвычайно холодные районы, такие как Северный полярный круг, в будущем, так что прогнозируют, что потребуется, чтобы стальные трубы для высокопрочного толстостенного трубопровода обладали гарантированной низкотемпературной ударной вязкостью при -40°C или ниже и, более того, при -60°C или ниже. В частности, при изготовлении стальной трубы, толстый стальной лист формуют в виде трубы посредством UO-процесса, JCO-процесса или стадии вальцевания с изгибом и затем краевые участки состыковывают один с другим, и участок стыка сваривают посредством электродуговой сварки, однако, когда толщина листа увеличена, тепло, подводимое посредством сварки, становится высоким подводимым теплом, и размер зерен в зоне термического влияния (на зону термического влияния также делается ссылка как на HAZ) увеличен, и поэтому уменьшение низкотемпературной ударной вязкости становится критической проблемой.In addition, drilling areas for crude oil and natural gas are projected to expand to extremely cold regions such as the Arctic Circle in the future, so it is predicted that steel pipes for high-strength thick-walled pipelines will require guaranteed low-temperature impact strength at -40 ° C or lower and, moreover, at -60 ° C or lower. In particular, in the manufacture of a steel pipe, a thick steel sheet is formed into a pipe by a UO process, a JCO process, or a bending stage, and then the edge sections are joined together and the joint section is welded by electric arc welding, however, when the sheet thickness is increased, the heat supplied by welding becomes high supplied heat, and the grain size in the heat-affected zone (also referred to as HAZ to the heat-affected zone) is increased, and therefore the decrease in the low-temperature toughness is becoming a critical issue.
Для разрешения вышеуказанной проблемы, в качестве технологии для улучшения низкотемпературной ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ) стальной трубы для высокопрочного толстостенного трубопровода был предложен способ, в котором количество C уменьшено в чрезвычайной степени, чтобы иметь основную структуру бейнита (например, Патентные документы 6 и 7). Кроме того, был предложен способ, в котором структура зоны термического влияния (HAZ) измельчается (иначе говоря «делается тонкой») посредством применения внутризеренного превращения (например, Патентные документы с 8 по 10). Кроме того, был предложен способ, в котором мартенсит-аустенитные составляющие (Мартенсит-Аустенитный компонент («M-A» далее в данном документе)), которые вредны для ударной вязкости, регулируют посредством оптимизации элементов сплава для бейнитной структуры, имеющей определенное отношение ориентации кристаллов (например, Патентный документ 11), и был предложен способ получения тонкой (измельченной) зоны термического влияния (HAZ) посредством применения внутризеренного бейнита в отношении бейнита также и в толстом стальном листе с увеличенной способностью к прокаливаемости (например, Патентные документы 12 и 13).To solve the above problem, as a technology for improving the low temperature impact strength (HAZ) of a steel pipe for a high-strength thick-walled pipeline, a method has been proposed in which the amount of C is extremely reduced to have a basic bainite structure (e.g. Patent Documents 6 and 7). In addition, a method has been proposed in which the structure of the heat-affected zone (HAZ) is crushed (in other words, “made thin”) by applying intragranular transformation (for example, Patent Documents 8 to 10). In addition, a method has been proposed in which martensitic-austenitic components (Martensitic-Austenitic component ("MA" later in this document)) that are harmful to toughness are controlled by optimizing alloy elements for a bainitic structure having a specific crystal orientation ratio ( for example, Patent Document 11), and a method was proposed for producing a thin (ground) heat affected zone (HAZ) by applying intragranular bainite to bainite also in a thick steel sheet with an increase hardenability (e.g., Patent Documents 12 and 13).
Вышеуказанные способы являются чрезвычайно эффективными для улучшения низкотемпературной ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ). Однако, в последнее время, потребности в дополнительном увеличении толщины и низкотемпературной ударной вязкости стальных труб для высокопрочного трубопровода существенно возросли, и поэтому требуется ударная вязкость в зоне термического влияния (HAZ) при условии увеличенной толщины, такой как толщина 20 мм или более, и чрезвычайно низкой температуры, такой как -60°C или ниже.The above methods are extremely effective for improving the low temperature impact strength in the heat affected zone (HAZ). Recently, however, the need for an additional increase in the thickness and low temperature impact strength of steel pipes for a high strength pipe has increased substantially, and therefore impact strength in the heat affected zone (HAZ) is required provided that the thickness is increased, such as a thickness of 20 mm or more, and extremely low temperatures such as -60 ° C or lower.
Документ предшествующего уровня техникиPrior Art Document
[Патентный документ][Patent Document]
Патентный документ 1: Публикация выложенной заявки на патент Японии №2003-293078Patent Document 1: Publication of Laid-Open Japanese Patent Application No. 2003-293078
Патентный документ 2: Публикация выложенной заявки на патент Японии №2003-306749Patent Document 2: Publication of Laid-Open Japanese Patent Application No. 2003-306749
Патентный документ 3: Публикация выложенной заявки на патент Японии №2005-146407Patent Document 3: Publication of Japanese Patent Laid-Open No. 2005-146407
Патентный документ 4: Публикация выложенной заявки на патент Японии №2004-131799Patent Document 4: Publication of Japanese Patent Laid-Open No. 2004-131799
Патентный документ 5: Публикация выложенной заявки на патент Японии №2009-270197Patent Document 5: Publication of Japanese Patent Laid-Open No. 2009-270197
Патентный документ 6: Публикация патента №3602471Patent Document 6: Publication of Patent No. 3602471
Патентный документ 7: Публикация выложенной заявки на патент Японии №2000-345239Patent Document 7: Publication of Japanese Patent Laid-Open No. 2000-345239
Патентный документ 8: Публикация выложенной заявки на патент Японии №Хэйсэй 08-325635Patent Document 8: Publication of Japanese Patent Laid-Open No. Heisei 08-325635
Патентный документ 9: Публикация выложенной заявки на патент Японии №2001-355039Patent Document 9: Publication of Japanese Patent Laid-Open Publication No. 2001-355039
Патентный документ 10: Публикация выложенной заявки на патент Японии №2003-138340Patent Document 10: Publication of Laid-Open Japanese Patent Application No. 2003-138340
Патентный документ 11: Публикация выложенной заявки на патент Японии №2007-239049Patent Document 11: Publication of Japanese Patent Laid-Open Publication No. 2007-239049
Патентный документ 12: Публикация выложенной заявки на патент Японии №2008-163456Patent Document 12: Publication of Japanese Patent Application Laid-Open No. 2008-163456
Патентный документ 13: Публикация выложенной заявки на патент Японии №2009-149917Patent Document 13: Publication of Japanese Patent Laid-Open Publication No. 2009-149917
Сущность изобретенияSUMMARY OF THE INVENTION
Проблемы, подлежащие разрешению посредством данного изобретенияProblems to be Solved by the Invention
Для улучшения деформируемости в стальном листе, являющемся базовым материалом, и стальной трубе эффективно создавать структуру, состоящую совместно из мягкого феррита и твердого бейнита и мартенсита. Кроме того, для улучшения ударной вязкости базового материала, эффективно создавать тонкую металлическую структуру, состоящую из феррита + бейнита со сформированным в ней тонким ферритом.To improve the deformability in the steel sheet, which is the base material, and the steel pipe, it is effective to create a structure consisting of soft ferrite and hard bainite and martensite together. In addition, to improve the toughness of the base material, it is effective to create a thin metal structure consisting of ferrite + bainite with a thin ferrite formed in it.
В то же время, для улучшения ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ), эффективным является то, что регулируют углеродный эквивалент Ceq и параметр образования трещин Pcm, дополнительно добавляют B, Mo и подобное, чтобы тем самым увеличить способность к прокаливаемости, сдерживают формирование крупнозернистого феррита на межзеренных границах, и создают тонкую металлическую структуру, в основном состоящую из внутризеренных преобразованных структур, сформированных посредством применения оксидов Ti. Соответственно, принимая во внимание легкость формирования феррита, химический компонентный состав, подходящий для ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ), и химический компонентный состав, подходящий для ударной вязкости базового материала противоположны один другому.At the same time, to improve the toughness in the heat affected zone (HAZ), it is effective that the carbon equivalent of Ceq and the crack formation parameter Pcm are controlled, B, Mo and the like are added to thereby increase the hardenability, inhibit formation coarse-grained ferrite at grain boundaries, and create a thin metal structure, mainly consisting of intragranular transformed structures formed by the use of Ti oxides. Accordingly, taking into account the ease of ferrite formation, the chemical component composition suitable for the toughness in the heat affected zone (HAZ) and the chemical component composition suitable for the toughness of the base material are opposed to each other.
В качестве способа решения этой проблемы, был предложен способ формирования феррита посредством низкотемпературной прокатки стали, содержащей B и Mo, совместно добавленные в ее состав, и обладающей высокой способностью к прокаливаемости на стадии горячей прокатки. Однако добавление Mo увеличивает стоимость сплава, а низкотемпературная прокатка увеличивает нагрузку на производственное оборудование, так что производительность к тому же снижается. Соответственно, для обеспечения как низкотемпературной ударной вязкости, так и деформируемости, требуются сплав с высокой стоимостью и высокими производственными затратами, что приводит к тому, что чрезвычайно затрудняется недорогое массовое производство высококачественных высокопрочных стальных листов и стальных труб, которые удовлетворяют этим требованиям.As a way to solve this problem, a method has been proposed for the formation of ferrite by low-temperature rolling of steel containing B and Mo, together added to its composition, and having high ability to hardenability at the stage of hot rolling. However, the addition of Mo increases the cost of the alloy, and low-temperature rolling increases the load on production equipment, so that productivity is also reduced. Accordingly, to provide both low temperature toughness and deformability, an alloy with a high cost and high manufacturing costs is required, which leads to extremely difficult mass production of high-quality high-strength steel sheets and steel pipes that satisfy these requirements.
Кроме того, для улучшения эффективности транспортировки у трубопровода для неочищенной нефти, природного газа и подобного, как описано выше, высокое упрочнение и увеличение толщины стальной трубы для высокопрочного трубопровода являются эффективными. Однако когда толщина стальной трубы увеличена, как указано выше, чтобы достигнуть увеличения внутреннего давления стальной трубы, затруднено обеспечение ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ) при низкой температуре. Когда, в частности, толстый материал, имеющий толщину 20 мм или более, сваривают дуговой сваркой, подводимое тепло становится высоким подводимым теплом, размер зерен в зоне термического влияния (HAZ) увеличивается, и количество мартенсит-аустенитного компонента (M-A) также увеличивается, так что чрезвычайно затруднено обеспечение ударной вязкости при чрезвычайно низких температурах -40°C и, более того, -60°C. В таком случае, вышеописанные обычные способы недостаточно хороши, чтобы обеспечить ударную вязкость в зоне термического влияния (HAZ) при условии увеличенной толщины, такой как толщина 20 мм или более, и чрезвычайно низкой температуре, такой как -60°C или ниже.In addition, to improve the transportation efficiency of the pipeline for crude oil, natural gas and the like, as described above, high hardening and increasing the thickness of the steel pipe for high-strength pipeline are effective. However, when the thickness of the steel pipe is increased, as described above, in order to achieve an increase in the internal pressure of the steel pipe, it is difficult to provide impact strength in the heat affected zone (HAZ) at low temperature. When, in particular, a thick material having a thickness of 20 mm or more is arc welded, the heat input becomes high heat input, the grain size in the heat affected zone (HAZ) increases, and the amount of martensite-austenitic component (MA) also increases, so which makes it extremely difficult to provide toughness at extremely low temperatures of -40 ° C and, moreover, -60 ° C. In such a case, the above conventional methods are not good enough to provide toughness in the heat affected zone (HAZ) under the condition of an increased thickness, such as a thickness of 20 mm or more, and an extremely low temperature, such as -60 ° C or lower.
Настоящее изобретение создано с учетом таких обстоятельств, и регулируют углеродный эквивалент Ceq и параметр образования трещин Pcm, и дополнительно добавляют B, чтобы увеличить способность к прокаливаемости с целью сдерживания формирования феррита в зоне термического влияния (HAZ). Кроме того, в данном изобретении, в высокопрочном стальном листе, являющемся базовым материалом, полигональный феррит для улучшения деформируемости и низкотемпературной ударной вязкости формируют посредством регулирования условий охлаждения, выполняемого после горячей прокатки, без необходимости выполнения низкотемпературной прокатки. Целью данного изобретения является предоставление высокопрочного стального листа, обладающего превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, высокопрочной стальной трубы с применением этого высокопрочного стального листа в качестве базового материала, и способа изготовления стального листа, наряду с тем, что уменьшается стоимость сплава и производственные затраты для изготовления высокопрочного стального листа, в частности.The present invention has been made in the light of such circumstances, and adjusts the carbon equivalent of Ceq and the cracking parameter Pcm, and further add B to increase hardenability to inhibit the formation of ferrite in the heat affected zone (HAZ). In addition, in this invention, polygonal ferrite is formed in a high-strength steel sheet, which is the base material, to improve deformability and low-temperature toughness by adjusting the cooling conditions performed after hot rolling, without the need for low-temperature rolling. The aim of this invention is the provision of high-strength steel sheet having excellent deformability and low temperature impact strength, high-strength steel pipe using this high-strength steel sheet as a base material, and a method of manufacturing a steel sheet, while reducing the cost of the alloy and manufacturing costs for manufacturing high strength steel sheet in particular.
В связи с этим, в данном изобретении, на феррит, который не растягивается в направлении прокатки и имеет соотношение размеров 4 или менее, делается ссылка как на полигональный феррит. При этом соотношение размеров представляет собой величину, полученную делением длины зерна феррита на его ширину.In this regard, in this invention, ferrite, which is not stretched in the rolling direction and has a size ratio of 4 or less, is referred to as polygonal ferrite. In this case, the aspect ratio is the value obtained by dividing the length of the ferrite grain by its width.
Средство для разрешения проблемProblem Solver
Обычно добавляли как B, так и Mo, и Ceq, являющийся показателем способности к прокаливаемости, и параметр образования трещин Pcm, являющийся показателем свариваемости, регулировали до нахождения в оптимальных интервалах для улучшения ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ). В таком случае, для улучшения ударной вязкости базового материала и деформируемости, требовалась низкотемпературная прокатка на стадии горячей прокатки, что приводило к тому, что было затруднено недорогое массовое производство стальных листов для высокопрочного трубопровода и стальных труб, которые обладают превосходными низкотемпературной ударной вязкостью и деформируемостью и являются, в частности, толстыми.Typically, both B and Mo were added, and Ceq, which is an indicator of hardenability, and the crack formation parameter Pcm, which is an indicator of weldability, were adjusted to the optimal intervals to improve the impact strength in the heat affected zone (HAZ). In this case, to improve the toughness of the base material and deformability, low-temperature rolling was required at the hot rolling stage, which led to the fact that it was difficult to inexpensively mass-produce steel sheets for high-strength piping and steel pipes, which have excellent low-temperature toughness and deformability and are particularly thick.
В данном изобретении, количество добавляемого Mo ограничивают и создают химический состав с высокой способностью к прокаливаемости, чтобы тем самым сдерживать формирование крупных зерен феррита на межзеренных границах в зоне термического влияния (HAZ). Кроме того, посредством оптимизации условий охлаждения, выполняемого после горячей прокатки стального листа, имеющего такой химический состав, композиционная структура из мягкого тонкозернистого полигонального феррита и твердого бейнита и мартенсита может быть образована в стальном листе, являющимся базовым материалом, даже если нагрузка на стадии горячей прокатки уменьшена.In the present invention, the amount of Mo added is limited and a chemical composition with high hardenability is created to thereby inhibit the formation of large ferrite grains at grain boundaries in the heat affected zone (HAZ). In addition, by optimizing the cooling conditions performed after hot rolling of a steel sheet having such a chemical composition, a composite structure of soft fine-grained polygonal ferrite and hard bainite and martensite can be formed in the steel sheet, which is the base material, even if the load in the hot rolling stage reduced.
Сущность данного изобретения заключается в следующем.The essence of this invention is as follows.
[1] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, является стальной трубой, полученной свариванием базового стального листа, сформованного в виде трубы, при этом базовый стальной лист содержит, в масс. %, C: от 0,010 до 0,080%, Si: от 0,01 до 0,50%, Mn: от 1,2 до 2,8%, S: от 0,0001 до 0,0050%, Ti: от 0,003 до 0,030%, B: от 0,0003 до 0,005%, N: от 0,0010 до 0,008%, O: от 0,0001 до 0,0080%, один или несколько элементов из Cr, Cu и Ni, P: при ограничении 0,050% или менее, Al: при ограничении 0,020% или менее, Mo: при ограничении 0,03% или менее, Ceq, полученный посредством (Выражения 1) ниже, составляет 0,30 до 0,53, и Pcm, полученный посредством (Выражения 2) ниже, составляет от 0,10 до 0,20, и остаток образован железом и сопутствующими примесями, и структура металла базового стального листа содержит от 27 до 90%, в расчете на долю площади, полигонального феррита и твердую фазу, состоящую из бейнита и/или мартенсита, в качестве ее остатка.[1] A high-strength steel pipe having excellent deformability and low temperature impact strength is a steel pipe obtained by welding a base steel sheet formed into a pipe, wherein the base steel sheet contains, in mass. %, C: from 0.010 to 0.080%, Si: from 0.01 to 0.50%, Mn: from 1.2 to 2.8%, S: from 0.0001 to 0.0050%, Ti: from 0.003 up to 0.030%, B: from 0.0003 to 0.005%, N: from 0.0010 to 0.008%, O: from 0.0001 to 0.0080%, one or more elements of Cr, Cu and Ni, P: at a limitation of 0.050% or less, Al: a limitation of 0.020% or less, Mo: a limitation of 0.03% or less, Ceq obtained by (Expression 1) below is 0.30 to 0.53, and Pcm obtained by (Expressions 2) below, is from 0.10 to 0.20, and the residue is formed by iron and related impurities, and the metal structure of the base steel sheet contains from 27 to 90%, based on the area fraction, polygon iron ferrite and a solid phase consisting of bainite and / or martensite, as its residue.
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 (Выражение 1)Ceq = C + Mn / 6 + (Ni + Cu) / 15 + (Cr + Mo) / 5 (Expression 1)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B (Выражение 2)Pcm = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + 5B (Expression 2)
В (Выражении 1) и (Выражении 2) выше, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo и B обозначают содержание соответствующих элементов [масс. %]. Ni, Cu, Cr, и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%.In (Expression 1) and (Expression 2) above, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, and B denote the content of the corresponding elements [mass. %]. Ni, Cu, Cr, and Mo are taken into account as 0 when their respective contents are 0%.
[2] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [1], при этом базовый стальной лист дополнительно содержит один или несколько элементов из, в масс. %, W: от 0,01 до 0,50%, V: от 0,010 до 0,100%, Nb: от 0,001 до 0,200%, Zr: от 0,0001 до 0,0500%, Тa: от 0,0001 до 0,0500%, Mg: от 0,0001 до 0,0100%, Ca: от 0,0001 до 0,0050%, редкоземельные металлы (РЗМ): от 0,0001 до 0,0050%, Y: от 0,0001 до 0,0050%, Hf: от 0,0001 до 0,0050% и Re: от 0,0001 до 0,0050%, Ceq получен посредством (Выражения 1') ниже вместо (Выражения 1) выше, и Pcm получен посредством (Выражения 2') ниже вместо (Выражения 2).[2] High-strength steel pipe with excellent deformability and low temperature impact strength, in accordance with [1], while the base steel sheet additionally contains one or more of, in mass. %, W: from 0.01 to 0.50%, V: from 0.010 to 0.100%, Nb: from 0.001 to 0.200%, Zr: from 0.0001 to 0.0500%, Ta: from 0.0001 to 0 , 0500%, Mg: 0.0001 to 0.0100%, Ca: 0.0001 to 0.0050%, rare earth metals (REM): 0.0001 to 0.0050%, Y: 0.0001 up to 0.0050%, Hf: from 0.0001 to 0.0050% and Re: from 0.0001 to 0.0050%, Ceq obtained by (Expression 1 ') below instead of (Expression 1) above, and Pcm obtained by (Expressions 2 ') below instead of (Expressions 2).
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 (Выражение 1′)Ceq = C + Mn / 6 + (Ni + Cu) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5 (
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B (Выражение 2′)Pcm = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5B (
В (Выражении 1′) и (Выражении 2′) выше, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V и B обозначают содержание соответствующих элементов [масс. %]. Ni, Cu, Cr, и Mo подсчитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%. V учитывают как 0, когда его содержание равно 0%, и когда его содержание меньше чем 0,010 масс. %.In (
[3] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [1], при этом в базовом стальном листе, в масс. %, содержание C составляет от 0,010 до 0,060%, и содержание Al составляет 0,008% или менее, температура начала γ/α превращения в зоне термического влияния, которая получена посредством (Выражения 3) ниже, составляет от 500 до 600°C, и внутризеренные преобразованные структуры содержатся в первичных γ-зернах в зоне термического влияния.[3] High strength steel pipe with excellent deformability and low temperature impact strength, in accordance with [1], while in the base steel sheet, in mass. %, the C content is from 0.010 to 0.060%, and the Al content is 0.008% or less, the start temperature of the γ / α transformation in the heat affected zone, which is obtained by (Expression 3) below, is from 500 to 600 ° C, and intragranular the transformed structures are contained in primary γ-grains in the heat-affected zone.
температура начала γ/α превращения = -2500Ceq2+1560Ceq+370 (Выражение 3)the onset temperature of the γ / α transformation = -2500Ceq 2 + 1560Ceq + 370 (Expression 3)
[4] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [3], в которой мартенсит-аустенитный компонент в зоне термического влияния составляет 2,5% или менее, в расчете на долю площади.[4] High-strength steel pipe with excellent deformability and low temperature impact strength, in accordance with [3], in which the martensite-austenitic component in the heat affected zone is 2.5% or less, based on the area fraction.
[5] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [3], в которой размер зерна с высокоугловыми границами металлической структуры в зоне термического влияния составляет 80 мкм или менее.[5] A high-strength steel pipe having excellent deformability and low temperature toughness, in accordance with [3], in which the grain size with high-angle boundaries of the metal structure in the heat affected zone is 80 μm or less.
[6] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [3], толщина базового стального листа для которой составляет от 20 до 40 мм.[6] High-strength steel pipe with excellent deformability and low temperature impact strength, in accordance with [3], the thickness of the base steel sheet for which is from 20 to 40 mm.
[7] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [3], для которой предел прочности на растяжение базового стального листа составляет от 500 до 800 МПа, когда окружное направление стальной трубы установлено в направлении растяжения.[7] A high-strength steel pipe having excellent deformability and low temperature impact strength, in accordance with [3], for which the tensile strength of the base steel sheet is from 500 to 800 MPa when the circumferential direction of the steel pipe is set in the direction of tension.
[8] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [3], базовый стальной лист для которой дополнительно содержит один или несколько элементов из, в масс. %, W: от 0,01 до 0,50%, V: от 0,010 до 0,100%, Nb: от 0,001 до 0,200%, Zr: от 0,0001 до 0,0500%, Тa: от 0,0001 до 0,0500%, Mg: от 0,0001 до 0,0100%, Ca: от 0,0001 до 0,0050%, редкоземельные металлы (РЗМ): от 0,0001 до 0,0050%, Y: от 0,0001 до 0,0050%, Hf: от 0,0001 до 0,0050% и Re: от 0,0001 до 0,0050%, Ceq получен посредством (Выражения 1′) ниже вместо (Выражения 1) выше, и Pcm получен посредством (Выражения 2′) ниже вместо (Выражения 2).[8] High-strength steel pipe with excellent deformability and low temperature impact strength, in accordance with [3], the base steel sheet for which additionally contains one or more of, in mass. %, W: from 0.01 to 0.50%, V: from 0.010 to 0.100%, Nb: from 0.001 to 0.200%, Zr: from 0.0001 to 0.0500%, Ta: from 0.0001 to 0 , 0500%, Mg: 0.0001 to 0.0100%, Ca: 0.0001 to 0.0050%, rare earth metals (REM): 0.0001 to 0.0050%, Y: 0.0001 up to 0.0050%, Hf: from 0.0001 to 0.0050% and Re: from 0.0001 to 0.0050%, Ceq is obtained by (
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 (Выражение 1′)Ceq = C + Mn / 6 + (Ni + Cu) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5 (
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B (Выражение 2′)Pcm = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5B (
В (Выражении 1′) и (Выражении 2′) выше, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V и B обозначают содержание соответствующих элементов [масс. %]. Ni, Cu, Cr, и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%. V учитывают как 0, когда его содержание равно 0%, и когда его содержание меньше чем 0,010 масс. %.In (
[9] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [8], в которой мартенсит-аустенитный компонент в зоне термического влияния составляет 2,5% или менее, в расчете на долю площади.[9] A high-strength steel pipe with excellent deformability and low temperature impact strength, in accordance with [8], in which the martensite-austenitic component in the heat affected zone is 2.5% or less, based on the area fraction.
[10] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [8], в которой размер зерна с высокоугловыми границами металлической структуры в зоне термического влияния составляет 80 мкм или менее.[10] A high-strength steel pipe having excellent deformability and low temperature impact strength, in accordance with [8], in which the grain size with high-angle boundaries of the metal structure in the heat affected zone is 80 μm or less.
[11] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [8], толщина базового стального листа для которой составляет от 20 до 40 мм.[11] High-strength steel pipe with excellent deformability and low temperature impact strength, in accordance with [8], the thickness of the base steel sheet for which is from 20 to 40 mm.
[12] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [8], для которой предел прочности на растяжение базового стального листа составляет от 500 до 800 МПа, когда окружное направление стальной трубы установлено в направлении растяжения.[12] A high strength steel pipe having excellent deformability and low temperature impact strength, in accordance with [8], for which the tensile strength of the base steel sheet is from 500 to 800 MPa when the circumferential direction of the steel pipe is set in the direction of tension.
[13] Высокопрочный стальной лист, обладающий превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, который содержит, в масс. %, C: от 0,010 до 0,080%; Si: от 0,01 до 0,50%; Mn: от 1,2 до 2,8%; S: от 0,0001 до 0,0050%; Ti: от 0,003 до 0,030%; B: от 0,0003 до 0,005%; N: от 0,0010 до 0,008%; O: от 0,0001 до 0,0080%; один или несколько элементов из Cr, Cu и Ni; P: при ограничении 0,050% или менее; Al: при ограничении 0,020% или менее; Mo: при ограничении 0,03% или менее; Ceq, полученный посредством (Выражения 1) ниже, составляет 0,30 до 0,53; и Pcm, полученный посредством (Выражения 2) ниже, составляет от 0,10 до 0,20; и остаток образован железом и сопутствующими примесями, в котором структура металла содержит от 27 до 90%, в расчете на долю площади, полигонального феррита и твердую фазу, состоящую из бейнита и/или мартенсита, в качестве ее остатка.[13] A high strength steel sheet having excellent deformability and low temperature toughness, which contains, in mass. %, C: from 0.010 to 0.080%; Si: from 0.01 to 0.50%; Mn: 1.2 to 2.8%; S: from 0.0001 to 0.0050%; Ti: from 0.003 to 0.030%; B: from 0.0003 to 0.005%; N: from 0.0010 to 0.008%; O: from 0.0001 to 0.0080%; one or more elements of Cr, Cu and Ni; P: with a limitation of 0.050% or less; Al: with a limitation of 0.020% or less; Mo: with a limitation of 0.03% or less; Ceq obtained by (Expression 1) below is 0.30 to 0.53; and Pcm obtained by (Expression 2) below is from 0.10 to 0.20; and the residue is formed by iron and related impurities, in which the metal structure contains from 27 to 90%, calculated on the proportion of area, polygonal ferrite and a solid phase consisting of bainite and / or martensite, as its residue.
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 (Выражение 1)Ceq = C + Mn / 6 + (Ni + Cu) / 15 + (Cr + Mo) / 5 (Expression 1)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B (Выражение 2)Pcm = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + 5B (Expression 2)
В (Выражении 1) и (Выражении 2) выше, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo и B обозначают содержание соответствующих элементов [масс. %]. Ni, Cu, Cr, и Mo подсчитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%.In (Expression 1) and (Expression 2) above, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, and B denote the content of the corresponding elements [mass. %]. Ni, Cu, Cr, and Mo are counted as 0 when their respective contents are 0%.
[14] Высокопрочный стальной лист, обладающий превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [13], дополнительно содержит один или несколько элементов из, в масс. %, W: от 0,01 до 0,50%; V: от 0,010 до 0,100%; Nb: от 0,001 до 0,200%; Zr: от 0,0001 до 0,0500%; Тa: от 0,0001 до 0,0500%; Mg: от 0,0001 до 0,0100%; Ca: от 0,0001 до 0,0050%; редкоземельные металлы (РЗМ): от 0,0001 до 0,0050%; Y: от 0,0001 до 0,0050%; Hf: от 0,0001 до 0,0050% и Re: от 0,0001 до 0,0050%; при этом Ceq получен посредством (Выражения 1′) ниже вместо (Выражения 1) выше, и Pcm получен посредством (Выражения 2′) ниже вместо (Выражения 2).[14] A high-strength steel sheet having excellent deformability and low temperature toughness, in accordance with [13], additionally contains one or more of, in mass. %, W: from 0.01 to 0.50%; V: from 0.010 to 0.100%; Nb: from 0.001 to 0.200%; Zr: from 0.0001 to 0.0500%; Ta: from 0.0001 to 0.0500%; Mg: 0.0001 to 0.0100%; Ca: from 0.0001 to 0.0050%; rare earth metals (REM): from 0.0001 to 0.0050%; Y: from 0.0001 to 0.0050%; Hf: 0.0001 to 0.0050%; and Re: 0.0001 to 0.0050%; wherein Ceq is obtained by (
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 (Выражение 1′)Ceq = C + Mn / 6 + (Ni + Cu) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5 (
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B (Выражение 2′)Pcm = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5B (
В (Выражении 1′) и (Выражении 2′) выше, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V и B обозначают содержание соответствующих элементов [масс. %]. Ni, Cu, Cr, и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%. V учитывают как 0, когда его содержание равно 0%, и когда его содержание меньше чем 0,010 масс. %.In (
[15] Высокопрочный стальной лист, обладающий превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [13], в котором, в масс. %, содержание C составляет от 0,010 до 0,060%, и содержание Al составляет 0,008% или менее, и температура начала γ/α превращения в зоне термического влияния, которая получена посредством (Выражения 3) ниже, составляет от 500 до 600°C.[15] High-strength steel sheet with excellent deformability and low temperature toughness, in accordance with [13], in which, in mass. %, the C content is from 0.010 to 0.060%, and the Al content is 0.008% or less, and the start temperature of the γ / α transformation in the heat affected zone, which is obtained by (Expression 3) below, is from 500 to 600 ° C.
температура начала γ/α превращения = -2500Ceq2+1560Ceq+370 (Выражение 3)the onset temperature of the γ / α transformation = -2500Ceq 2 + 1560Ceq + 370 (Expression 3)
[16] Высокопрочный стальной лист, обладающий превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [15], дополнительно содержит один или несколько элементов из, в масс. %, W: от 0,01 до 0,50%; V: от 0,010 до 0,100%; Nb: от 0,001 до 0,200%; Zr: от 0,0001 до 0,0500%; Тa: от 0,0001 до 0,0500%; Mg: от 0,0001 до 0,0100%; Ca: от 0,0001 до 0,0050%; редкоземельные металлы (РЗМ): от 0,0001 до 0,0050%; Y: от 0,0001 до 0,0050%; Hf: от 0,0001 до 0,0050% и Re: от 0,0001 до 0,0050%; при этом Ceq получен посредством (Выражения 1′) ниже вместо (Выражения 1) выше, и Pcm получен посредством (Выражения 2′) ниже вместо (Выражения 2).[16] A high-strength steel sheet having excellent deformability and low temperature impact strength, in accordance with [15], additionally contains one or more of, in mass. %, W: from 0.01 to 0.50%; V: from 0.010 to 0.100%; Nb: from 0.001 to 0.200%; Zr: from 0.0001 to 0.0500%; Ta: from 0.0001 to 0.0500%; Mg: 0.0001 to 0.0100%; Ca: from 0.0001 to 0.0050%; rare earth metals (REM): from 0.0001 to 0.0050%; Y: from 0.0001 to 0.0050%; Hf: 0.0001 to 0.0050%; and Re: 0.0001 to 0.0050%; wherein Ceq is obtained by (
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 (Выражение 1′)Ceq = C + Mn / 6 + (Ni + Cu) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5 (
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B (Выражение 2′)Pcm = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5B (
В (Выражении 1') и (Выражении 2') выше, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V и B обозначают содержание соответствующих элементов [масс. %]. Ni, Cu, Cr, и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%. V учитывают как 0, когда его содержание равно 0%, и когда его содержание меньше чем 0,010 масс. %.In (Expression 1 ') and (Expression 2') above, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V and B denote the content of the corresponding elements [mass. %]. Ni, Cu, Cr, and Mo are taken into account as 0 when their respective contents are 0%. V is taken into account as 0 when its content is 0%, and when its content is less than 0.010 mass. %
[17] Способ изготовления высокопрочного стального листа, обладающего превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, включает: в отношении стальной плоской заготовки, содержащей, в масс. %, C: от 0,010 до 0,080%, Si: от 0,01 до 0,50%, Mn: от 1,2 до 2,8%, S: от 0,0001 до 0,0050%, Ti: от 0,003 до 0,030%, B: от 0,0003 до 0,005%, N: от 0,0010 до 0,008%, O: от 0,0001 до 0,0080%, один или несколько элементов из Cr, Cu и Ni, P: при ограничении 0,050% или менее, Al: при ограничении 0,020% или менее, Mo: при ограничении 0,03% или менее, при этом Ceq, полученный посредством (Выражения 1) ниже, составляет от 0,30 до 0,53, и Pcm, полученный посредством (Выражения 2) ниже, составляет от 0,10 до 0,20, и остаток образован железом и сопутствующими примесями, выполнение нагревания до 950°C или выше; выполнение стадии горячей прокатки при Ar3 или выше; выполнение охлаждения при средней скорости охлаждения менее чем 10°C/с; и последующее выполнение ускоренного охлаждения при скорости охлаждения 10°C/с или более до температуры Bs или ниже, полученной посредством (Выражения 4) ниже, начиная от температуры в интервале от Ar3-100°C до Ar3-10°C.[17] A method of manufacturing a high strength steel sheet having excellent deformability and low temperature toughness, includes: in relation to a steel flat billet containing, in mass. %, C: from 0.010 to 0.080%, Si: from 0.01 to 0.50%, Mn: from 1.2 to 2.8%, S: from 0.0001 to 0.0050%, Ti: from 0.003 up to 0.030%, B: from 0.0003 to 0.005%, N: from 0.0010 to 0.008%, O: from 0.0001 to 0.0080%, one or more elements of Cr, Cu and Ni, P: at a limitation of 0.050% or less, Al: a limitation of 0.020% or less, Mo: a limitation of 0.03% or less, wherein Ceq obtained by (Expression 1) below is between 0.30 and 0.53, and Pcm obtained by (Expression 2) below is from 0.10 to 0.20, and the residue is formed by iron and related impurities, performing heating to 950 ° C or higher; performing a hot rolling step at Ar 3 or higher; performing cooling at an average cooling rate of less than 10 ° C / s; and then performing accelerated cooling at a cooling rate of 10 ° C / s or more to a temperature Bs or lower, obtained by (Expression 4) below, starting from a temperature in the range from Ar 3 −100 ° C to Ar 3 −10 ° C.
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 (Выражение 1)Ceq = C + Mn / 6 + (Ni + Cu) / 15 + (Cr + Mo) / 5 (Expression 1)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B (Выражение 2)Pcm = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + 5B (Expression 2)
Bs (°C)=830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo (Выражение 4)Bs (° C) = 830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo (Expression 4)
В (Выражении 1), (Выражении 2) и (Выражении 5) выше, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo и B обозначают содержание соответствующих элементов [масс. %]. Ni, Cu, Cr, и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%.In (Expression 1), (Expression 2) and (Expression 5) above, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo and B denote the content of the corresponding elements [mass. %]. Ni, Cu, Cr, and Mo are taken into account as 0 when their respective contents are 0%.
[18] Способ изготовления высокопрочного стального листа, обладающего превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [17], в котором, на стадии горячей прокатки, прокатку нерекристаллизованной γ-области выполняют при начальной температуре прокатки, установленной от Ar3 до Ar3+100°C, и при коэффициенте обжатия, установленном при 1,5 или более.[18] A method of manufacturing a high-strength steel sheet having excellent deformability and low temperature impact strength, in accordance with [17], in which, at the stage of hot rolling, rolling of the unrecrystallized γ-region is performed at an initial rolling temperature set from Ar 3 to Ar 3 + 100 ° C, and with a reduction ratio set at 1.5 or more.
[19] Способ изготовления высокопрочного стального листа, обладающего превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [15], в котором стальная плоская заготовка дополнительно содержит один или несколько элементов из, в масс. %, W: от 0,01 до 0,50%, V: от 0,010 до 0,100%, Nb: от 0,001 до 0,200%, Zr: от 0,0001 до 0,0500%, Тa: от 0,0001 до 0,0500%, Mg: от 0,0001 до 0,0100%, Ca: от 0,0001 до 0,0050%, редкоземельные металлы (РЗМ): от 0,0001 до 0,0050%, Y: от 0,0001 до 0,0050%, Hf: от 0,0001 до 0,0050% и Re: от 0,0001 до 0,0050%, Ceq получен посредством (Выражения 1′) ниже вместо (Выражения 1) выше, и Pcm получен посредством (Выражения 2′) ниже вместо (Выражения 2).[19] A method of manufacturing a high-strength steel sheet having excellent deformability and low temperature impact strength, in accordance with [15], in which the steel flat billet additionally contains one or more of, in mass. %, W: from 0.01 to 0.50%, V: from 0.010 to 0.100%, Nb: from 0.001 to 0.200%, Zr: from 0.0001 to 0.0500%, Ta: from 0.0001 to 0 , 0500%, Mg: 0.0001 to 0.0100%, Ca: 0.0001 to 0.0050%, rare earth metals (REM): 0.0001 to 0.0050%, Y: 0.0001 up to 0.0050%, Hf: from 0.0001 to 0.0050% and Re: from 0.0001 to 0.0050%, Ceq is obtained by (
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 (Выражение 1′)Ceq = C + Mn / 6 + (Ni + Cu) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5 (
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B (Выражение 2′)Pcm = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5B (
В (Выражении 1′) и (Выражении 2′) выше, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V и B обозначают содержание соответствующих элементов [масс. %]. Ni, Cu, Cr, и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%. V учитывают как 0, когда его содержание равно 0%, и когда его содержание меньше чем 0,010 масс. %.In (
[20] Способ изготовления высокопрочного стального листа, обладающего превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [19], в котором, на стадии горячей прокатки, прокатку нерекристаллизованной γ-области выполняют при начальной температуре прокатки, установленной от Ar3 до Ar3+100°C и при коэффициенте обжатия, установленном при 1,5 или более.[20] A method of manufacturing a high-strength steel sheet having excellent deformability and low temperature impact strength, in accordance with [19], in which, at the stage of hot rolling, rolling the unrecrystallized γ-region is performed at an initial rolling temperature set from Ar 3 to Ar 3 + 100 ° C and with a compression ratio set at 1.5 or more.
Эффект изобретенияEffect of the invention
В соответствии с изобретением, становится возможным сдерживать формирования крупных зерен феррита на межзеренных границах в зоне термического влияния (HAZ) и формирование полигонального феррита в стальном листе, являющемся базовым материалом, без необходимости выполнения низкотемпературной прокатки на стадии горячей прокатки. Посредством этого, возможно предоставление высокопрочного стального листа, обладающего улучшенной прочностью и ударной вязкостью в зоне термического влияния (HAZ) и обладающего превосходной деформируемостью низкотемпературной ударной вязкостью в качестве части базового материала, и высокопрочной стальной трубы при его применении в качестве базового материала.In accordance with the invention, it becomes possible to inhibit the formation of large ferrite grains at grain boundaries in the heat affected zone (HAZ) and the formation of polygonal ferrite in the steel sheet, which is the base material, without the need for low-temperature rolling at the hot rolling stage. By this means, it is possible to provide a high strength steel sheet having improved strength and toughness in the heat affected zone (HAZ) and having excellent deformability of low temperature toughness as part of the base material, and high strength steel pipe when used as the base material.
Краткое описание чертежейBrief Description of the Drawings
Фиг. 1 представляет собой график, показывающий зависимость между температурой горячей обработки и долей площади полигонального феррита;FIG. 1 is a graph showing the relationship between the hot working temperature and the area fraction of polygonal ferrite;
Фиг. 2 представляет собой график, показывающий зависимость между начальной температурой ускоренного охлаждения и долей площади полигонального феррита;FIG. 2 is a graph showing the relationship between the initial temperature of accelerated cooling and the area fraction of polygonal ferrite;
Фиг. 3 представляет собой график, показывающий зависимость между долей площади полигонального феррита и деформируемостью и пределом прочности;FIG. 3 is a graph showing the relationship between the area fraction of polygonal ferrite and deformability and tensile strength;
Фиг. 4 представляет собой график, показывающий зависимость между долей площади полигонального феррита и низкотемпературной ударной вязкостью базового материала;FIG. 4 is a graph showing the relationship between the area fraction of polygonal ferrite and the low temperature toughness of the base material;
Фиг. 5 представляет собой график, показывающий зависимость между Ceq и температурой начала γ/α превращения;FIG. 5 is a graph showing the relationship between Ceq and the onset temperature of the γ / α transformation;
Фиг. 6 представляет собой график, показывающий зависимость между температурой начала γ/α превращения и размером зерен с высокоугловыми границами;FIG. 6 is a graph showing the relationship between the onset temperature of the γ / α transformation and grain size with high angle boundaries;
Фиг. 7 представляет собой график, показывающий зависимость между размером зерен с высокоугловыми границами и поглощенной энергией по Шарпи при -60°CFIG. 7 is a graph showing the relationship between grain size with high angle boundaries and Charpy energy absorbed at -60 ° C.
Фиг. 8 представляет собой оптическую микрофотографию базовой структуры в высокопрочной стальной трубе по данному изобретению;FIG. 8 is an optical micrograph of a base structure in a high strength steel pipe of the present invention;
Фиг. 9 представляет собой схематический вид базовой структуры в высокопрочной стальной трубе по данному изобретению;FIG. 9 is a schematic view of a base structure in a high strength steel pipe according to this invention;
Фиг. 10 представляет собой схематический вид структуры зоны термического влияния (HAZ) в высокопрочной стальной трубе по данному изобретению;FIG. 10 is a schematic view of the structure of a heat affected zone (HAZ) in a high strength steel pipe according to this invention;
Фиг. 11 представляет собой фотографию, показывающую металлическую структуру зоны термического влияния (HAZ), когда температура начала γ/α превращения выше чем 600°C;FIG. 11 is a photograph showing the metal structure of a heat affected zone (HAZ) when the start temperature of the γ / α transformation is higher than 600 ° C;
Фиг. 12 представляет собой фотографию, показывающую металлическую структуру зоны термического влияния (HAZ), когда температура начала γ/α превращения составляет от 500 до 600°C;FIG. 12 is a photograph showing the metal structure of a heat affected zone (HAZ) when the start temperature of the γ / α conversion is from 500 to 600 ° C;
Фиг. 13 представляет собой фотографию, показывающую металлическую структуру зоны термического влияния (HAZ) когда доля площади мартенсит-аустенитного компонента (M-A) составляет 2,2%; иFIG. 13 is a photograph showing the metal structure of a heat affected zone (HAZ) when the area fraction of the martensite-austenitic component (M-A) is 2.2%; and
Фиг. 14 представляет собой фотографию, показывающую металлическую структуру зоны термического влияния (HAZ) когда доля площади мартенсит-аустенитного компонента (M-A) составляет 3,0%.FIG. 14 is a photograph showing the metal structure of the heat affected zone (HAZ) when the area fraction of the martensite-austenitic component (M-A) is 3.0%.
Вариант осуществления изобретенияAn embodiment of the invention
Далее в данном документе будет разъяснен вариант осуществления данного изобретения. Вначале будут разъяснены данные исследований, проведенных авторами изобретения, приводящие к созданию данного изобретения.An embodiment of the present invention will be explained hereinafter. First, the data of studies conducted by the inventors leading to the creation of this invention will be explained.
Обычно, формирование тонких кристаллических зерен является эффективным для улучшения низкотемпературной ударной вязкости и в особенности для обеспечения ударной вязкости при чрезвычайно низких температурах -40°C и, более того, -60°C. В металлической структуре зоны термического влияния (HAZ), в частности, для образования тонких кристаллических зерен чрезвычайно эффективно сдерживание образования крупных зерен феррита на межзеренных границах. Однако обнаружено, что химический состав компонентов с высокой способностью к прокаливаемости, обладающий эффектом сдерживания роста зерен феррита на межзеренных границах в зоне термического влияния (HAZ), затрудняет образование тонкого полигонального феррита, который улучшает деформируемость и низкотемпературную ударную вязкость базового материала.Typically, the formation of fine crystalline grains is effective to improve low temperature toughness and in particular to provide toughness at extremely low temperatures of -40 ° C and, moreover, -60 ° C. In the metal structure of the heat-affected zone (HAZ), in particular, for the formation of thin crystalline grains, it is extremely effective to restrain the formation of large ferrite grains at grain boundaries. However, it was found that the chemical composition of components with high hardenability, which has the effect of restraining the growth of ferrite grains at grain boundaries in the heat affected zone (HAZ), complicates the formation of thin polygonal ferrite, which improves the deformability and low temperature toughness of the base material.
Соответственно, авторы данного изобретения обратили свое внимание на способ изготовления высокопрочного стального листа, который не образует феррит посредством тепловой предыстории зоны термического влияния (HAZ), определенной в соответствии с теплом, подводимым при сварке, и толщиной листа для стальной трубы, однако способен к формированию полигонального феррита на стадии горячей прокатки. Однако, как описано выше, химический состав компонентов с высокой способностью к прокаливаемости, который содержит Mo и B, первоначально добавляемые для изготовления высокопрочного стального листа, в основном состоящего из структуры бейнита и мартенсита, затрудняет образование полигонального феррита в базовой структуре высокопрочного стального листа.Accordingly, the inventors of this invention turned their attention to a method of manufacturing a high-strength steel sheet that does not form ferrite by means of a thermal history of the heat affected zone (HAZ) determined in accordance with the heat supplied during welding and the sheet thickness for a steel pipe, however, it is capable of forming polygonal ferrite at the stage of hot rolling. However, as described above, the chemical composition of the components with high hardenability, which contains Mo and B, originally added to produce a high-strength steel sheet, mainly consisting of a bainite and martensite structure, makes it difficult to form polygonal ferrite in the base structure of a high-strength steel sheet.
Mo известен как элемент, значительно улучшающий способность к прокаливаемости посредством совместного добавления с B. А именно, показано, что сталь с совместным добавлением Mo-B обладает эффектом дополнительного задерживания превращения феррита по сравнению со сталью с добавлением B, не содержащей Mo, которая имеет такой же Ceq. Авторы данного изобретения вначале проанализировали зависимость между условиями прокатки в температурном интервале, в котором структура металла состоит из аустенита, и не происходит рекристаллизация, а именно в нерекристаллизованной γ-области, и образованием феррита для стали с совместным добавлением Mo-B и стали с добавленным B со способностью к прокаливаемости, увеличенной посредством элементов, иных, чем Mo.Mo is known as an element that significantly improves the hardenability by co-addition with B. Namely, it has been shown that steel with co-addition of Mo-B has the effect of additionally inhibiting the conversion of ferrite compared to steel with the addition of B that does not contain Mo, which has such same Ceq. The authors of this invention first analyzed the relationship between the rolling conditions in the temperature range in which the metal structure consists of austenite, and there is no recrystallization, namely in the unrecrystallized γ-region, and the formation of ferrite for steel with the combined addition of Mo-B and steel with added B with hardenability increased by elements other than Mo.
Вначале, в качестве стали с добавленным B со способностью к прокаливаемости, увеличенной посредством элементов, иных, чем Mo, сталь, содержащую, в масс. %, C: 0,010 до 0,080%, Si: от 0,01 до 0,50%, Mn: от 1,2 до 2,8%, S: от 0,0001 до 0,0050%, Ti: от 0,003 до 0,030%, B: от 0,0003 до 0,005%, N: от 0,0010 до 0,008% и O: от 0,0001 до 0,0080%, и содержащую один или несколько элементов из Cr, Cu и Ni, и содержащую P: при ограничении 0,050% или менее, Al: при ограничении 0,020% или менее, и Mo: при ограничении 0,03% или менее, и имеющую Ceq, являющийся показателем способности к прокаливаемости, от 0,30 до 0,53 и параметр образования трещин Pcm, являющийся показателем свариваемости, от 0,10 до 0,20, и содержащую остаток, образованный железом и сопутствующими примесями, плавили и отливали, чтобы изготовить стальную плоскую заготовку. Initially, as steel with added B, with hardenability increased by elements other than Mo, steel containing in mass. %, C: 0.010 to 0.080%, Si: from 0.01 to 0.50%, Mn: from 1.2 to 2.8%, S: from 0.0001 to 0.0050%, Ti: from 0.003 to 0.030%, B: from 0.0003 to 0.005%, N: from 0.0010 to 0.008%, and O: from 0.0001 to 0.0080%, and containing one or more elements of Cr, Cu and Ni, and containing P: with a limitation of 0.050% or less, Al: with a limitation of 0.020% or less, and Mo: with a limitation of 0.03% or less, and having Ceq, which is an indicator of hardenability, from 0.30 to 0.53 and the parameter cracking Pcm, which is a measure of weldability, from 0.10 to 0.20, and containing a residue formed by iron and related impurities, was melted and cast to zgotovit steel slab.
Кроме того, для сравнения, сталь с совместным добавлением Mo-B плавили и отливали, чтобы изготовить стальную плоскую заготовку.In addition, for comparison, Mo-B co-added steel was melted and cast to make a steel flat billet.
Затем каждый образец для испытаний, имеющий высоту 12 мм и имеющий диаметр 8 мм, вырезали из полученной стальной плоской заготовки и подвергали обработке/термообработке, имитирующей горячую прокатку. В качестве обработки/термообработки, образец для испытаний подвергали однократно обработке при коэффициенте обжатия 1,5, подвергали охлаждению при 0,2°C/с, соответствующему воздушному охлаждению, и дополнительно подвергали ускоренному охлаждению при 15°C/с, соответствующему водяному охлаждению. В связи с этим, температура, при которой выполняют обработку, (температура обработки) была установлена при температуре Ar3 или выше, для того, чтобы избежать формирования обработанного и вытянутого феррита (обработанного феррит) и низкотемпературной прокатки, уменьшающей производительность. Температуру превращения Ar3 при охлаждении получали из кривой термического расширения.Then, each test sample, having a height of 12 mm and having a diameter of 8 mm, was cut from the obtained steel flat billet and subjected to processing / heat treatment simulating hot rolling. As a treatment / heat treatment, the test sample was subjected to a single treatment at a compression ratio of 1.5, subjected to cooling at 0.2 ° C / s corresponding to air cooling, and further subjected to accelerated cooling at 15 ° C / s corresponding to water cooling. In this regard, the temperature at which processing is performed (processing temperature) was set at Ar 3 or higher in order to avoid the formation of processed and elongated ferrite (processed ferrite) and low-temperature rolling, which reduces productivity. The Ar 3 transformation temperature upon cooling was obtained from the thermal expansion curve.
После обработки/термообработки измеряли долю площади полигонального феррита в образцах для испытаний. При этом феррит, который не растягивается в направлении прокатки и имеет соотношение размеров от 1 до 4, определяли как полигональный феррит.After processing / heat treatment, the area fraction of polygonal ferrite in the test samples was measured. In this case, ferrite, which does not stretch in the rolling direction and has a size ratio of 1 to 4, was defined as polygonal ferrite.
Авторы данного изобретения устанавливали температуру, при которой начинается ускоренное охлаждение, при 15°C/с, соответствующее водяному охлаждению, (начальную температуру ускоренного охлаждения) при Ar3-70°C и исследовали условие, предоставляющее возможность формирования полигонального феррита, наряду с изменением вышеописанной температуры обработки. Результаты представлены на Фиг. 1. В связи с этим, на Фиг. 1 доля площади полигонального феррита нанесена на график в зависимости от разности между температурой обработки и Ar3, и «◊» обозначает результат для стали с совместным добавлением Mo-B, и «○» обозначает результат для стали с добавленным B со способностью к прокаливаемости, увеличенной элементами, иными, чем Mo. Как показано на Фиг. 1, обнаружено, что в стали с совместным добавлением Mo-B, пока начальная температура прокатки при вышеописанной обработке/термообработке установлена равной Ar3+60°C или ниже, и низкотемпературную прокатку (деформационную прокатку) выполняют при коэффициенте обжатия 1,5 или более, может быть получено 27% или более, в расчете на долю площади, полигонального феррита. А именно, в случае стали с совместным добавлением Mo-B, температуру обработки строго регулируют, и прокатка должна выполняться при низкой температуре. С другой стороны, в стали с добавленным B со способностью к прокаливаемости, увеличенной посредством элементов, иных, чем Mo, обнаружено, что 27% или более, в расчете на долю площади, полигонального феррита образуется независимо от температуры обработки.The authors of this invention established the temperature at which accelerated cooling begins at 15 ° C / s, corresponding to water cooling (initial accelerated cooling temperature) at Ar 3 -70 ° C and investigated the condition that allows the formation of polygonal ferrite, along with a change in the above processing temperature. The results are presented in FIG. 1. In this regard, in FIG. 1 fraction of the polygonal ferrite area is plotted against the difference between the processing temperature and Ar 3 , and “обозначает” indicates the result for steel with joint addition of Mo-B, and “○” indicates the result for steel with added B with hardenability, enlarged by elements other than Mo. As shown in FIG. 1, it was found that in steel with co-addition of Mo-B, while the initial rolling temperature in the above treatment / heat treatment is set to Ar 3 + 60 ° C or lower, and low temperature rolling (deformation rolling) is performed at a reduction ratio of 1.5 or more , can be obtained 27% or more, based on the proportion of area, polygonal ferrite. Namely, in the case of steel with the joint addition of Mo-B, the processing temperature is strictly controlled and rolling should be carried out at a low temperature. On the other hand, in steel with added B with hardenability increased by elements other than Mo, it was found that 27% or more, based on the area fraction, of polygonal ferrite is formed regardless of the processing temperature.
Кроме того, проанализировали зависимость между начальной температурой ускоренного охлаждения после горячей прокатки и долей площади полигонального феррита, зависимость между долей площади полигонального феррита и деформируемостью и зависимость между долей площади полигонального феррита и низкотемпературной ударной вязкостью. В отношении горячей прокатки, температуру повторного нагрева устанавливали при 1050°C, число проходов устанавливали при 20-33, прокатку завершали при Ar3 или выше, выполняли воздушное охлаждение и затем водяное охлаждение выполняли в качестве ускоренного охлаждения. В связи с этим, коэффициент обжатия в нерекристаллизованной γ-области устанавливали при 1,5 или более, выполняли воздушное охлаждение, и затем водяное охлаждение (ускоренное охлаждение) начинали от различных температур.In addition, we analyzed the relationship between the initial temperature of accelerated cooling after hot rolling and the fraction of the area of polygonal ferrite, the relationship between the fraction of the area of polygonal ferrite and deformability, and the relationship between the fraction of the area of polygonal ferrite and low temperature impact strength. Regarding hot rolling, the reheating temperature was set at 1050 ° C, the number of passes was set at 20-33, the rolling was completed at Ar 3 or higher, air cooling was performed, and then water cooling was performed as accelerated cooling. In this regard, the compression ratio in the unrecrystallized γ-region was set at 1.5 or more, air cooling was performed, and then water cooling (accelerated cooling) was started from various temperatures.
Долю площади полигонального феррита каждого стального листа, полученного посредством вышеописанной горячей прокатки, измеряли при применении оптического микроскопа, и стальной лист подвергали испытанию на растяжение и испытанию на ударный разрыв на копре с падающим грузом (на испытание на ударный разрыв на копре с падающим грузом делается ссылка как на DWTT), чтобы оценить способность к растяжению и низкотемпературную ударную вязкость.The polygon ferrite area fraction of each steel sheet obtained by the above hot rolling was measured using an optical microscope, and the steel sheet was subjected to a tensile test and an impact test on a copra with a falling load (reference is made to the impact test on a copra with a falling load like DWTT) to evaluate tensile strength and low temperature toughness.
Способность к растяжению оценивали посредством применения образца для испытаний по спецификации API, находили предел прочности на растяжение, предел текучести и соотношение предела текучести (YS) и предела прочности на растяжение (TS) (YS/TS называется отношением напряжения при пределе текучести к пределу прочности), и посредством этого выясняли долю площади полигонального феррита, необходимого для достижения как прочности, так и деформируемости.Tensile strength was assessed by using an API specimen test specimen, tensile strength, yield strength and yield strength (YS) to tensile strength (TS) ratio were found (YS / TS is called the ratio of yield stress to tensile strength) , and by means of this, the fraction of the polygonal ferrite area needed to achieve both strength and deformability was determined.
Кроме того, испытание на ударный разрыв на копре с падающим грузом (DWTT) выполняли при -60°C, находили долю вязкой составляющей (на долю вязкой составляющей делается ссылка как на SA) излома, и оценивали низкотемпературную ударную вязкость.In addition, a drop burst impact test (DWTT) was carried out at -60 ° C, the fracture fraction was found (the fraction of the viscous component is referred to as SA) fracture, and the low temperature impact strength was evaluated.
Зависимость между начальной температурой ускоренного охлаждения и долей площади полигонального феррита представлена на Фиг. 2. На Фиг. 2, «○» обозначает результат для стали с добавленным B, и «◊» обозначает результат для стали с совместным добавлением Mo-B. Как видно из Фиг. 2, при условии, что начальная температура ускоренного охлаждения после горячей прокатки установлена в интервале от Ar3-100°C до Ar3-10°C для стали с добавленным B со способностью к прокаливаемости, увеличенной посредством элементов, иных, чем Mo, доля площади полигонального феррита в стальном листе составляет от 27 до 90%. А именно, при условии, что воздушное охлаждение выполняют до температуры в интервале от Ar3-100°C до Ar3-10°C от температуры Ar3 или выше после завершения горячей прокатки, полигональный феррит может быть сформирован при доле его площади от 27 до 90%.The relationship between the initial temperature of accelerated cooling and the area fraction of polygonal ferrite is shown in FIG. 2. In FIG. 2, “○” indicates the result for steel with added B, and “◊” indicates the result for steel with the combined addition of Mo-B. As can be seen from FIG. 2, provided that the initial temperature of accelerated cooling after hot rolling is set in the range from Ar 3 -100 ° C to Ar 3 -10 ° C for steel with added B with hardenability increased by elements other than Mo, the proportion the area of polygonal ferrite in the steel sheet is from 27 to 90%. Namely, provided that air cooling is performed to a temperature in the range from Ar 3 −100 ° C to Ar 3 −10 ° C from the temperature Ar 3 or higher after the hot rolling is completed, polygonal ferrite can be formed with a fraction of its area from 27 up to 90%.
Кроме того, в отношении стали с добавленным B со способностью к прокаливаемости, увеличенной посредством элементов, иных, чем Mo, зависимость между долей площади полигонального феррита и пределом прочности на растяжение и зависимость между долей площади полигонального феррита и отношением напряжения при пределе текучести к пределу прочности представлены на Фиг. 3. «○» обозначает зависимость между долей площади полигонального феррита и отношением напряжения при пределе текучести к пределу прочности, и «◇» обозначает зависимость между долей площади полигонального феррита и пределом прочности на растяжение. Как видно из Фиг. 3, при условии, что доля площади полигонального феррита составляет 27% или более, отношение напряжения при пределе текучести к пределу прочности составляет 80% или менее, и при условии, что доля площади полигонального феррита составляет 50% или более, может быть получена чрезвычайно хорошая деформируемость, которая представляет собой отношение напряжения при пределе текучести к пределу прочности 70% или менее.In addition, in relation to steel with added B with hardenability increased by elements other than Mo, the relationship between the area fraction of polygonal ferrite and the tensile strength and the relationship between the area fraction of polygonal ferrite and the ratio of stress at yield strength to tensile strength presented in FIG. 3. “○” denotes the relationship between the fraction of the area of polygonal ferrite and the ratio of stress at yield strength to tensile strength, and “◇” indicates the relationship between the fraction of the area of polygonal ferrite and tensile strength. As can be seen from FIG. 3, provided that the area ratio of polygonal ferrite is 27% or more, the ratio of stress at yield strength to tensile strength is 80% or less, and provided that the area ratio of polygonal ferrite is 50% or more, extremely good can be obtained deformability, which is the ratio of stress at yield strength to tensile strength of 70% or less.
Кроме того, как видно из Фиг. 3, для обеспечения предела прочности на растяжение 570 МПа или более, соответствующего X70, необходимо, чтобы доля площади полигонального феррита составляла 90% или менее. Кроме того, для обеспечения предела прочности на растяжение 625 МПа или более, соответствующего X80, долю площади полигонального феррита предпочтительно делают равной 75% или менее. В дополнение к этому, для более стабильного обеспечения предела прочности на растяжение 625 МПа или более, соответствующего X80, долю площади полигонального феррита более предпочтительно делают равной 70% или менее, и еще более предпочтительная величина составляет 60% или менее.In addition, as can be seen from FIG. 3, in order to provide a tensile strength of 570 MPa or more, corresponding to X70, it is necessary that the area ratio of polygonal ferrite be 90% or less. In addition, in order to provide a tensile strength of 625 MPa or more corresponding to X80, the polygon ferrite area fraction is preferably made equal to 75% or less. In addition, in order to more stably provide a tensile strength of 625 MPa or more corresponding to X80, the polygon ferrite area fraction is more preferably made equal to 70% or less, and even more preferred is 60% or less.
А именно, как видно из Фиг. 3, доля площади полигонального феррита становится равной от 27 до 90%, и посредством этого баланс между деформируемостью и прочностью улучшается.Namely, as can be seen from FIG. 3, the area fraction of polygonal ferrite becomes equal to from 27 to 90%, and thereby the balance between deformability and strength is improved.
Кроме того, зависимость между долей площади полигонального феррита и долей вязкой составляющей SA при -60°C представлена на Фиг. 4. Как видно из Фиг. 4, для получения доли вязкой составляющей 85% или более требуется, чтобы доля площади полигонального феррита составляла лишь 20%.In addition, the relationship between the area fraction of polygonal ferrite and the fraction of the viscous component SA at -60 ° C is shown in FIG. 4. As can be seen from FIG. 4, in order to obtain a proportion of the viscous component of 85% or more, it is required that the area fraction of polygonal ferrite be only 20%.
Как указано выше, авторы данного изобретения нашли, что для того, чтобы сформировать полигональный феррит в достаточной степени в стали с добавленным B, с тем, чтобы низкотемпературная ударная вязкость и деформируемость в зоне термического влияния (HAZ) и базовом материале могли быть улучшены, в качестве третьего элемента, добавляемого вместе с B, важно применение легирующих элементов, иных, чем Mo. Авторы данного изобретения выполнили дополнительное обстоятельное исследование и получили представленные ниже данные, чтобы закончить данное изобретение.As indicated above, the authors of the present invention have found that in order to form polygonal ferrite sufficiently in steel with added B, so that the low temperature toughness and deformability in the heat affected zone (HAZ) and the base material can be improved, The use of alloying elements other than Mo is important as the third element added with B. The authors of this invention performed an additional thorough study and obtained the following data to complete this invention.
Для того, чтобы сформировать полигональный феррит в стали с добавленным B, чтобы увеличить ударную вязкость базового материала и деформируемость, важным является эффект от третьего элемента, добавляемого вместе с B, чтобы улучшить способность к прокаливаемости. К тому же, чтобы обеспечить ударную вязкость в зоне термического влияния (HAZ), необходимо создать химический состав компонентов с увеличенной способностью к прокаливаемости. Однако, когда совместное добавление B и Mo выполняют для того, чтобы увеличить способность к прокаливаемости, требуется строго регулировать условия прокатки, что вызывает проблему с увеличением производственных затрат и увеличением стоимости сплава. Соответственно, необходимо создавать химический состав компонентов, в котором элементы, улучшающие способность к прокаливаемости, иные, чем Mo, выбраны в качестве третьего элемента, добавляемого вместе с B.In order to form polygonal ferrite in steel with added B to increase the toughness of the base material and deformability, the effect of the third element added together with B is important to improve the hardenability. In addition, in order to provide toughness in the heat affected zone (HAZ), it is necessary to create a chemical composition of components with increased hardenability. However, when co-addition of B and Mo is performed in order to increase hardenability, it is necessary to strictly control the rolling conditions, which causes a problem with an increase in production costs and an increase in the cost of the alloy. Accordingly, it is necessary to create a chemical composition of the components in which elements that improve the ability to hardenability, other than Mo, are selected as the third element added with B.
Кроме того, чтобы улучшить способность к прокаливаемости, Ceq, являющийся показателем способности к прокаливаемости, устанавливают в пределах интервала 0,30-0,53, и также в качестве элемента для улучшения способности к прокаливаемости выбирают элементы, такие как Mn, Cr, Ni и Cu, в дополнение к C.In addition, in order to improve the hardenability, Ceq, which is an indicator of hardenability, is set within the range of 0.30-0.53, and elements such as Mn, Cr, Ni and Cu, in addition to C.
Кроме того, отсутствует необходимость в выполнении того, что называют деформационной прокаткой (прокаткой для формирования напряженного состояния), для того, чтобы сформировать полигональный феррит после горячей прокатки. Здесь, деформационная прокатка означает горячую прокатку, выполняемую при условии, что начальная температура прокатки составляет Ar3 + 60°C или ниже, и коэффициент обжатия составляет 1,5 или более. В данном изобретении, полигональный феррит, который улучшает деформируемость и низкотемпературную ударную вязкость, может быть сформирован лишь посредством регулирования условий охлаждения, выполняемого после горячей прокатки, без выполнения этой деформационной прокатки. Начальную температуру ускоренного охлаждения после горячей прокатки устанавливают в интервале от Ar3-100°C до Ar3-10°C, делая посредством этого возможным то, что доля площади полигонального феррита стального листа составляет от 27 до 90%. В связи с этим, охлаждение до начальной температуры ускоренного охлаждения может быть выполнено посредством воздушного охлаждения, или может быть также выполнено посредством медленного охлаждения при средней скорости охлаждения менее чем 10°C/с.In addition, there is no need to carry out what is called strain rolling (rolling to form a stress state) in order to form polygonal ferrite after hot rolling. Here, deformation rolling means hot rolling, provided that the initial rolling temperature is Ar 3 + 60 ° C or lower, and the reduction ratio is 1.5 or more. In the present invention, polygonal ferrite, which improves deformability and low temperature toughness, can only be formed by adjusting the cooling conditions performed after hot rolling without performing this deformation rolling. The initial temperature of accelerated cooling after hot rolling is set in the range from Ar 3 -100 ° C to Ar 3 -10 ° C, thereby making it possible that the area ratio of polygonal ferrite of the steel sheet is from 27 to 90%. In this regard, cooling to an initial temperature of accelerated cooling can be performed by air cooling, or can also be performed by slow cooling at an average cooling rate of less than 10 ° C / s.
Кроме того, после горячей прокатки медленное охлаждение выполняют до вышеуказанной начальной температуры ускоренного охлаждения, чтобы сформировать таким образом полигональный феррит, и затем ускоренное охлаждение выполняют при средней скорости охлаждения 10°C /с или более для увеличения прочности посредством бейнитного превращения и мартенситного превращения. Кроме того, для обеспечения прочности, ускоренное охлаждение требуется останавливать при температуре Bs формирования бейнита или ниже.In addition, after hot rolling, slow cooling is performed to the aforementioned initial temperature of accelerated cooling to thereby form polygonal ferrite, and then accelerated cooling is performed at an average cooling rate of 10 ° C / s or more to increase strength by bainitic transformation and martensitic transformation. In addition, to ensure strength, accelerated cooling is required to be stopped at bainite formation temperature Bs or lower.
Кроме того, для улучшения ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ) при низкой температуре, особенно для обеспечения ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ) при чрезвычайно низких температурах -40°C и, более того, -60°C, требуются уменьшение мартенсит-аустенитного компонента (M-A), являющегося твердой второй фазой, и формирование тонких кристаллических зерен. Однако в толстом материале, имеющем толщину 20 мм или более, тепло, подводимое при сварке, становится высоким подводимым теплом, размер зерен зоны термического влияния (HAZ) увеличивается, и мартенсит-аустенитный компонент (M-A), являющийся твердой второй фазой, вредный для ударной вязкости, также увеличивается. Поэтому, чрезвычайно трудно обеспечивать ударную вязкость в зоне термического влияния (HAZ) при чрезвычайно низких температурах -40°C и, более того, -60°C. Соответственно, авторы данного изобретения обратили далее свое внимание на способ сдерживания образования мартенсит-аустенитного компонента (M-A) при сварке и содействия сдерживанию формирования крупных зерен феррита на межзеренных границах. Кроме того, авторы данного изобретения обратили свое внимание на способ, в котором промотируется внутризеренное превращение, исходя из оксидов, и, кроме того, увеличивается способность к прокаливаемости, и посредством этого внутризеренные преобразованные структуры, формируемые во время сварки, делаются тонкими, размер зерна с высокоугловыми границами металлической структуры, состоящей из бейнита и внутризеренной преобразованной структуры, уменьшается, и низкотемпературная ударная вязкость в зоне термического влияния (HAZ) улучшается. В связи с этим, внутризеренная преобразованная структура в этом варианте осуществления означает внутризеренный феррит или внутризеренный бейнит, образованный в лепестковой форме (с радиальным расположением), начиная от тонко диспергированных включений.In addition, to improve the impact strength in the heat affected zone (HAZ) at low temperature, especially to provide the impact strength in the heat affected zone (HAZ) at extremely low temperatures of -40 ° C and, moreover, -60 ° C, a reduction is required martensite-austenitic component (MA), which is a solid second phase, and the formation of thin crystalline grains. However, in a thick material having a thickness of 20 mm or more, the heat supplied during welding becomes high supplied heat, the grain size of the heat affected zone (HAZ) increases, and the martensite-austenitic component (MA), which is a solid second phase, is harmful to the impact viscosity also increases. Therefore, it is extremely difficult to provide impact strength in the heat affected zone (HAZ) at extremely low temperatures of -40 ° C and, moreover, -60 ° C. Accordingly, the inventors of the present invention further turned their attention to a method of inhibiting the formation of a martensite-austenitic component (M-A) during welding and helping to restrain the formation of large ferrite grains at grain boundaries. In addition, the authors of the present invention turned their attention to a method in which intragranular transformation is promoted based on oxides, and in addition, the hardenability is increased, and thereby the intragranular transformed structures formed during welding are made thin, the grain size is the high-angle boundaries of a metal structure consisting of bainite and an intragranular transformed structure are reduced, and the low temperature impact strength in the heat affected zone (HAZ) is improved. In this regard, the intragranular transformed structure in this embodiment means intragranular ferrite or intragranular bainite formed in a petal shape (with a radial arrangement), starting from finely dispersed inclusions.
Соответственно, авторы данного изобретения затем исследовали условия температуры, влияющей на компоненты, при которой внутризеренная преобразованная структура образуется в зоне термического влияния (HAZ).Accordingly, the inventors of the present invention then investigated the temperature conditions affecting the components at which an intragranular transformed structure is formed in the heat affected zone (HAZ).
Вначале, сталь, содержащую, в масс. %, C: 0,010 до 0,060%, Si: от 0,01 до 0,50%, Mn: от 1,2 до 2,8%, S: от 0,0001 до 0,0050%, Ti: от 0,003 до 0,030%, B: от 0,0003 до 0,005%, N: от 0,0010 до 0,008% и O: от 0,0001 до 0,0080%, и содержащую один или несколько элементов из Cr, Cu и Ni, и содержащую P: при ограничении 0,050% или менее, Al: при ограничении 0,008% или менее, и M: при ограничении 0,03% или менее, и имеющую Ceq, являющийся показателем способности к прокаливаемости, от 0,30 до 0,53 и параметр образования трещин Pcm, являющийся показателем свариваемости, от 0,10 до 0,20, и имеющую остаток, образованный железом и сопутствующими примесями, плавили и отливали, чтобы изготовить стальную плоскую заготовку.Initially, steel containing, in mass. %, C: 0.010 to 0.060%, Si: from 0.01 to 0.50%, Mn: from 1.2 to 2.8%, S: from 0.0001 to 0.0050%, Ti: from 0.003 to 0.030%, B: from 0.0003 to 0.005%, N: from 0.0010 to 0.008%, and O: from 0.0001 to 0.0080%, and containing one or more elements of Cr, Cu and Ni, and containing P: with a limitation of 0.050% or less, Al: with a limitation of 0.008% or less, and M: with a limitation of 0.03% or less, and having Ceq, which is an indicator of hardenability, from 0.30 to 0.53 and cracking Pcm, which is an indicator of weldability, from 0.10 to 0.20, and having a residue formed by iron and related impurities, was melted and cast to to make a steel flat billet.
Затем образец для испытаний, имеющий длину 10 мм и имеющий диаметр 3 мм, вырезали из полученной стальной плоской заготовки и подвергали термообработке, имитирующей зону термического влияния (HAZ) зоны сварки, чтобы измерить температуру начала γ/α превращения бейнита и внутризеренной преобразованной структуры посредством измерения термического расширения. Зависимость между Ceq и температурой начала γ/α превращения в это время представлена на Фиг. 5.The test sample, having a length of 10 mm and having a diameter of 3 mm, was then cut from the resulting steel plate and subjected to a heat treatment simulating the heat affected zone (HAZ) of the welding zone in order to measure the start temperature of the γ / α transformation of bainite and the intragranular transformed structure by measuring thermal expansion. The relationship between Ceq and the onset temperature of the γ / α transformation at this time is shown in FIG. 5.
Кроме того, образец для испытаний с квадратным сечением 12 мм, имеющий длину 120 мм, вырезали из стальной плоской заготовки и подвергали вышеописанной термообработке, имитирующей зону термического влияния (HAZ) зоны сварки, чтобы затем измерить размер зерна с высокоугловыми границами металлической структуры, состоящей из бейнита и внутризеренной преобразованной структуры, методом с применением EBSP (дифрактограммы обратного рассеяния электронов). В связи с этим, границу раздела, имеющую угловой сдвиг 15° или более, между кристаллическими зернами определяли как высокоугловую границу зерна, и максимальный размер зерна из размеров кристаллических зерен, окруженных высокоугловой границей, определяли как размер зерна с высокоугловой границей, эффективный для ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ) (эффективный размер кристаллического зерна). Результаты представлены на Фиг. 6. При этом размер зерна означает радиус круга, имеющего такую же площадь, что и кристаллическое зерно.In addition, a test piece with a 12 mm square cross section having a length of 120 mm was cut from a steel flat billet and subjected to the heat treatment described above simulating a heat affected zone (HAZ) of the welding zone, in order to then measure grain size with high-angle boundaries of a metal structure consisting of bainite and intragranular transformed structure, using the method of EBSP (electron backscattering diffraction patterns). In this regard, an interface having an angular shift of 15 ° or more between crystalline grains was determined as a high-angle grain boundary, and the maximum grain size from the sizes of crystalline grains surrounded by a high-angle boundary was determined as a grain size with a high-angle boundary effective for impact strength in the heat affected zone (HAZ) (effective crystalline grain size). The results are presented in FIG. 6. In this case, grain size means the radius of a circle having the same area as crystalline grain.
Кроме того, образец для испытаний с квадратным сечением 12 мм, имеющий длину 120 мм, вырезали из стальной плоской заготовки и подвергали вышеописанной термообработке, имитирующей зону термического влияния (HAZ) зоны сварки, а затем подвергали испытанию на ударную вязкость по Шарпи, чтобы измерить поглощенную энергию при -60°C. Результаты представлены на Фиг. 7.In addition, a test piece with a 12 mm square cross section having a length of 120 mm was cut from a steel plate and subjected to the heat treatment described above simulating a heat affected zone (HAZ) of a welding zone, and then subjected to a Charpy impact test to measure absorbed energy at -60 ° C. The results are presented in FIG. 7.
Как показано на Фиг. 5, обнаружено, что с увеличением Ceq, температура начала γ/α превращения снижается. А именно, посредством увеличения способности к прокаливаемости температура начала γ/α превращения внутризеренной преобразованной структуры может быть уменьшена.As shown in FIG. 5, it was found that with an increase in Ceq, the onset temperature of the γ / α transformation decreases. Namely, by increasing the hardenability, the temperature of the onset of γ / α conversion of the intragranular transformed structure can be reduced.
Как показано на Фиг. 6, обнаружено, что при уменьшении температуры начала γ/α превращения размер зерна с высокоугловыми границами металлической структуры, состоящей из бейнита и внутризеренной преобразованной структуры, уменьшается, однако когда температура начала γ/α превращения уменьшается ниже, чем 500°C, размер зерен с высокоугловыми границами увеличивается. Это предположительно обусловлено тем, что уменьшение в размере зерен образуемой внутризеренной преобразованной структуры вносит значительный вклад в эффект формирования тонких кристаллических зерен, полученных посредством снижения температуры начала γ/α превращения, однако когда температура начала γ/α превращения становится слишком низкой, внутризеренные преобразованные структуры не возникают, и образуется структура, в основном состоящая из бейнита и мартенсита, что приводит к тому, что кристаллические зерна становятся крупными. As shown in FIG. 6, it was found that with a decrease in the onset temperature of the γ / α transformation, the grain size with high-angle boundaries of the metal structure consisting of bainite and an intragranular transformed structure decreases, however, when the onset temperature of the γ / α transformation decreases lower than 500 ° C, the grain size with high-angle boundaries increases. This is presumably due to the fact that a decrease in the grain size of the formed intragranular transformed structure makes a significant contribution to the effect of the formation of thin crystalline grains obtained by decreasing the onset temperature of the γ / α transformation, however, when the onset temperature of the γ / α transformation becomes too low, the intragranular transformed structures do not arise, and a structure is formed, mainly consisting of bainite and martensite, which leads to the fact that crystalline grains become large.
Эффект образования тонкой структуры, полученный посредством снижения температуры начала γ/α превращения, предположительно проистекает из того, что когда превращение вызывается при более низкой температуре, степень переохлаждения возрастает, частота формирования зародышей для внутризеренного превращения увеличивается, и это способствует внутризеренному превращению.The fine structure effect obtained by lowering the temperature of the onset of the γ / α transformation presumably stems from the fact that when the transformation is caused at a lower temperature, the degree of supercooling increases, the frequency of nucleation for intragranular transformation increases, and this contributes to intragranular transformation.
Фиг. 7 представляет собой график, показывающий зависимость между размером зерен с высокоугловыми границами металлической структуры, состоящей из бейнита и внутризеренной преобразованной структуры, и поглощенной энергией по Шарпи при -60°C. Как показано на Фиг. 7, обнаружено, что когда размер зерен с высокоугловыми границами уменьшается, поглощенная энергия по Шарпи при -60°C увеличивается, и когда размер зерен с высокоугловыми границами составляет 80 мкм или менее, поглощенная энергия при -60°C составляет 50 Дж или более. То есть обнаружено, что посредством образования тонкой металлической структуры, состоящей из бейнита и внутризеренной преобразованной структуры, превосходная ударная вязкость может быть получена даже при чрезвычайно низкой температуре -60°C.FIG. 7 is a graph showing a relationship between grain size with high angle boundaries of a metal structure consisting of bainite and an intragranular transformed structure and Charpy energy absorbed at -60 ° C. As shown in FIG. 7, it was found that when the grain size with high angle boundaries decreases, the absorbed Charpy energy at -60 ° C increases, and when the grain size with high angle boundaries is 80 μm or less, the absorbed energy at -60 ° C is 50 J or more. That is, it has been found that by forming a thin metal structure consisting of bainite and an intragranular transformed structure, excellent toughness can be obtained even at an extremely low temperature of -60 ° C.
Как указано выше, авторы данного изобретения нашли способ, в котором формирование мартенсит-аустенитного компонента (M-A) при сварке сдерживается, способность к прокаливаемости стали увеличивается, чтобы сдерживать формирование крупных зерен феррита на межзеренных границах, вызывается внутризеренное превращение, начиная от включений, и, кроме того, внутризеренное превращение промотируется регулированием температуры начала γ/α превращения, чтобы посредством этого уменьшить размер зерна с высокоугловыми границами металлической структуры, состоящей из бейнита и внутризеренной преобразованной структуры, и улучшить низкотемпературную ударную вязкость в зоне термического влияния (HAZ).As indicated above, the authors of this invention have found a method in which the formation of the martensite-austenitic component (MA) during welding is inhibited, the hardenability of steel is increased to inhibit the formation of large ferrite grains at grain boundaries, intragranular transformation is initiated, starting from inclusions, and, in addition, the intragranular transformation is promoted by controlling the temperature of the onset of the γ / α transformation, thereby reducing the grain size with high-angle boundaries of the metal structure ry consisting of bainite and intragranular transformed structure, and improve the low temperature toughness in the heat affected zone (HAZ).
Для сдерживания формирования мартенсит-аустенитного компонента (M-A) при сварке эффективными являются уменьшение содержания C и ограничение содержания Mo. Мартенсит-аустенитный компонент (M-A) формируется вследствие того, что зона термического влияния (HAZ), подвергаемая воздействию высокой температуры посредством сварки, преобразуется в аустенитную фазу, и в процессе, в котором превращение прогрессирует во время последующего охлаждения, концентрация C по отношению к непреобразованной аустенитной фазе прогрессирует, и аустенитная фаза стабизируется. Поэтому, посредством уменьшения количества C, концентрация C по отношению к непреобразованной аустенитной фазе сдерживается, приводя к тому, что сдерживается формирование мартенсит-аустенитного компонента (M-A). Кроме того, посредством уменьшения количества C и также ограничения количества Mo, способствующего формированию мартенсит-аустенитного компонента (M-A), как указано выше, формирование мартенсит-аустенитного компонента (M-A) может дополнительно сдерживаться.To inhibit the formation of the martensite-austenitic component (M-A) during welding, the reduction of the C content and the limitation of the Mo content are effective. The martensite-austenitic component (MA) is formed due to the fact that the heat affected zone (HAZ), which is exposed to high temperature by welding, is converted to the austenitic phase, and in the process in which the transformation progresses during subsequent cooling, the concentration C with respect to the unreformed the austenitic phase progresses and the austenitic phase stabilizes. Therefore, by decreasing the amount of C, the concentration of C in relation to the unconverted austenitic phase is inhibited, resulting in the inhibition of the formation of the martensite-austenitic component (M-A). In addition, by reducing the amount of C and also limiting the amount of Mo promoting the formation of the martensite-austenitic component (M-A), as noted above, the formation of the martensite-austenitic component (M-A) can be further suppressed.
Помимо этого, для промотирования внутризеренного превращения эффективными являются уменьшение количества Al и добавление подходящего количества Ti. Когда оксиды Ti тонко диспергированы, они эффективным образом действуют в качестве зародышей формирования для внутризеренного превращения. Однако, когда Al добавлен в больших количествах, формирование оксидов Ti для их действия в качестве зародышей формирования для внутризеренного превращения сдерживается, так что в данном изобретении добавляют подходящее количество Ti, а количество Al уменьшают.In addition, reducing the amount of Al and adding the appropriate amount of Ti are effective for promoting intragranular transformation. When Ti oxides are finely dispersed, they effectively act as nuclei for the formation of intragranular transformation. However, when Al is added in large quantities, the formation of Ti oxides for their action as nuclei for the formation of intragranular transformation is inhibited, so that in this invention a suitable amount of Ti is added and the amount of Al is reduced.
Кроме того, для сдерживания формирования крупных зерен феррита на межзеренных границах, которые ухудшают низкотемпературную ударную вязкость в зоне термического влияния (HAZ), повышение способности к прокаливаемости посредством добавления подходящего количества B является чрезвычайно эффективным.In addition, to inhibit the formation of large ferrite grains at grain boundaries that degrade the low temperature impact strength (HAZ), increasing the hardenability by adding a suitable amount of B is extremely effective.
Кроме того, обнаружено, что для дополнительного уменьшения размера зерен с высокоугловыми границами структуры, состоящей из бейнита и внутризеренной преобразованной структуры, чрезвычайно важно снижение температуры начала γ/α превращения. Соответственно, температуру начала γ/α превращения снижают посредством применения элементов, иных, чем Mo, увеличивающего содержание мартенсит-аустенитного компонента (M-A).In addition, it was found that in order to further reduce the grain size with high-angle boundaries of the structure consisting of bainite and an intragranular transformed structure, it is extremely important to lower the temperature of the onset of γ / α transformation. Accordingly, the onset temperature of the γ / α transformation is reduced by using elements other than Mo, which increases the content of the martensite-austenitic component (M-A).
Кроме того, посредством добавления одного или двух или более элементов из Mn, Cr, Cu и Ni способность к прокаливаемости увеличивают, уменьшая температуру начала γ/α превращения. В таком случае, посредством тонких внутризеренных преобразованных структур, преобразованных при низкой температуре, структура металла в зоне термического влияния (HAZ) состоит из тонких зерен, образованных из бейнита и внутризеренных преобразованных структур, посредством чего становится возможным увеличение низкотемпературной ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ).In addition, by adding one or two or more elements of Mn, Cr, Cu, and Ni, the hardenability is increased by decreasing the onset temperature of the γ / α conversion. In this case, by means of thin intragranular transformed structures transformed at low temperature, the metal structure in the heat affected zone (HAZ) consists of thin grains formed from bainite and intragranular transformed structures, whereby it becomes possible to increase the low temperature impact strength in the heat affected zone ( HAZ).
А именно, по сравнению со сталями с применением внутризеренной преобразованной структуры, о которых сообщалось до настоящего времени, посредством уменьшения содержания C и ограничения Mo дополнительно уменьшено формирование мартенсит-аустенитного компонента (M-A). В таком случае, посредством добавления Mn и одного или двух или более элементов из Cr, Cu и Ni способность к прокаливаемости увеличена, температура начала γ/α превращения внутризеренной преобразованной структуры уменьшена, и эффективный размер кристаллического зерна по отношению к ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ) дополнительно уменьшен.Namely, in comparison with steels using the intragranular transformed structure that has been reported to date, by decreasing the C content and limiting Mo, the formation of the martensite-austenite component (M-A) is further reduced. In this case, by adding Mn and one or two or more elements of Cr, Cu and Ni, the hardenability is increased, the onset temperature γ / α of the transformation of the intragranular transformed structure is reduced, and the effective crystalline grain size with respect to the toughness in the heat affected zone (HAZ) is further reduced.
(Химический состав)(Chemical composition)
Далее, будет разъяснен химический состав высокопрочной стальной трубы и высокопрочного стального листа по данному изобретению. В связи с этим, в отношении химического состава, % означают масс. %.Next, the chemical composition of the high-strength steel pipe and high-strength steel sheet according to this invention will be explained. In this regard, with regard to chemical composition,% means mass. %
(C: от 0,01 до 0,080%)(C: 0.01 to 0.080%)
C является элементом для улучшения прочности стали. Для того, чтобы сформировать твердую фазу из бейнита и/или мартенсита в металлической структуре, требуется, чтобы содержалось 0,01% или более C. Кроме того, в данном изобретении, для того, чтобы достигнуть как высокой прочности, так и высокой ударной вязкости, содержание C устанавливают при 0,080% или менее. Более того, для того, чтобы сдерживать формирования мартенсит-аустенитного компонента (M-A) в металлической структуре зоны термического влияния (HAZ), в частности, чтобы достигнуть как высокой прочности, так и высокой ударной вязкости, содержание C устанавливают при 0,060% или менее. В связи с этим, принимая во внимание баланс между прочностью и ударной вязкостью, содержание C предпочтительно устанавливают при 0,02 до 0,070%, и более предпочтительно устанавливают при 0,02 до 0,050%, когда дополнительно учитывается ударная вязкость в зоне термического влияния (HAZ).C is an element for improving the strength of steel. In order to form a solid phase from bainite and / or martensite in a metal structure, it is required that it contains 0.01% or more C. In addition, in this invention, in order to achieve both high strength and high impact strength , the content of C is set at 0.080% or less. Moreover, in order to inhibit the formation of the martensite-austenitic component (M-A) in the metal structure of the heat affected zone (HAZ), in particular in order to achieve both high strength and high toughness, the C content is set at 0.060% or less. In this regard, taking into account the balance between strength and toughness, the content of C is preferably set at 0.02 to 0.070%, and more preferably set at 0.02 to 0.050%, when toughness in the heat affected zone is additionally taken into account (HAZ )
(Si: от 0,01 до 0,50%)(Si: 0.01 to 0.50%)
Si является элементом, применимым для раскисления и увеличения прочности. Для того, чтобы в достаточной мере выполнить раскисление, в стали должно содержаться 0,01% или более Si. С другой стороны, когда более чем 0,50% Si содержится в стали, это вызывает риск того, что ударная вязкость зоны термического влияния (HAZ) ухудшается, так что верхний предел содержания Si устанавливают при 0,50%. В связи с этим, принимая во внимание баланс между прочностью и ударной вязкостью и выполнение раскисления более эффективным образом, содержание Si предпочтительно устанавливают при 0,05 до 0,3%, и более предпочтительно устанавливают при 0,1 до 0,25%.Si is an element suitable for deoxidation and increase in strength. In order to sufficiently deoxidize, the steel must contain 0.01% or more Si. On the other hand, when more than 0.50% Si is contained in the steel, this causes a risk that the toughness of the heat affected zone (HAZ) deteriorates, so that the upper limit of the Si content is set at 0.50%. In this regard, taking into account the balance between strength and toughness and performing deoxidation in a more efficient manner, the Si content is preferably set at 0.05 to 0.3%, and more preferably set at 0.1 to 0.25%.
(Mn: от 1,2 до 2,8% или менее)(Mn: 1.2 to 2.8% or less)
Mn является недорогим элементом, и является важным элементом для увеличения Ceq, являющегося показателем способности к прокаливаемости, снижения температуры начала γ/α превращения бейнита и внутризеренной преобразованной структуры и уменьшения размеров зерен с высокоугловыми границами, чтобы увеличить ударную вязкость в зоне термического влияния (HAZ). Кроме того, даже при добавлении с B, Mn делает возможным формирование полигонального феррита в базовом материале без выполнения низкотемпературной прокатки и улучшение ударной вязкости базового материала. Для обеспечения прочности и ударной вязкости, в стали должно содержаться 1,2% или более Mn.Mn is an inexpensive element, and is an important element for increasing Ceq, which is an indicator of hardenability, a decrease in the onset temperature of the γ / α transformation of bainite and an intragranular transformed structure, and a reduction in grain sizes with high-angle boundaries to increase the toughness in the heat affected zone (HAZ) . In addition, even when added with B, Mn makes it possible to form polygonal ferrite in the base material without performing low temperature rolling and to improve the toughness of the base material. To ensure strength and toughness, 1.2% or more Mn should be contained in the steel.
С другой стороны, при чрезмерном добавлении Mn температура начала γ/α превращения снижается чрезмерным образом, внутризеренные преобразованные структуры не могут быть получены, размер зерен увеличивается, и ударная вязкость в зоне термического влияния (HAZ) ухудшается, так что верхний предел устанавливают при 2,8%. Кроме того, принимая во внимание производительность при плавлении стали, верхний предел Mn устанавливают предпочтительно при 2,5%, и более предпочтительно устанавливают при 2,2%.On the other hand, with excessive Mn addition, the onset temperature of the γ / α transformation decreases excessively, the intragranular transformed structures cannot be obtained, the grain size increases, and the toughness in the heat affected zone (HAZ) deteriorates, so that the upper limit is set at 2, 8%. In addition, taking into account the steel melting performance, the upper limit of Mn is preferably set at 2.5%, and more preferably set at 2.2%.
(S: от 0,0001 до 0,0050%)(S: 0.0001 to 0.0050%)
S является примесью, и когда больше чем 0,0050% S содержится в стали, образуются крупные сульфиды, и ударная вязкость уменьшается, так что содержание S устанавливают при 0,0050 или менее. В связи с этим, для дополнительного сдерживания снижения ударной вязкости содержание S предпочтительно устанавливают при 0,003% или менее, и более предпочтительно устанавливают при 0,0025% или менее. Кроме того, когда оксиды Ti тонко диспергированы в стальном листе, MnS выделяются, вызывается внутризеренное превращение, и ударная вязкость базового стального листа и зоны термического влияния (HAZ) улучшается. Для того, чтобы получить этот эффект, в стали должно содержаться 0,0001% или более S. Соответственно, содержание S устанавливают при 0,0001 до 0,0050%.S is an impurity, and when more than 0.0050% S is contained in the steel, large sulfides are formed and the toughness decreases, so that the S content is set at 0.0050 or less. In this regard, to further inhibit the reduction in toughness, the S content is preferably set at 0.003% or less, and more preferably set at 0.0025% or less. In addition, when Ti oxides are finely dispersed in the steel sheet, MnS is released, intragranular transformation is caused, and the toughness of the base steel sheet and the heat affected zone (HAZ) is improved. In order to obtain this effect, 0.0001% or more S must be contained in the steel. Accordingly, the S content is set at 0.0001 to 0.0050%.
(Ti: от 0,003 до 0,030%)(Ti: 0.003 to 0.030%)
Ti является важным элементом для формирования нитридов Ti, чтобы способствовать уменьшению размера кристаллических зерен базового стального листа и зоны термического влияния (HAZ). Поэтому в стали должно содержаться 0,003% или более Ti. Для дополнительного уменьшения размеров кристаллических зерен зоны термического влияния (HAZ), содержание Ti составляет предпочтительно 0,005% или более, и более предпочтительно 0,008% или более.Ti is an important element for the formation of Ti nitrides in order to help reduce the crystal grain size of the base steel sheet and the heat affected zone (HAZ). Therefore, steel should contain 0.003% or more Ti. To further reduce the crystal grain size of the heat affected zone (HAZ), the Ti content is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.008% or more.
С другой стороны, когда Ti содержится в стали в чрезмерном количестве, образуются крупные включения, что ухудшает ударную вязкость, так что верхний предел Ti устанавливают при 0,030%. Кроме того, для более тонкого диспергирования оксидов Ti, содержание Ti составляет предпочтительно 0,028% или менее, и более предпочтительно 0,025% или менее.On the other hand, when there is an excessive amount of Ti in the steel, large inclusions are formed, which impairs the toughness, so that the upper limit of Ti is set at 0.030%. In addition, for finer dispersion of Ti oxides, the Ti content is preferably 0.028% or less, and more preferably 0.025% or less.
Когда оксиды Ti тонко диспергированы, они эффективным образом действуют в качестве зародышей формирования для внутризеренного превращения. В связи с этим, когда содержание кислорода большое в случае добавления Ti, образуются крупные оксиды Ti, так что при производстве стали, раскисление предпочтительно выполняют посредством Si и Mn, чтобы уменьшить содержание кислорода в стали. В этом случае, более вероятно образуются оксиды Al, чем оксиды Ti, так что не является целесообразным то, что чрезмерное количество Al будет добавлено к стали для раскисления.When Ti oxides are finely dispersed, they effectively act as nuclei for the formation of intragranular transformation. In this regard, when the oxygen content is large when Ti is added, coarse Ti oxides are formed, so that in steel production, deoxidation is preferably performed by Si and Mn to reduce the oxygen content in the steel. In this case, Al oxides are more likely to form than Ti oxides, so it is not advisable that an excessive amount of Al be added to the steel for deoxidation.
(B: от 0,0003 до 0,005%)(B: 0.0003 to 0.005%)
B значительно увеличивает способность к прокаливаемости и является важным элементом для сдерживания формирования крупных зерен феррита на межзеренных границах в зоне термического влияния (HAZ). Для получения этого эффекта, в стали должно содержаться 0,0003% или более B. Кроме того, для более надежного увеличения способности к прокаливаемости содержание B составляет предпочтительно 0,0005% или более.B significantly increases the ability to hardenability and is an important element to restrain the formation of large grains of ferrite at grain boundaries in the heat affected zone (HAZ). To obtain this effect, steel should contain 0.0003% or more B. In addition, to more reliably increase the hardenability, the content of B is preferably 0.0005% or more.
С другой стороны, когда B добавлен к стали в чрезмерном количестве, образуется крупный BN, и ударная вязкость зоны термического влияния (HAZ), в частности, уменьшается, так что верхний предел содержания B устанавливают при 0,005%.On the other hand, when B is added to steel in an excessive amount, coarse BN is formed, and the toughness of the heat affected zone (HAZ), in particular, decreases, so that the upper limit of the B content is set at 0.005%.
(N: от 0,0010 до 0,008%)(N: 0.0010 to 0.008%)
N образует TiN и сдерживает укрупнение γ-зерен, когда плоскую заготовку повторно нагревают, и сдерживает укрупнение γ-зерен в зоне термического влияния (HAZ), что улучшает низкотемпературную ударную вязкость базового материала и зоны термического влияния (HAZ). Минимальное количество, необходимое для этого, составляет 0,0010%.N forms TiN and inhibits coarsening of γ grains when a flat preform is reheated, and inhibits coarsening of γ grains in the heat affected zone (HAZ), which improves the low temperature toughness of the base material and the heat affected zone (HAZ). The minimum amount required for this is 0.0010%.
С другой стороны, когда N содержится в чрезмерном количестве, образуется BN, что снижает эффект улучшения способности к прокаливаемости посредством B, приводя к образованию крупных зерен феррита на межзеренных границах, что ухудшает ударную вязкость в зоне термического влияния (HAZ), или образуется крупный BN, что ухудшает ударную вязкость в зоне термического влияния (HAZ). Поэтому, верхний предел N устанавливают при 0,008%. В связи с этим, для стабильного получения эффекта посредством добавления N, содержание N предпочтительно устанавливают при 0,0020 до 0,007.On the other hand, when N is contained in an excessive amount, BN is formed, which reduces the effect of improving the hardenability by B, resulting in the formation of large ferrite grains at grain boundaries, which impairs the toughness in the heat affected zone (HAZ), or large BN is formed , which affects the toughness in the heat affected zone (HAZ). Therefore, the upper limit of N is set at 0.008%. In this regard, in order to obtain a stable effect by adding N, the content of N is preferably set at 0.0020 to 0.007.
(O: от 0,0001 до 0,0080%)(O: from 0.0001 to 0.0080%)
O является примесью, и верхний предел содержания O должен быть установлен при 0,0080% для предотвращения снижения ударной вязкости, вызываемого формированием включений.O is an impurity, and the upper limit of the O content should be set at 0.0080% to prevent the reduction in toughness caused by the formation of inclusions.
С другой стороны, для формирования оксидов Ti, чтобы содействовать внутризеренному превращению, содержание O, остающегося в стали во время литья устанавливают при 0,0001% или более.On the other hand, in order to form Ti oxides to facilitate intragranular transformation, the content of O remaining in the steel during casting is set at 0.0001% or more.
В связи с этим, когда принимают во внимание баланс между обеспечением ударной вязкости и формированием оксидов Ti, содержание O предпочтительно устанавливают при 0,0010 до 0,0050%.In this regard, when taking into account the balance between toughness and the formation of Ti oxides, the O content is preferably set at 0.0010 to 0.0050%.
(P: 0,050% или менее)(P: 0.050% or less)
P является примесью, и когда больше чем 0,050% P содержится в стали, ударная вязкость базового стального листа значительно уменьшается. Соответственно, содержание P ограничивают 0,050% или менее. Для улучшения ударной вязкости зоны термического влияния (HAZ), содержание P предпочтительно ограничивают 0,020% или менее. В связи с этим, нижней величины предела содержания P не устанавливают особым образом, однако установление нижней предельной величины менее чем 0,0001% является невыгодным с экономической точки зрения, так что эту величину устанавливают предпочтительно при данной нижней предельной величине.P is an impurity, and when more than 0.050% P is contained in steel, the toughness of the base steel sheet is significantly reduced. Accordingly, the content of P is limited to 0.050% or less. To improve the toughness of the heat affected zone (HAZ), the P content is preferably limited to 0.020% or less. In this regard, the lower limit value of the content P is not set in a special way, however, the establishment of the lower limit value of less than 0.0001% is disadvantageous from an economic point of view, so this value is preferably set at a given lower limit value.
(Al: 0,020% или менее)(Al: 0.020% or less)
Al является раскислителем, однако для увеличения ударной вязкости стального листа и зоны термического влияния (HAZ) посредством сдерживания формирования включений, требуется, чтобы верхний предел Al был установлен при 0,020%. Содержание Al ограничивают, как указано выше, посредством чего делают возможным тонкое диспергирование оксидов Ti, что способствует внутризеренному превращению. В частности, для формирования в достаточной мере оксидов Ti, которые способствуют внутризеренному превращению, верхний предел Al устанавливают при 0,008%. Для тонкого диспергирования оксидов Ti верхний предел Al составляет предпочтительно 0,005%, и для более стабильного получения оксидов Ti верхний предел Al более предпочтительно составляет 0,003%. В связи с этим, нижнюю величину предела содержания Al не устанавливают особым образом, однако она может составлять более чем 0%.Al is a deoxidizer, however, to increase the toughness of the steel sheet and the heat affected zone (HAZ) by inhibiting the formation of inclusions, it is required that the upper limit of Al be set at 0.020%. The Al content is limited, as indicated above, whereby fine dispersion of Ti oxides is possible, which facilitates intragranular transformation. In particular, in order to sufficiently form Ti oxides that promote intragranular transformation, the upper limit of Al is set at 0.008%. For fine dispersion of Ti oxides, the upper limit of Al is preferably 0.005%, and for more stable production of Ti oxides, the upper limit of Al is more preferably 0.003%. In this regard, the lower value of the Al content limit is not set in a special way, however, it can be more than 0%.
(Mo: 0,03% или менее)(Mo: 0.03% or less)
Mo в значительной степени увеличивает способность к прокаливаемости, в особенности посредством совместного добавления с B, и является элементом, эффективным для достижения высокой прочности базового стального листа и улучшения ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ), однако добавление Mo затрудняет формирование полигонального феррита в базовом стальном листе, что вызывает тем самым риск, что низкотемпературная ударная вязкость и деформируемость базового материала не могут быть обеспечены в достаточной мере. Поэтому для улучшения ударной вязкости базового материала и деформируемости количество Mo ограничивают 0,03% или менее. Кроме того, Mo является дорогим элементом, и предпочтительно, чтобы Mo не добавлялся, принимая во внимание стоимость сплава.Mo greatly increases the ability to harden, especially by co-adding with B, and is an element effective in achieving high strength of the base steel sheet and improving the toughness in the heat affected zone (HAZ), however, the addition of Mo makes it difficult to form polygonal ferrite in the base steel sheet, thereby causing the risk that the low temperature toughness and deformability of the base material cannot be sufficiently provided. Therefore, to improve the toughness of the base material and deformability, the amount of Mo is limited to 0.03% or less. In addition, Mo is an expensive element, and it is preferable that Mo is not added, taking into account the cost of the alloy.
(Cr, Cu и Ni)(Cr, Cu and Ni)
Кроме того, высокопрочная стальная труба и высокопрочный стальной лист по данному изобретению содержат один или несколько элементов из Cr, Cu и Ni в дополнение к вышеописанным элементам. Cr образует полигональный феррит в базовом стальном листе без выполнения низкотемпературной прокатки даже при добавлении с B и является элементом, способным к улучшению ударной вязкости базового материала. Кроме того, Cr является недорогим элементом, и является важным элементом для увеличения Ceq, являющегося показателем способности к прокаливаемости, снижения температуры начала γ/α превращения и уменьшения размеров зерен с высокоугловыми границами, чтобы увеличить ударную вязкость в зоне термического влияния (HAZ). Кроме того, Cu и Ni являются эффективными элементами, которые увеличивают прочность без ухудшения ударной вязкости и увеличивают Ceq, являющийся показателем способности к прокаливаемости, и улучшают ударную вязкость в зоне термического влияния (HAZ). Кроме того, Cu и Ni формируют полигональный феррит в базовом материале без выполнения низкотемпературной прокатки даже при добавлении с B, и улучшают ударную вязкость базового материала. Кроме того, Cu и Ni являются элементами, которые снижают температуру начала γ/α превращения, что уменьшает размер зерен с высокоугловыми границами. В связи с этим, Cu и Ni предпочтительно содержатся совместным образом для сдерживания возникновения поверхностных дефектов.In addition, the high-strength steel pipe and high-strength steel sheet according to this invention contain one or more elements of Cr, Cu and Ni in addition to the above elements. Cr forms polygonal ferrite in the base steel sheet without performing low temperature rolling even when added with B and is an element capable of improving the toughness of the base material. In addition, Cr is an inexpensive element, and is an important element for increasing Ceq, which is an indicator of hardenability, a decrease in the onset temperature of the γ / α conversion, and a decrease in grain sizes with high angle boundaries to increase the impact strength in the heat affected zone (HAZ). In addition, Cu and Ni are effective elements that increase strength without compromising toughness and increase Ceq, which is an indicator of hardenability, and improve toughness in the heat affected zone (HAZ). In addition, Cu and Ni form polygonal ferrite in the base material without performing low temperature rolling even when added with B, and improve the toughness of the base material. In addition, Cu and Ni are elements that reduce the onset temperature of the γ / α transformation, which reduces the grain size with high-angle boundaries. In this regard, Cu and Ni are preferably contained together to suppress the occurrence of surface defects.
Как будет описано далее, величины содержания Cr, Cu и Ni ограничиваются таким образом, чтобы Ceq, получаемый посредством (Выражения 1) (или (Выражения 1′)), составлял от 0,30 до 0,53, и ограничиваются таким образом, чтобы Pcm, получаемый посредством (Выражения 2) (или (Выражения 2′)), составлял от 0,10 до 0,20. Кроме того, для сдерживания формирования мартенсит-аустенитного компонента (M-A) в металлической структуре зоны термического влияния (HAZ), в частности, чтобы достигнуть как высокой прочности, так и высокой ударной вязкости, величины содержания Cr, Cu и Ni ограничивают таким образом, чтобы температура начала γ/α превращения, получаемая посредством (Выражения 3), составляла от 500 до 600°C.As will be described later, the contents of Cr, Cu and Ni are limited so that the Ceq obtained by (Expression 1) (or (
Кроме того, к высокопрочной стальной трубе и высокопрочному стальному листу по данному изобретению, один или два или более элементов из W, V, Nb, Zr и Тa могут также быть добавлены в качестве элемента для улучшения прочности и ударной вязкости, в дополнение к вышеописанным элементам. Кроме того, эти элементы могут рассматриваться как примеси, поскольку они не вызывают неблагоприятных эффектов, в частности, когда величины их содержания составляют для каждого меньше предпочтительного нижнего предела.In addition to the high-strength steel pipe and high-strength steel sheet of this invention, one or two or more elements of W, V, Nb, Zr and Ta can also be added as an element to improve strength and toughness, in addition to the elements described above . In addition, these elements can be considered as impurities, because they do not cause adverse effects, in particular, when the values of their content are for each less than the preferred lower limit.
(W, V, Nb, Zr, Тa, Mg, Ca, РЗМ, Y, Hf и Re)(W, V, Nb, Zr, Ta, Mg, Ca, REM, Y, Hf and Re)
Кроме того, в данном изобретении один или два или более элементов из W, V, Nb, Zr, Тa, Mg, Ca, РЗМ, Y, Hf и Re могут также содержаться в качестве элемента для улучшения прочности и ударной вязкости, в дополнение к вышеописанным элементам. Кроме того, эти элементы могут рассматриваться как примеси, поскольку они не вызывают неблагоприятных эффектов, в частности, когда величины их содержания составляют для каждого меньше предпочтительного нижнего предела.In addition, in the present invention, one or two or more elements of W, V, Nb, Zr, Ta, Mg, Ca, REM, Y, Hf and Re may also be contained as an element for improving strength and toughness, in addition to the above elements. In addition, these elements can be considered as impurities, because they do not cause adverse effects, in particular, when the values of their content are for each less than the preferred lower limit.
Каждый из W, V, Nb, Zr и Тa образует карбиды и нитриды и является элементом для улучшения прочности стали посредством дисперсионного упрочнения, и к тому же может содержаться один элемент или два или более из них. Для эффективного увеличения прочности, нижний предел количества W предпочтительно устанавливают при 0,01%, нижний предел количества V предпочтительно устанавливают при 0,010%, нижний предел количества Nb предпочтительно устанавливают при 0,001%, и нижние пределы количества Zr и количества Тa устанавливают для обоих предпочтительно при 0,0001%.Each of W, V, Nb, Zr and Ta forms carbides and nitrides and is an element for improving the strength of steel through dispersion hardening, and in addition one element or two or more of them can be contained. To effectively increase strength, the lower limit of the amount of W is preferably set at 0.01%, the lower limit of the amount of V is preferably set at 0.010%, the lower limit of the amount of Nb is preferably set at 0.001%, and the lower limits of the amount of Zr and the amount of Ta are set for both preferably 0.0001%.
С другой стороны, при чрезмерном добавлении W прочность иногда увеличивается избыточным образом вследствие увеличения способности к прокаливаемости, что ухудшает ударную вязкость, так что верхний предел количества W предпочтительно устанавливают при 0,50%. Кроме того, когда V, Nb, Zr и Тa добавлены избыточным образом, карбиды и нитриды иногда становятся крупными, что ухудшает ударную вязкость, так что верхний предел количества V предпочтительно устанавливают при 0,100%, верхний предел количества Nb предпочтительно устанавливают при 0,200%, и верхний предел как количества Zr, так и количества Тa предпочтительно устанавливают при 0,0500%.On the other hand, with excessive addition of W, the strength sometimes increases excessively due to an increase in hardenability, which impairs the toughness, so that the upper limit of the amount of W is preferably set at 0.50%. Furthermore, when V, Nb, Zr and Ta are excessively added, carbides and nitrides sometimes become large, which impairs toughness, so that the upper limit of the amount of V is preferably set at 0.100%, the upper limit of the amount of Nb is preferably set at 0.200%, and the upper limit of both the amount of Zr and the amount of Ta is preferably set at 0.0500%.
Каждый из Mg, Ca, РЗМ, Y, Hf и Re является элементом для регулирования формирования включений, чтобы достигнуть улучшения ударной вязкости, и к тому же может содержаться один элемент или два или более из них.Each of Mg, Ca, REM, Y, Hf and Re is an element for regulating the formation of inclusions in order to achieve an improvement in toughness, and in addition one element or two or more of them can be contained.
Mg является элементом, проявляющим эффект образования тонких оксидов и сдерживания формирования сульфидов. В частности, тонкие оксиды Mg действуют в качестве зародышей формирования для внутризеренного превращения и обладают эффектом сдерживания увеличения размера зерен в качестве закрепляющих частиц. Для получения этих эффектов, содержание Mg предпочтительно составляет 0,0001% или более. С другой стороны, при содержании Mg более чем 0,0100% иногда образуются крупные оксиды, что уменьшает ударную вязкость зоны термического влияния (HAZ), так что верхний предел количества Mg предпочтительно устанавливают при 0,0100%.Mg is an element exhibiting the effect of the formation of thin oxides and inhibiting the formation of sulfides. In particular, thin Mg oxides act as formation nuclei for intragranular transformation and have the effect of inhibiting the increase in grain size as fixing particles. To obtain these effects, the Mg content is preferably 0.0001% or more. On the other hand, when the Mg content is more than 0.0100%, large oxides are sometimes formed, which reduces the toughness of the heat affected zone (HAZ), so that the upper limit of the amount of Mg is preferably set at 0.0100%.
Ca и редкоземельные металлы (РЗМ) являются элементами, применимыми для регулирования формы сульфидов, и являются элементами, которые образуют сульфиды, чтобы сдерживать формирование MnS, вытянутого в направлении прокатки, и улучшают свойства стального материала в направлении толщины листа, в частности сопротивление образованию продольных трещин. Для получения этих эффектов, нижние пределы как количества Ca, так и количества редкоземельных металлов (РЗМ) предпочтительно устанавливают при 0,0001% или более. С другой стороны, когда количество Ca и количество редкоземельных металлов (РЗМ) превышает 0,0050%, количество оксидов возрастает, количество тонких оксидов, содержащих Ti, уменьшается, и протекание внутризеренного превращения иногда ингибируется, так что как количество Ca, так и количество редкоземельных металлов (РЗМ) предпочтительно устанавливают при 0,0050% или менее.Ca and rare earth metals (REMs) are elements suitable for controlling the shape of sulfides and are elements that form sulfides to inhibit the formation of MnS elongated in the rolling direction and improve the properties of the steel material in the direction of sheet thickness, in particular resistance to the formation of longitudinal cracks . To obtain these effects, the lower limits of both the amount of Ca and the amount of rare earth metals (REM) are preferably set at 0.0001% or more. On the other hand, when the amount of Ca and the amount of rare earth metals (REM) exceeds 0.0050%, the amount of oxides increases, the amount of thin oxides containing Ti decreases, and the course of intragranular transformation is sometimes inhibited, so that both the amount of Ca and the amount of rare earths metals (REMs) are preferably set at 0.0050% or less.
Y, Hf и Re являются также элементами, проявляющими эффекты, сходные с эффектами Ca и редкоземельных металлов (РЗМ), и когда их добавляют в чрезмерном количетве, протекание внутризеренного превращения иногда ингибируется. Поэтому предпочтительными интервалами для количества Y, количества Hf и количества Re являются в каждом случае от 0,0001 до 0,0050%.Y, Hf and Re are also elements exhibiting effects similar to those of Ca and rare earth metals (REM), and when they are added in excessive amounts, the occurrence of intragranular transformation is sometimes inhibited. Therefore, the preferred ranges for the amount of Y, the amount of Hf and the amount of Re are in each case from 0.0001 to 0.0050%.
Кроме того, остаток иных, чем вышеописанные, элементов практически состоит из Fe, и элементы, которые не ухудшают функции и эффекты по данному изобретению, такие как сопутствующие примеси, могут присутствовать в незначительных количествах.In addition, the remainder of the elements other than those described above practically consists of Fe, and elements that do not impair the functions and effects of this invention, such as related impurities, may be present in small amounts.
(Углеродный эквивалент Ceq)(Carbon equivalent Ceq)
В данном изобретении, для обеспечения низкотемпературной ударной вязкости стального листа и зоны термического влияния (HAZ), углеродный эквивалент Ceq по (Выражению 1) ниже, который рассчитывают из соответствующих величин содержания [масс. %] C, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo и V, являющихся элементами, вносящими вклад в улучшение способность к прокаливаемости, устанавливают при 0,30 до 0,53. Углеродный эквивалент Ceq, как известно, взаимосвязан с максимальной твердостью зоны сварки и представляет собой величину, являющуюся показателем способности к прокаливаемости и свариваемости.In this invention, to ensure low temperature toughness of the steel sheet and the heat affected zone (HAZ), the carbon equivalent of Ceq according to (Expression 1) is lower, which is calculated from the corresponding contents [mass. %] C, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, and V, which are elements that contribute to the improvement of hardenability, are set at 0.30 to 0.53. The carbon equivalent Ceq, as you know, is interconnected with the maximum hardness of the weld zone and is a value that is an indicator of the ability to hardenability and weldability.
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 (Выражение 1)Ceq = C + Mn / 6 + (Ni + Cu) / 15 + (Cr + Mo) / 5 (Expression 1)
При этом C, Mn, Ni, Cu, Cr и Mo в (Выражении 1) выше обозначают содержание соответствующих элементов [масс. %]. Ni, Cu, Cr, и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%.Moreover, C, Mn, Ni, Cu, Cr and Mo in (Expression 1) above denote the content of the corresponding elements [mass. %]. Ni, Cu, Cr, and Mo are taken into account as 0 when their respective contents are 0%.
В связи с этим, в данном изобретении, когда дополнительно содержится V, Ceq получают посредством (Выражения 1') ниже вместо (Выражения 1) выше.In this regard, in the present invention, when V is additionally contained, Ceq is obtained by (
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 (Выражение 1')Ceq = C + Mn / 6 + (Ni + Cu) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5 (Expression 1 ')
При этом C, Mn, Ni, Cu, Cr и Mo и V в (Выражении 1') выше обозначают содержание соответствующих элементов [масс. %]. Ni, Cu, Cr, и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%. V учитывают как 0, когда его содержание меньше чем 0,010 масс. %Moreover, C, Mn, Ni, Cu, Cr and Mo and V in (Expression 1 ') above denote the content of the corresponding elements [mass. %]. Ni, Cu, Cr, and Mo are taken into account as 0 when their respective contents are 0%. V is taken into account as 0 when its content is less than 0.010 mass. %
(Параметр образования трещин Pcm)(Pcm cracking parameter)
Кроме того, для обеспечения низкотемпературной ударной вязкости стального листа и зоны термического влияния (HAZ), параметр образования трещин Pcm по (Выражению 2) ниже, который рассчитывают из величин содержания [масс. %] C, Si, Mn, Cu, Cr, Ni, Mo, V и B, устанавливают при 0,10 до 0,20. Параметр образования трещин Pcm известен как коэффициент, предоставляющий возможность оценки низкотемпературной чувствительности к образованию трещин при сварке, и представляет собой величину, являющуюся показателем способности к прокаливаемости и свариваемости.In addition, to ensure low temperature toughness of the steel sheet and the heat affected zone (HAZ), the crack formation parameter Pcm according to (Expression 2) is lower, which is calculated from the contents [mass. %] C, Si, Mn, Cu, Cr, Ni, Mo, V, and B are set at 0.10 to 0.20. The cracking parameter Pcm is known as a coefficient that provides an opportunity to assess the low temperature sensitivity to cracking during welding, and is a value that is an indicator of the hardenability and weldability.
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B (Выражение 2)Pcm = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + 5B (Expression 2)
При этом C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo и B в (Выражении 2) выше обозначают содержание соответствующих элементов [масс. %]. Ni, Cu, Cr, и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%.Moreover, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo and B in (Expression 2) above denote the content of the corresponding elements [mass. %]. Ni, Cu, Cr, and Mo are taken into account as 0 when their respective contents are 0%.
В связи с этим, в данном изобретении, когда дополнительно содержится V, Pcm получают посредством (Выражения 2') ниже вместо (Выражения 2) выше.In this regard, in the present invention, when V is additionally contained, Pcm is obtained by (
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B (Выражение 2′)Pcm = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5B (
При этом C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V и B в (Выражении 2′) выше обозначают содержание соответствующих элементов [масс. %]. Ni, Cu, Cr, и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%. V учитывают как 0, когда его содержание меньше чем 0,010 масс. %Moreover, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V and B in (
Кроме того, для получения хорошей ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ) при чрезвычайно низкой температуре -60°C, в частности, необходимо сформировать микроструктуру, в которой размер зерна с высокоугловыми границами металлической структуры, состоящей из бейнита и внутризеренной преобразованной структуры, составляет 80 мкм или менее. Для достижения этого, в дополнение к ограничению Ceq и Pcm, температуру начала γ/α превращения в зоне термического влияния (HAZ), полученную посредством (Выражения 3) ниже дополнительно устанавливают при 500 до 600°C.In addition, in order to obtain good impact strength in the heat affected zone (HAZ) at an extremely low temperature of -60 ° C, in particular, it is necessary to form a microstructure in which the grain size with high-angle boundaries of the metal structure consisting of bainite and an intragranular transformed structure is 80 microns or less. To achieve this, in addition to limiting Ceq and Pcm, the onset temperature of the γ / α transformation in the heat affected zone (HAZ) obtained by (Expression 3) below is further set at 500 to 600 ° C.
температура начала γ/α превращения = -2500Ceq2+1560Ceq+370 (Выражение 3)the onset temperature of the γ / α transformation = -2500Ceq 2 + 1560Ceq + 370 (Expression 3)
(Металлографическая структура)(Metallographic structure)
Металлографическая структура базового стального листа высокопрочной стальной трубы по данному изобретению и структура высокопрочного стального листа по данному изобретению в обоих случаях в основном состоит из полигонального феррита и содержит твердую фазу в качестве ее остатка. При этом Фиг. 8 представляет собой фотографию, показывающую структуру базового стального листа. Фиг. 9 представляет собой схематический вид для пояснения структуры базового стального листа. Полигональный феррит является ферритом, формируемым при относительно высокой температуре во время воздушного охлаждения после горячей прокатки. Полигональный феррит имеет соотношение размеров 1 к 4 и отличается от феррита, растянутого прокаткой, (обработанного феррита) и игольчатого феррита (игольчатого феррита) и феррита с видманштеттовой структурой, которые образуются при сравнительно низкой температуре во время ускоренного охлаждения после горячей прокатки. При этом соотношение размеров представляет собой величину, полученную делением длины зерна феррита на ширину.The metallographic structure of the base steel sheet of the high strength steel pipe according to this invention and the structure of the high strength steel sheet according to this invention in both cases mainly consists of polygonal ferrite and contains a solid phase as its residue. Moreover, FIG. 8 is a photograph showing a structure of a base steel sheet. FIG. 9 is a schematic view for explaining a structure of a base steel sheet. Polygonal ferrite is a ferrite formed at a relatively high temperature during air cooling after hot rolling. Polygonal ferrite has a size ratio of 1 to 4 and differs from rolling extended ferrite (processed ferrite) and needle ferrite (needle ferrite) and Widmanstett ferrite, which are formed at a relatively low temperature during accelerated cooling after hot rolling. In this case, the aspect ratio is a value obtained by dividing the length of the ferrite grain by the width.
Кроме того, полигональный феррит наблюдается в виде белой, круглой и массивной структуры, не содержащей выделений, таких как крупный цементит и мартенсит-аустенитные составляющие (называемые как M-A), в зерне при помощи оптического микроскопа.In addition, polygonal ferrite is observed as a white, round and massive structure that does not contain precipitates, such as coarse cementite and martensite-austenitic constituents (called M-A), in the grain using an optical microscope.
Кроме того, вышеописанная твердая фаза является структурой, которая состоит из бейнита и/или мартенсита. В связи с этим, в структуре, наблюдаемой с помощью оптического микроскопа, в качестве остатка, иного, чем полигональный феррит, бейнит и мартенсит, иногда содержатся остаточный аустенит и мартенсит-аустенитный компонент (M-A). Доля мартенсит-аустенитного компонента (M-A) в базовом материале желательно составляет 8,0% или менее.In addition, the above solid phase is a structure that consists of bainite and / or martensite. In this regard, in the structure observed with an optical microscope, residual austenite and martensite-austenitic component (M-A) are sometimes contained as a residue other than polygonal ferrite, bainite and martensite. The proportion of the martensite-austenitic component (M-A) in the base material is desirably 8.0% or less.
Как показано на Фиг. 9, в металлической структуре базового стального листа, в противоположность белому, круглому и массивному полигональному ферриту 1, твердая фаза 2, такая как бейнит, проявляется, например, в реечной форме и пластинчатой форме, и мартенсит-аустенитный компонент (M-A) 3 проявляется с внешней стороны полигонального феррита 1.As shown in FIG. 9, in the metal structure of the base steel sheet, as opposed to white, round and massive
Доля площади полигонального феррита в стальном листе сделана равной 27% или более. Как описано выше, в стальном листе, имеющем химический состав с увеличенной способностью к прокаливаемости, формируется полигональный феррит, при этом остаток состоит из твердой фазы бейнита и мартенсита, и посредством этого улучшается баланс между прочностью и деформируемостью. Когда доля площади полигонального феррита составляет 27% или более, отношение напряжения при пределе текучести к пределу прочности, являющееся индексом деформируемости (YS/TS), становится равным 80% или менее, и когда доля площади полигонального феррита составляет 50% или более, отношение напряжения при пределе текучести к пределу прочности становится равным 70% или менее, приводя к тому, что может быть получена хорошая деформируемость.The proportion of polygonal ferrite in the steel sheet is made equal to 27% or more. As described above, polygonal ferrite is formed in a steel sheet having a chemical composition with increased hardenability, and the remainder consists of the solid phase of bainite and martensite, and thereby the balance between strength and deformability is improved. When the area ratio of polygonal ferrite is 27% or more, the ratio of stress at yield strength, which is the deformability index (YS / TS), becomes 80% or less, and when the area ratio of polygonal ferrite is 50% or more, the stress ratio when the yield strength to the tensile strength becomes equal to 70% or less, leading to the fact that can be obtained good deformability.
С другой стороны, для обеспечения прочности необходимо, чтобы доля площади полигонального феррита составляла 90% или менее. Как показано на Фиг. 3, доля площади полигонального феррита сделана равной 90% или менее, посредством чего становится возможным обеспечение предела прочности на растяжение, соответствующее X70 или выше. Кроме того, для увеличения прочности, чтобы обеспечить предел прочности на растяжение, соответствующий X80 или выше, долю площади полигонального феррита предпочтительно делают равной 80% или менее. Кроме того, для более стабильного обеспечения предела прочности на растяжение, соответствующего X80, долю площади полигонального феррита более предпочтительно делают равной 70% или менее, и еще более предпочтительная величина доли площади составляет 60% или менее.On the other hand, to ensure strength, it is necessary that the area ratio of polygonal ferrite is 90% or less. As shown in FIG. 3, the area fraction of polygonal ferrite is made equal to 90% or less, whereby it becomes possible to provide a tensile strength corresponding to X70 or higher. In addition, in order to increase the strength in order to provide a tensile strength corresponding to X80 or higher, the area fraction of polygonal ferrite is preferably made equal to 80% or less. In addition, to more stably provide a tensile strength corresponding to X80, the polygon ferrite area fraction is more preferably made equal to 70% or less, and an even more preferred area fraction is 60% or less.
Кроме того, долю площади полигонального феррита делают равной от 27 до 90%, улучшая посредством этого баланс между прочностью и ударной вязкостью стального листа. Долю площади полигонального феррита делают равной 20% или более, и посредством этого, как показано на Фиг. 4, низкотемпературная ударная вязкость стального листа значительно улучшается, что делает возможным получение доли вязкой составляющей при испытании на ударный разрыв на копре с падающим грузом (DWTT) при -60°C, равной 85% или более.In addition, the area fraction of polygonal ferrite is made equal to from 27 to 90%, thereby improving the balance between strength and toughness of the steel sheet. The polygon ferrite area fraction is made equal to 20% or more, and thereby, as shown in FIG. 4, the low temperature toughness of the steel sheet is significantly improved, which makes it possible to obtain a fraction of the viscous component when tested for impact testing on a drop impact copra (DWTT) at -60 ° C of 85% or more.
Кроме того, в металлической структуре стального листа остатком, иным, чем полигональный феррит, является твердая фаза, состоящая из бейнита и/или мартенсита. Доля площади твердой фазы становится равной от 10 до 73%, поскольку доля площади полигонального феррита составляет от 27 до 90%.In addition, in the metal structure of the steel sheet, a residue other than polygonal ferrite is a solid phase consisting of bainite and / or martensite. The fraction of the area of the solid phase becomes equal from 10 to 73%, since the proportion of the area of polygonal ferrite is from 27 to 90%.
Бейнит определяют как структуру, в которой карбиды, остаточный аустенит и мартенсит-аустенитный компонент (M-A) расположены между реечными, пластинчатыми или массивными бейнитными ферритами или в бейнитном феррите. Мартенсит является структурой, состоящей из реечного или пластинчатого феррита, в которой углерод растворен в виде пересыщенного твердого раствора, из которого не выделяются карбиды. Остаточный аустенит является таким аустенитом, сформированным при высокой температуре, который не претерпел γ/α превращение и сохраняется при комнатной температуре.Bainite is defined as a structure in which carbides, residual austenite and the martensite-austenitic component (M-A) are located between the rack, plate or massive bainitic ferrites or in bainitic ferrite. Martensite is a structure consisting of rack or plate ferrite in which carbon is dissolved as a supersaturated solid solution from which carbides are not released. Residual austenite is an austenite formed at high temperature that has not undergone the γ / α transformation and is maintained at room temperature.
В связи с этим, толщина высокопрочного стального листа по данному изобретению не ограничивается, однако особенно эффективно, когда толщина листа составляет от 20 до 40 мм. Аналогичным образом, толщина базового стального листа высокопрочной стальной трубы по данному изобретению не ограничивается, однако особенно эффективно, когда толщина листа составляет от 20 до 40 мм.In this regard, the thickness of the high-strength steel sheet according to this invention is not limited, however, it is especially effective when the sheet thickness is from 20 to 40 mm. Similarly, the thickness of the base steel sheet of the high strength steel pipe of the present invention is not limited, but is particularly effective when the thickness of the sheet is from 20 to 40 mm.
(Структура металла зоны термического влияния (HAZ))(Metal structure of the heat affected zone (HAZ))
Кроме того, для получения хорошей ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ) при чрезвычайно низкой температуре -60°C, в частности, в высокопрочной стальной трубе по данному изобретению, важно что структура металла в первичных γ-зернах в зоне термического влияния (HAZ) содержит внутризеренную преобразованную структуру.In addition, in order to obtain good toughness in the heat affected zone (HAZ) at an extremely low temperature of -60 ° C, in particular in the high-strength steel pipe according to this invention, it is important that the metal structure in the primary γ-grains in the heat affected zone (HAZ ) contains the intragranular transformed structure.
Фиг. 10(a) и Фиг. 10(b) представляют собой схематические виды для пояснения структуры зоны термического влияния (HAZ) в высокопрочной стальной трубе по данному изобретению и являются видами для пояснения внутризеренной преобразованной структуры. Фиг. 10(a) показывает, что состояние, в котором внутризеренные преобразованные структуры 12 не содержатся в первичных γ-зернах, и Фиг. 10(b) показывает состояние, в котором внутризеренные преобразованные структуры 12 содержатся в первичных γ-зернах. Как будет описано далее, высокопрочную стальную трубу по данному изобретению изготавливают таким образом, что, например, высокопрочный стальной лист (базовый материал) формуют в виде трубы, состыкованные участки сваривают, и экспандируют трубу. При этом интервал от расплавленного металла до определенного расстояния становится зоной термического влияния (HAZ).FIG. 10 (a) and FIG. 10 (b) are schematic views for explaining the structure of the heat affected zone (HAZ) in the high strength steel pipe of the present invention and are views for explaining the intragrain transformed structure. FIG. 10 (a) shows that a state in which the intragranular transformed
На Фиг. 10(a) и Фиг. 10(b), каждый символ 11 обозначает межзеренную границу первичного γ-аустенита, и область, окруженная этой межзеренной границей 11 первичного γ-зерна, соответствует внутренней области первичного γ-зерна. Межзеренная граница первичного γ-зерна является границей зерна аустенита, сформированного, когда базовая структура, подвергаемая воздействию высокой температуры посредством сварки, превращается в аустенит. Внутренняя область первичного γ-зерна подвергается γ/α превращению во время процесса охлаждения после сварки и является структурой, содержащей внутризеренные преобразованные структуры 12.In FIG. 10 (a) and FIG. 10 (b), each
Каждая из Фиг. 10(a) и Фиг. 10(b) показывает металлическую структуру двух первичных γ-зерен G1 и G2, находящихся в контакте друг с другом в зоне термического влияния (HAZ). Металлическая структура, показанная на Фиг. 10(a) и Фиг. 10(b), может быть обследована таким образом, что зону термического влияния (HAZ) травят ниталем или подобным, и увеличивают примерно в 100-500 раз посредством применения оптического микроскопа или сканирующего электронного микроскопа.Each of FIG. 10 (a) and FIG. 10 (b) shows the metal structure of two primary γ grains G1 and G2 in contact with each other in a heat affected zone (HAZ). The metal structure shown in FIG. 10 (a) and FIG. 10 (b) can be examined in such a way that the heat affected zone (HAZ) is etched with nital or the like and is enlarged about 100-500 times by using an optical microscope or scanning electron microscope.
В высокопрочной стальной трубе по данному изобретению, в частности, содержание Al устанавливают при 0,005% или менее, посредством чего делают возможным тонкое диспергирование оксидов Ti в стали и формирование внутризеренной преобразованной структуры в первичных γ-зернах в зоне термического влияния (HAZ) исходя из оксида Ti (включений).In the high-strength steel pipe of the present invention, in particular, the Al content is set to 0.005% or less, whereby fine dispersion of Ti oxides in steel and formation of an intragranular transformed structure in primary γ grains in the heat affected zone (HAZ) based on oxide Ti (inclusions).
При этом, как показано на Фиг. 10(a), в состоянии, в котором внутризеренные преобразованные структуры 12 не содержатся в первичных γ-зернах, зерна бейнита и зерна мартенсита 14, сформированные в первичных γ-зернах, не разделены, и размер кристаллических зерен в первичных γ-зернах не уменьшается.Moreover, as shown in FIG. 10 (a), in a state in which intragranular transformed
В противоположность этому, как показано на Фиг. 10(b), в первичных γ-зернах в зоне термического влияния (HAZ), образовано состояние, в котором оксиды Ti 12 тонко диспергированы, поскольку количество Al уменьшено, и добавлено подходящее количество Ti. (В связи с этим, оксиды Ti 12 являются чрезвычайно тонкими).In contrast, as shown in FIG. 10 (b), in primary γ grains in the heat affected zone (HAZ), a state is formed in which
При этом структура металла базового материала, нагретая вплоть до γ-области посредством сварки, превращена в аустенит, и в процессе охлаждения аустенита феррит или бейнитный феррит образуется в форме с радиальным расположением (лепестковой форме), при использовании оксида Ti 12, тонко диспергированного в стали, в качестве зародыша. Феррит, сформированный в лепестковой форме, называют внутризеренным ферритом, и бейнит в лепестковой форме называют внутризеренным бейнитом. В данном изобретении, внутризеренный феррит и внутризеренный бейнит совместно называют внутризеренной преобразованной структурой 13. Внутризеренные преобразованные структуры 13 имеют ориентации кристаллов, отличающиеся от ориентации зерен бейнита и зерен мартенсита, получаемых обычным образом, которые обозначены символом 14, что, соответственно, разделяет эти зерна бейнита и зерна мартенсита 14, приводя к тому, что размеры кристаллических зерен в первичном γ-зерне уменьшаются.In this case, the metal structure of the base material, heated up to the γ region by welding, is converted to austenite, and during cooling of austenite, ferrite or bainitic ferrite is formed in a form with a radial arrangement (petal shape) using
Как показано на Фиг. 10(b), в высокопрочной стальной трубе по данному изобретению внутризеренные преобразованные структуры 13 разделяют крупные бейнитные структуры и мартенситную структуру (зерна бейнита и зерна мартенсита 14) в первичном γ-зерне, делая посредством этого структуру зоны термического влияния (HAZ) тонкой в целом. В связи с этим, на Фиг. 10(b), с одной стороны, лишь в первичном γ-зерне G1, показано состояние, в котором зерна бейнита и зерна мартенсита 14 разделены внутризеренными преобразованными структурами 13, однако, с другой стороны, в первичном γ-зерне G2 также аналогичным образом образовано состояние, в котором внутризеренные преобразованные структуры 13 сформированы, чтобы разделять зерна бейнита и зерна мартенсита 14.As shown in FIG. 10 (b), in the high-strength steel pipe of the present invention, intragranular transformed
А именно, в высокопрочной стальной трубе по данному изобретению, в которой Al ограничивают 0,008% или менее, добавлено подходящее количество Ti, и посредством этого оксиды Ti тонко диспергированы, множество внутризеренных преобразованных структур сформировано в первичных γ-зернах зоны термического влияния (HAZ), чтобы разделять крупный бейнит (или мартенсит), сформированный в первичных γ-зернах, и посредством этого структура зоны термического влияния (HAZ) в целом сделана тонкой, и ударная вязкость в зоне термического влияния (HAZ) улучшена.Namely, in the high-strength steel pipe of this invention, in which Al is limited to 0.008% or less, a suitable amount of Ti is added, and thereby Ti oxides are finely dispersed, a plurality of intragranular transformed structures are formed in the primary γ-grains of the heat affected zone (HAZ), in order to separate the large bainite (or martensite) formed in the primary γ-grains, and thereby the structure of the heat affected zone (HAZ) is generally made thin and the toughness in the heat affected zone (HAZ) is improved.
Как указано выше, множество внутризеренных преобразованных структур желательно формируют таким образом, что размер зерна с высокоугловыми границами металлической структуры в зоне термического влияния (HAZ) может составлять 80 мкм или менее. Для дополнительного увеличения ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ) при чрезвычайно низкой температуре размер зерна с высокоугловыми границами металлической структуры в зоне термического влияния (HAZ) предпочтительно делают равным 70 мкм или менее, и более предпочтительно делают равным 60 мкм или менее. В связи с этим, как описано выше, размер зерна с высокоугловыми границами является размером кристаллического зерна, относящимся к границе раздела, имеющей угловой сдвиг 15° или более, в качестве границы зерна и измеряется методом с применением EBSP. В металлической структуре зоны термического влияния (HAZ), границу раздела, имеющую угловой сдвиг (границу зерна) определяют как высокоугловую границу зерна, и максимальный размер зерна из размеров кристаллических зерен, окруженных высокоугловой границей, определяют как размер зерна с высокоугловой границей, эффективный для ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ) (эффективный размер кристаллического зерна).As indicated above, many intragranular transformed structures are desirably formed in such a way that the grain size with high angle boundaries of the metal structure in the heat affected zone (HAZ) can be 80 μm or less. To further increase the impact strength in the heat affected zone (HAZ) at an extremely low temperature, the grain size with high angle boundaries of the metal structure in the heat affected zone (HAZ) is preferably made equal to 70 μm or less, and more preferably made equal to 60 μm or less. In this regard, as described above, the grain size with high angle boundaries is the size of the crystalline grain related to the interface having an angular shift of 15 ° or more, as the grain boundary and is measured by the method using EBSP. In the metal structure of the heat affected zone (HAZ), an interface having an angular shift (grain boundary) is defined as a high angle grain boundary, and the maximum grain size from crystalline grain sizes surrounded by a high angle boundary is defined as a high angle grain size effective for impact viscosity in the heat affected zone (HAZ) (effective crystalline grain size).
В данном изобретении температуру начала γ/α превращения в зоне термического влияния (HAZ), полученную посредством (Выражения 3) выше устанавливают от 500 до 600°C, и посредством этого промотируется формирование внутризеренных преобразованных структур, и размер зерна с высокоугловыми границами металлической структуры в зоне термического влияния (HAZ) становится равным 80 мкм или менее. При этом Фиг. 11 представляет собой фотографию, показывающую металлическую структуру зоны термического влияния (HAZ), когда температура начала γ/α превращения выше, чем 600°C. Кроме того, Фиг. 12 представляет собой фотографию, показывающую металлическую структуру зоны термического влияния (HAZ), когда температура начала γ/α превращения составляет от 500 до 600°C. В каждом месте, указанном стрелкой на рисунках, имеется оксид Ti, являющийся зародышем формирования для внутризеренной преобразованной структуры. Возможно, что металлические структуры на Фиг. 11 и Фиг. 12 являются по существу одинаковыми в отношении количества Al, количества Ti и количества кислорода, несмотря на разные температуры начала γ/α превращения, так что они являются одинаковыми также в отношении состояния дисперсии оксидов Ti. Однако, как показано на Фиг. 11, когда температура начала γ/α превращения выше чем 600°C, число сформированных внутризеренных преобразованных структур уменьшено и размер зерна с высокоугловыми границами превышает 80 мкм. В связи с этим, когда температура начала γ/α превращения уменьшается до менее чем 500°C, размер зерна с высокоугловыми границами превышает 80 мкм аналогичным образом. В противоположность этому, как показано на Фиг. 12, когда температура начала γ/α превращения составляет от 500 до 600°C, промотируется внутризеренное превращение с формированием множества внутризеренных преобразованных структур, так что размер зерен с высокоугловыми границами становится равным 80 мкм или менее.In the present invention, the onset temperature of the γ / α transformation in the heat affected zone (HAZ) obtained by (Expressions 3) above is set to 500 to 600 ° C, and thereby the formation of intragranular transformed structures and grain size with high-angle boundaries of the metal structure are promoted the heat affected zone (HAZ) becomes 80 μm or less. Moreover, FIG. 11 is a photograph showing the metal structure of a heat affected zone (HAZ) when the start temperature of the γ / α transformation is higher than 600 ° C. In addition, FIG. 12 is a photograph showing the metal structure of the heat affected zone (HAZ) when the start temperature of the γ / α transformation is from 500 to 600 ° C. In each place indicated by the arrow in the figures, there is Ti oxide, which is the nucleus of formation for the intragranular transformed structure. It is possible that the metal structures in FIG. 11 and FIG. 12 are essentially the same with respect to the amount of Al, the amount of Ti, and the amount of oxygen, despite different temperatures of the onset of γ / α conversion, so that they are also the same with respect to the dispersion state of the Ti oxides. However, as shown in FIG. 11, when the start temperature of the γ / α transformation is higher than 600 ° C, the number of formed intragranular transformed structures is reduced and the grain size with high angle boundaries exceeds 80 μm. In this regard, when the temperature of the onset of the γ / α transformation decreases to less than 500 ° C, the grain size with high-angle boundaries exceeds 80 μm in a similar manner. In contrast, as shown in FIG. 12, when the start temperature of the γ / α transformation is from 500 to 600 ° C, the intragranular transformation is promoted to form a plurality of intragranular transformed structures, so that the grain size with high angle boundaries becomes 80 μm or less.
Кроме того, в высокопрочной стальной трубе по данному изобретению, мартенсит-аустенитный компонент (M-A) является структурой, вредной для ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ). Поэтому, долю мартенсит-аустенитного компонента (M-A) в зоне термического влияния (HAZ) делают равной 2,5% или менее в расчете на долю площади. В связи с этим, для стабильного получения высокой ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ), доля мартенсит-аустенитного компонента (M-A) предпочтительно делают равной 2,2 % или менее в расчете на долю площади, и для получения более высокой ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ), долю мартенсит-аустенитного компонента (M-A) предпочтительно делают равной 1,7% или менее, и более предпочтительно делают равной 1,3% или менее.In addition, in the high-strength steel pipe of this invention, the martensite-austenitic component (M-A) is a structure harmful to impact strength in the heat affected zone (HAZ). Therefore, the proportion of the martensite-austenitic component (M-A) in the heat affected zone (HAZ) is made equal to 2.5% or less, based on the area fraction. In this regard, in order to stably obtain high impact strength in the heat affected zone (HAZ), the proportion of martensite-austenitic component (MA) is preferably made equal to 2.2% or less based on the area fraction, and to obtain a higher impact strength in heat affected zone (HAZ), the proportion of the martensite-austenitic component (MA) is preferably made equal to 1.7% or less, and more preferably made equal to 1.3% or less.
При этом Фиг. 13 представляет собой фотографию, показывающую металлическую структуру зоны термического влияния (HAZ) когда доля площади мартенсит-аустенитного компонента (M-A) составляет 2,2%. Кроме того, Фиг. 14 представляет собой фотографию, показывающую металлическую структуру зоны термического влияния (HAZ) когда доля площади мартенсит-аустенитного компонента (M-A) составляет 3,0%. На Фиг. 13 и Фиг. 14, мартенсит-аустенитный компонент (M-A) имеет вид белого участка. Как показано на Фиг. 13, когда доля площади мартенсит-аустенитного компонента (M-A) составляет 2,2%, vTrs (температура порога хладноломкости с образованием трещин) становится равной -65°C, и обеспечивается низкотемпературная ударная вязкость при -60°C или ниже. В противоположность этому, как показано на Фиг. 14, когда доля площади мартенсит-аустенитного компонента (M-A) составляет 3,0%, vTrs (температура порога хладноломкости с образованием трещин) становится равной -55°C, и низкотемпературная ударная вязкость при -60°C или ниже больше не обеспечивается.Moreover, FIG. 13 is a photograph showing the metal structure of a heat affected zone (HAZ) when the area fraction of the martensite-austenitic component (M-A) is 2.2%. In addition, FIG. 14 is a photograph showing the metal structure of the heat affected zone (HAZ) when the area fraction of the martensite-austenitic component (M-A) is 3.0%. In FIG. 13 and FIG. 14, the martensite-austenitic component (M-A) has the appearance of a white area. As shown in FIG. 13, when the area fraction of the martensite-austenitic component (M-A) is 2.2%, vTrs (cold brittleness threshold temperature with cracking) becomes -65 ° C, and a low temperature impact strength is ensured at -60 ° C or lower. In contrast, as shown in FIG. 14, when the area fraction of the martensite-austenitic component (M-A) is 3.0%, vTrs (cold brittleness threshold temperature with cracking) becomes -55 ° C, and the low temperature impact strength at -60 ° C or lower is no longer provided.
В связи с этим, на Фиг. 13 и Фиг. 14, измерение доли мартенсит-аустенитных компонентов (M-An) выполняют на основании долей площади, полученных, когда металлическую структуру зоны термического влияния (HAZ) обследуют при увеличении 500 посредством применения оптического микроскопа.In this regard, in FIG. 13 and FIG. 14, the measurement of the fraction of martensite-austenitic components (M-An) is performed based on the area fractions obtained when the metal structure of the heat affected zone (HAZ) is examined at a magnification of 500 by using an optical microscope.
В связи с этим, когда предел прочности на растяжение базового стального листа составляет от 500 до 800 МПа при условии, что окружное направление высокопрочной стальной трубы по данному изобретению установлено в направлении растяжения, эффект по данному изобретению может быть увеличен.In this regard, when the tensile strength of the base steel sheet is from 500 to 800 MPa, provided that the circumferential direction of the high-strength steel pipe according to this invention is set in the direction of tension, the effect according to this invention can be increased.
(Способ изготовления)(Preparation method)
Далее, будут разъяснены способы изготовления высокопрочного стального листа и высокопрочной стальной трубы по данному изобретению. Вначале, стальную плоскую заготовку, имеющую вышеописанный химический состав, нагревают до 950°C или выше, подвергают горячей прокатке при Ar3 или выше, и затем медленно охлаждают, после чего подвергают ускоренному охлаждению до температуры Bs или ниже, полученной посредством (Выражения 4) ниже, начиная от температуры в интервале от Ar3-100°C до Ar3-10°C, при средней скорости охлаждения 10°C/с или более.Next, methods for manufacturing the high strength steel sheet and high strength steel pipe of the present invention will be explained. First, a steel flat billet having the above chemical composition is heated to 950 ° C or higher, hot rolled at Ar 3 or higher, and then slowly cooled, and then subjected to accelerated cooling to a temperature Bs or lower obtained by (Expression 4) lower, starting from a temperature ranging from Ar 3 −100 ° C to Ar 3 −10 ° C, with an average cooling rate of 10 ° C / s or more.
Bs (°C)=830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo (Выражение 4)Bs (° C) = 830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo (Expression 4)
При этом C, Mn, Ni, Cr и Mo в (Выражении 4) выше обозначают содержание соответствующих элементов [масс. %]. Ni, Cu, Cr, и Mo подсчитывают как 0, когда величины их содержания равны 0%.Moreover, C, Mn, Ni, Cr and Mo in (Expression 4) above denote the content of the corresponding elements [mass. %]. Ni, Cu, Cr, and Mo are counted as 0 when their contents are 0%.
Вышеописанный химический состав, содержащий B, создают и посредством этого способность к прокаливаемости увеличивают, чтобы сдерживать формирование феррита в зоне термического влияния (HAZ), однако полигональный феррит для улучшения деформируемости и низкотемпературной ударной вязкости может быть сформирован в высокопрочном стальном листе, являющемся базовым материалом. В соответствии с данным изобретением, в частности, посредством выбора элементов, улучшающих способность к прокаливаемости, иных, чем Mo, в качестве третьего элемента, добавляемого вместе с B, прокатка при низкой температуре, при которой прикладывается нагрузка на стадии прокатки, не требуется, и лишь посредством установления начальной температуры ускоренного охлаждения, выполняемого после горячей прокатки, в интервале от Ar3-100°C до Ar3-10°C, доля площади полигонального феррита в стальном листе становится равной от 27 до 90%.The above chemical composition containing B is created and thereby the hardenability is increased to inhibit the formation of ferrite in the heat affected zone (HAZ), however polygonal ferrite can be formed in high-strength steel sheet, which is the base material, to improve deformability and low temperature impact strength. In accordance with this invention, in particular, by selecting elements that improve the hardenability, other than Mo, as the third element added together with B, rolling at a low temperature at which a load is applied in the rolling step is not required, and only by establishing the initial temperature of accelerated cooling performed after hot rolling in the range from Ar 3 −100 ° C to Ar 3 −10 ° C, does the proportion of polygonal ferrite in the steel sheet become equal to from 27 to 90%.
В способе изготовления сталь, изготовленную при вышеописанном химическом составе, первоначально плавят на стадии производства стали и затем отливают, чтобы сформировать стальную плоскую заготовку. На стадии производства стали, сталь содержит Si и Mn, добавленные к ней, чтобы подвергнуть слабому раскислению, и кроме того содержит Ti, добавленный к ней, чтобы расплавить таким образом, чтобы иметь вышеописанный химический состав, и затем ее отливают, чтобы сформировать стальную плоскую заготовку. Плавление и литье стали могут быть выполнены обычными способами, однако непрерывное литье является предпочтительным, с точки зрения производительности. Затем стальную плоскую заготовку повторно нагревают для горячей прокатки.In the manufacturing method, steel made with the above chemical composition is initially melted at the steel production stage and then cast to form a steel flat billet. At the steelmaking stage, steel contains Si and Mn added to it to undergo weak deoxidation, and furthermore contains Ti added to it to melt so as to have the above chemical composition, and then it is cast to form a steel flat harvesting. Steel melting and casting can be performed by conventional methods, however, continuous casting is preferred from the point of view of performance. Then the steel flat billet is reheated for hot rolling.
Температуру повторного нагрева при горячей прокатке устанавливают при 950°C или выше. Это обусловлено тем, что горячую прокатку выполняют при температуре, при которой структура стали становится одиночной фазой аустенита, а именно, аустенитной областью, что уменьшает размер кристаллических зерен базового стального листа.The hot rolling reheat temperature is set at 950 ° C or higher. This is due to the fact that hot rolling is performed at a temperature at which the steel structure becomes a single austenite phase, namely, the austenitic region, which reduces the size of the crystalline grains of the base steel sheet.
Верхний предел температуры нагревания не предписывается особым образом, однако для сдерживания увеличения эффективного размера кристаллических зерен температуру нагревания устанавливают предпочтительно при 1250°C или ниже. В связи с этим, для увеличения доли площади полигонального феррита, верхний предел температуры нагревания устанавливают предпочтительно при 1100°C или ниже, и более предпочтительно устанавливают при 1050°C или ниже.The upper limit of the heating temperature is not prescribed in a special way, however, to limit the increase in the effective size of the crystal grains, the heating temperature is preferably set at 1250 ° C. or lower. In this regard, in order to increase the area fraction of polygonal ferrite, the upper limit of the heating temperature is preferably set at 1100 ° C or lower, and more preferably is set at 1050 ° C or lower.
Затем нагретую стальную плоскую заготовку подвергают горячей прокатке посредством нескольких проходов при регулировании температуры и коэффициента обжатия, и после завершения выполняют воздушное охлаждение и подвергают ускоренному охлаждению. Для уменьшения размеров кристаллических зерен базового стального листа коэффициент обжатия при горячей прокатке в области рекристаллизации выше чем 900°C устанавливают предпочтительно при 2,0 или более. Коэффициент обжатия в области рекристаллизации означает отношение толщины листа стальной плоской заготовки и толщины листа при 900°C. Кроме того, горячую прокатку требуется завершать при температуре Ar3 или выше, при которой структура базового материала становится одиночной фазой аустенита. Когда горячую прокатку выполняют при более низкой температуре, чем Ar3, производительность уменьшается. Кроме того, формируется обработанный феррит, имеющий соотношение размеров более чем 4, образуется излом в форме, называемой разделением, и поглощенная энергия при испытании на ударную вязкость по Шарпи уменьшается.Then, the heated steel flat billet is subjected to hot rolling by several passes while controlling the temperature and compression ratio, and after completion, air cooling is performed and subjected to accelerated cooling. In order to reduce the size of the crystal grains of the base steel sheet, the hot rolling reduction ratio in the recrystallization region higher than 900 ° C is preferably set to 2.0 or more. The reduction ratio in the recrystallization region means the ratio of the sheet thickness of the steel plate and the sheet thickness at 900 ° C. In addition, hot rolling must be completed at Ar 3 or higher, at which the structure of the base material becomes a single austenite phase. When hot rolling is performed at a lower temperature than Ar 3 , productivity decreases. In addition, a processed ferrite is formed having a size ratio of more than 4, a kink is formed in a form called separation, and the absorbed energy when tested for Charpy impact strength is reduced.
В связи с этим, в данном изобретении также возможно, что в конце стадии горячей прокатки, начальную температуру прокатки устанавливают в интервале от Ar3 до Ar3+100°C и выполняют прокатку нерекристаллизованной γ-области, осуществляемую в нерекристаллизованной γ-области при 900°C или ниже. В этом случае, когда принимается во внимание производительность, начальную температуру прокатки устанавливают предпочтительно в интервале от Ar3+60 до Ar3+100°C. Для уменьшения эффективного размера кристаллических зерен базового стального листа, коэффициент обжатия при горячей прокатке в нерекристаллизованной γ-области устанавливают предпочтительно при 2,5 или более, и для дополнительного уменьшения эффективного размера кристаллических зерен коэффициент обжатия устанавливают предпочтительно при 3,0 или более. В связи с этим, в данном изобретении коэффициент обжатия при прокатке нерекристаллизованной γ-области представляет собой величину, полученную делением толщины листа при 900°C на толщину листа, полученную после завершения горячей прокатки.In this regard, in the present invention it is also possible that at the end of the hot rolling step, the initial rolling temperature is set in the range from Ar 3 to Ar 3 + 100 ° C and the unrecrystallized γ region is rolled in the unrecrystallized γ region at 900 ° C or lower. In this case, when productivity is taken into account, the initial rolling temperature is preferably set in the range from Ar 3 +60 to Ar 3 + 100 ° C. To reduce the effective crystal grain size of the base steel sheet, the hot rolling compression ratio in the unrecrystallized γ region is preferably set to 2.5 or more, and to further reduce the effective crystal grain size, the compression ratio is preferably set to 3.0 or more. In this regard, in this invention, the reduction ratio during rolling of the unrecrystallized γ-region is the value obtained by dividing the sheet thickness at 900 ° C by the thickness of the sheet obtained after the completion of hot rolling.
В связи с этим, верхние пределы коэффициентов обжатия в нерекристаллизованной γ-области и области рекристаллизации не предписываются, однако, когда учитываются толщина листа стальной плоской заготовки перед горячей прокаткой и толщина стального листа после горячей прокатки, верхние пределы обычно составляют 12,0 или менее.In this regard, the upper limits of the reduction coefficients in the unrecrystallized γ-region and the recrystallization region are not prescribed, however, when the sheet thickness of the steel flat billet before hot rolling and the thickness of the steel sheet after hot rolling are taken into account, the upper limits are usually 12.0 or less.
В данном изобретении, в качестве третьего элемента, добавляемого вместе с B, выбор элементов, улучшающих способность к прокаливаемости, иных, чем Mo, является чрезвычайно важным. Это обусловлено тем, что в стали с совместным добавлением Mo-B, эффект способности к прокаливаемости которой значительно улучшается посредством совместного добавления B и Mo, превращение феррита существенно замедляется.In the present invention, as the third element added together with B, the selection of elements that improve the hardenability, other than Mo, is extremely important. This is because in steel with co-addition of Mo-B, the hardenability effect of which is significantly improved by co-adding B and Mo, the conversion of ferrite is significantly slowed down.
В таком случае, при условии, что выбраны элементы, иные, чем Mo, чтобы таким образом увеличить способность к прокаливаемости, формирование зерен феррита на межзеренных границах в зоне термического влияния (HAZ) сдерживается, и формирование полигонального феррита в базовом материале облегчается. При этом легирующие элементы, иные, чем Mo, применяют, чтобы привести Ceq, являющийся показателем способности к прокаливаемости, к интервалу от 0,30 до 0,53. Для достижения этого, в дополнение к C, могут также быть выбраны такие элементы как Mn, Cr, Ni и Cu.In this case, provided that elements other than Mo are selected in order to increase hardenability, the formation of ferrite grains at grain boundaries in the heat affected zone (HAZ) is restrained, and the formation of polygonal ferrite in the base material is facilitated. Moreover, alloying elements other than Mo are used to bring Ceq, which is an indicator of hardenability, to the range from 0.30 to 0.53. To achieve this, in addition to C, elements such as Mn, Cr, Ni, and Cu may also be selected.
Для формирования полигонального феррита в базовом материале начальную температуру горячей прокатки устанавливают при низкой температура Ar3+60°C или ниже, и не требуется деформационная прокатка (низкотемпературная прокатка) при коэффициенте обжатия 1,5 или более. Однако ускоренное охлаждение после горячей прокатки требуется для начала в интервале от Ar3-100°C до Ar3-10°C. Посредством этого доля площади полигонального феррита стального листа, являющегося базовым материалом, становится равным от 27 до 90%. В связи с этим, начальную температуру ускоренного охлаждения устанавливают предпочтительно в интервале от Ar3-70°C до Ar3-20°C.To form polygonal ferrite in the base material, the initial temperature of hot rolling is set at a low temperature of Ar 3 + 60 ° C or lower, and deformation rolling (low temperature rolling) with a compression ratio of 1.5 or more is not required. However, accelerated cooling after hot rolling is required to start in the range from Ar 3 -100 ° C to Ar 3 -10 ° C. Due to this, the proportion of the polygonal ferrite area of the steel sheet, which is the base material, becomes equal to from 27 to 90%. In this regard, the initial temperature of accelerated cooling is preferably set in the range from Ar 3 -70 ° C to Ar 3 -20 ° C.
В связи с этим, перед прокаткой вышеописанной нерекристаллизованной γ-области может быть также выполнена рекристаллизационная прокатка. Рекристаллизационная прокатка является прокаткой в области рекристаллизации при температуре выше чем 900°C, и прокатка нерекристаллизованной области является прокаткой в нерекристаллизованной области при 900°C или ниже. Рекристаллизационная прокатка может также быть начата сразу же после того, как стальная плоская заготовка извлечена из нагревательной печи, так что ее начальная температура не предписывается особым образом. Кроме того, прокатка с несколькими проходами может также быть выполнена при одновременном регулировании температуры и коэффициента обжатия.In this regard, before rolling of the above-described unrecrystallized γ-region, recrystallization rolling can also be performed. Recrystallization rolling is rolling in the recrystallization region at a temperature higher than 900 ° C, and rolling of the non-crystallized region is rolling in the non-crystallized region at 900 ° C or lower. Recrystallization rolling can also be started immediately after the steel flat billet is removed from the heating furnace, so that its initial temperature is not prescribed in a special way. In addition, rolling with several passes can also be performed while controlling the temperature and compression ratio.
Кроме того, для уменьшения эффективного размера кристаллических зерен стального листа, коэффициенты обжатия при рекристаллизационной прокатке и прокатке нерекристаллизованной γ-области предпочтительно устанавливают при 1,5 или более.In addition, in order to reduce the effective crystal grain size of the steel sheet, compression ratios during recrystallization rolling and rolling of the unrecrystallized γ region are preferably set to 1.5 or more.
Кроме того, после завершения горячей прокатки выполняют медленное охлаждение и затем выполняют ускоренное охлаждение. Для формирования от 27 до 90%, в расчете на долю площади, полигонального феррита, медленное охлаждение требуется выполнять до температуры ниже чем Ar3 после того, как завершена прокатка нерекристаллизованной γ-области. Соответственно, необходимо начинать вышеописанное ускоренное охлаждение при температуре в интервале от Ar3-100°C до Ar3-10°C.In addition, after the hot rolling is completed, slow cooling is performed and then accelerated cooling is performed. To form from 27 to 90%, calculated on the basis of the area, polygonal ferrite, slow cooling must be performed to a temperature lower than Ar 3 after rolling of the unrecrystallized γ-region is completed. Accordingly, it is necessary to start the above accelerated cooling at a temperature in the range from Ar 3 -100 ° C to Ar 3 -10 ° C.
Кроме того, для подавления образования перлита, крупного цементита и крупного мартенсит-аустенитного компонента (M-A), чтобы обеспечить предел прочности на растяжение и ударную вязкость, требуется, чтобы средняя скорость вышеописанного ускоренного охлаждения была установлена при 10°C/с или более. Как указано выше, медленное охлаждение выполняют до начальной температуры ускоренного охлаждения, чтобы сформировать полигональный феррит, и затем выполняют ускоренное охлаждение, посредством чего делают возможным вызывание бейнитного превращения и мартенситного превращения и улучшение прочности и ударной вязкости. В связи с этим, среднюю скорость охлаждения ускоренного охлаждения устанавливают предпочтительно при 20°C/с или более.In addition, in order to suppress the formation of perlite, coarse cementite, and coarse martensite-austenitic component (M-A), in order to provide tensile strength and toughness, it is required that the average rate of accelerated cooling described above be set at 10 ° C / s or more. As indicated above, slow cooling is carried out to an initial temperature of accelerated cooling to form polygonal ferrite, and then accelerated cooling is performed, whereby it is possible to induce bainitic transformation and martensitic transformation and to improve strength and toughness. In this regard, the average cooling rate of accelerated cooling is preferably set at 20 ° C / s or more.
В связи с этим, определенный период воздушного охлаждения обычно продолжается до тех пор, пока не начинают ускоренное охлаждение после горячей прокатки. Охлаждение (медленное охлаждение) до начальной температуры ускоренного охлаждения после горячей прокатки может также быть выполнено во время этого периода воздушного охлаждения. Это охлаждение определяют как медленное охлаждение при средней скорости охлаждения менее чем 10°C/с. Как указано выше, охлаждение до тех пор, пока не начинают ускоренное охлаждение, определяют как медленное охлаждение (при средней скорости охлаждения менее чем 10°C/с), посредством чего делают возможным формирование полигонального феррита эффективным образом.In this regard, a certain period of air cooling usually lasts until accelerated cooling begins after hot rolling. Cooling (slow cooling) to an initial temperature of accelerated cooling after hot rolling may also be performed during this air cooling period. This cooling is defined as slow cooling at an average cooling rate of less than 10 ° C / s. As indicated above, cooling until accelerated cooling is started is defined as slow cooling (at an average cooling rate of less than 10 ° C / s), whereby polygonal ferrite can be formed in an efficient manner.
При этом каждую скорость охлаждения определяют как среднюю скорость в центре по толщине листа стальной плоской заготовки, и каждую температуру определяют как среднюю температуру стальной плоской заготовки.In this case, each cooling rate is determined as the average speed in the center along the thickness of the sheet of the steel flat billet, and each temperature is determined as the average temperature of the steel flat billet.
Кроме того, в отношении вышеописанного ускоренного охлаждения, для обеспечения прочности посредством сдерживания формирования перлита, крупного цементита и крупного мартенсит-аустенитного компонента (M-A) и формирования твердой фазы, состоящей из бейнита и/или мартенсита, температуру прекращения ускоренного охлаждения требуется устанавливать при Bs или ниже, которую получают посредством (Выражения 4) ниже. В связи с этим, Bs является начальной температурой бейнитного превращения, и известно, что она уменьшается посредством добавления легирующих элементов, как показано в (Выражении 4) ниже. При условии, что ускоренное охлаждение выполняют до температуры Bs или ниже, может быть сформирован бейнит.In addition, with respect to the above accelerated cooling, in order to ensure strength by inhibiting the formation of perlite, coarse cementite and coarse martensite-austenitic component (MA) and the formation of a solid phase consisting of bainite and / or martensite, the termination temperature of accelerated cooling must be set at Bs or below, which is obtained through (Expression 4) below. In this regard, Bs is the initial temperature of the bainitic transformation, and it is known that it decreases by adding alloying elements, as shown in (Expression 4) below. Provided that accelerated cooling is performed to a temperature of Bs or lower, bainite can be formed.
Bs (°C)=830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo (Выражение 4)Bs (° C) = 830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo (Expression 4)
Кроме того, нижний предел температуры прекращения ускоренного охлаждения не предписывается, и ускоренное охлаждение может также быть выполнено до комнатной температуры. Однако, если принимать во внимание производительность и водородные дефекты, то температура прекращения составляет предпочтительно 150°C или выше.In addition, a lower limit for the termination temperature of accelerated cooling is not prescribed, and accelerated cooling can also be performed to room temperature. However, if performance and hydrogen defects are taken into account, the termination temperature is preferably 150 ° C. or higher.
Кроме того, высокопрочная стальная труба по данному изобретению может быть изготовлена таким образом, что высокопрочный стальной лист, изготовленный вышеописанным способом, применяют в качестве базового материала для формования в виде трубы посредством UO-процесса, JCO-процесса или стадии вальцевания с изгибом, состыкованные участки сваривают электродуговой сваркой изнутри и снаружи и затем трубу экспандируют.In addition, the high-strength steel pipe according to this invention can be manufactured in such a way that the high-strength steel sheet manufactured by the above method is used as a base material for molding in the form of a pipe by means of the UO process, the JCO process or the bending stage, joined sections welded by electric arc welding inside and out and then the pipe is expanded.
Что касается вышеописанной электродуговой сварки, предпочтительно применяют электродуговую сварку под флюсом, принимая во внимание ударную вязкость металла сварного шва и производительность. Когда высокопрочный стальной лист, имеющий толщину от 20 до 40 мм, используют в качестве базового материала для изготовления сварной стальной трубы, в частности, тепло, подводимое электродуговой сваркой под флюсом, выполняемой изнутри и снаружи, устанавливают предпочтительно в интервале от 3,0 до 10,0 кДж/мм. При условии, что подводимое тепло находится в этом интервале, в стальной трубе по данному изобретению, имеющей вышеописанный химический состав, размер зерен с высокоугловыми границами зоны термического влияния (HAZ), который является эффективным размером кристаллических зерен, становится равным 80 мкм или менее и может быть получена превосходная низкотемпературная ударная вязкость.With regard to the above-described electric arc welding, submerged arc welding is preferably used, taking into account the toughness of the weld metal and productivity. When a high-strength steel sheet having a thickness of 20 to 40 mm is used as a base material for the manufacture of a welded steel pipe, in particular, heat supplied by submerged arc welding, inside and out, is preferably set in the range from 3.0 to 10 , 0 kJ / mm. Provided that the heat input is in this range, in a steel pipe according to this invention having the above chemical composition, the grain size with high angle boundaries of the heat affected zone (HAZ), which is the effective size of the crystalline grains, becomes 80 μm or less and can Excellent low temperature toughness can be obtained.
Кроме того, когда электродуговую сварку под флюсом выполняют изнутри и снаружи для каждого прохода, тепло, подводимое сваркой изнутри, и тепло, подводимое сваркой снаружи, не обязательно должны быть одинаковыми, и тепло, подводимое изнутри и снаружи, может также быть до некоторой степени различным.In addition, when submerged arc welding is performed internally and externally for each pass, the heat supplied by welding from the inside and the heat supplied by welding from the outside need not be the same, and the heat supplied from inside and outside may also be somewhat different .
После электродуговой сварки труба может также быть экспандирована для улучшения круглости стальной трубы. Когда круглость стальной трубы увеличивают посредством экспандирования трубы, стальную трубу требуется деформировать до пластической области, так что степень экспандирования предпочтительно устанавливают при 0,7% или более. В связи с этим, степень экспандирования является величиной разности между длиной внешней окружности стальной трубы после экспандирования и длиной внешней окружности стальной трубы перед экспандированием, деленной на длину внешней окружности стальной трубы перед экспандированием, выраженной в процентах. Когда степень экспандирования установлена при величине более чем 2%, имеется опасность того, что ударная вязкость как базового материала, так и зоны сварки будет уменьшена вследствие пластической деформации. Соответственно, степень экспандирования предпочтительно устанавливают в интервале от 0,7 до 2,0%.After electric arc welding, the pipe can also be expanded to improve the roundness of the steel pipe. When the roundness of the steel pipe is increased by expanding the pipe, the steel pipe needs to be deformed to a plastic region, so that the degree of expansion is preferably set at 0.7% or more. In this regard, the degree of expansion is the difference between the length of the outer circumference of the steel pipe after expansion and the length of the outer circumference of the steel pipe before expansion, divided by the length of the outer circumference of the steel pipe before expansion, expressed as a percentage. When the degree of expansion is set at a value of more than 2%, there is a risk that the toughness of both the base material and the weld zone will be reduced due to plastic deformation. Accordingly, the degree of expansion is preferably set in the range from 0.7 to 2.0%.
Кроме того, для зоны сварки и зоны термического влияния (HAZ) полученной стальной трубы может быть также выполнена термообработка. Когда зону сварки и зону термического влияния (HAZ) нагревают до температуры от 300 до 600°C, в частности, крупный мартенсит-аустенитный компонент (M-A), сформированный вдоль межзеренных границ первичного аустенита разлагается на бейнита и тонкий цементит, так что ударная вязкость улучшается. В связи с этим, когда температура нагревания ниже чем 300°C, разложение крупного мартенсит-аустенитного компонента (M-A) становится иногда неполным, что делает невозможным получение эффекта улучшения ударной вязкости в достаточной мере, так что нижний предел устанавливают предпочтительно при 300°C или выше. С другой стороны, когда зона сварки нагревают до выше чем 600°C, иногда формируются преципитаты, что ухудшает ударную вязкость металла сварного шва, так что верхний предел устанавливают предпочтительно при 600°C или ниже. Когда мартенсит-аустенитный компонент (M-A), сформированный в зоне термического влияния (HAZ), разлагается на бейнит и цементит, образуется результирующий продукт, имеющий такую же форму, что и мартенсит-аустенитный компонент (M-A), и содержащий тонкие белые преципитаты, и он может быть отличен от мартенсит-аустенитного компонента (M-A) посредством обследования с помощью сканирующего электронного микроскопа (SEM).In addition, heat treatment can also be performed for the weld zone and the heat affected zone (HAZ) of the resulting steel pipe. When the weld zone and heat affected zone (HAZ) are heated to a temperature of 300 to 600 ° C, in particular, the large martensite-austenitic component (MA) formed along the grain boundaries of the primary austenite decomposes into bainite and fine cementite, so that the toughness improves . In this regard, when the heating temperature is lower than 300 ° C, the decomposition of the large martensite-austenitic component (MA) sometimes becomes incomplete, which makes it impossible to obtain the effect of improving the toughness sufficiently, so that the lower limit is set preferably at 300 ° C or above. On the other hand, when the weld zone is heated to higher than 600 ° C, precipitates are sometimes formed, which impairs the toughness of the weld metal, so that the upper limit is preferably set at 600 ° C or lower. When the martensite-austenitic component (MA) formed in the heat affected zone (HAZ) decomposes into bainite and cementite, a resulting product is formed that has the same shape as the martensite-austenitic component (MA) and contains fine white precipitates, and it can be distinguished from the martensite-austenitic component (MA) by examination with a scanning electron microscope (SEM).
Что касается термообработки, зона сварки и зона термического влияния (HAZ) могут быть нагреты горелкой снаружи или могут быть также подвергнуты высокочастотному нагреву. Труба может быть охлаждена сразу же после того, как ее внешняя поверхность достигает температуры термообработки, однако ее предпочтительно выдерживают в течение от 1 до 600 с для поддержания разложения мартенсит-аустенитного компонента (M-A). Однако, когда принимаются во внимание затраты на оборудование и производительность, время выдерживания устанавливают предпочтительно при 300 с или менее.With regard to heat treatment, the weld zone and the heat affected zone (HAZ) may be heated externally by the burner or may also be subjected to high frequency heating. The pipe can be cooled immediately after its outer surface reaches the heat treatment temperature, however, it is preferably held for 1 to 600 s to maintain decomposition of the martensite-austenitic component (M-A). However, when equipment costs and productivity are taken into account, the holding time is preferably set at 300 s or less.
Высокопрочный стальной лист в соответствии с данным изобретением, разъясненный выше, имеет компонент стали с высокой способностью к прокаливаемости, в котором добавлен B, количество добавляемого Mo ограничено, и, кроме того, углеродный эквивалент Ceq и параметр образования трещин Pcm находятся в вышеописанных интервалах. Помимо этого, структура металла является композиционной структурой, состоящей из мягкого и тонкого полигонального феррита и твердой фазы, состоящей из бейнита и/или мартенсита. Поэтому структура металла делает возможным сдерживание формирования крупных зерен феррита на межзеренных границах и улучшение низкотемпературной ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ) и также улучшение низкотемпературной ударной вязкости базового материала. Кроме того, структура металла является композиционной структурой из полигонального феррита бейнита и/или мартенсита, так что отношение напряжения при пределе текучести к пределу прочности может быть сдержано, и может быть получена превосходная деформируемость.The high-strength steel sheet according to this invention, explained above, has a hardenability steel component in which B is added, the amount of Mo added is limited, and in addition, the carbon equivalent Ceq and the cracking parameter Pcm are in the above-described ranges. In addition, the metal structure is a composite structure consisting of soft and fine polygonal ferrite and a solid phase consisting of bainite and / or martensite. Therefore, the metal structure makes it possible to restrain the formation of large ferrite grains at grain boundaries and to improve the low temperature impact strength in the heat affected zone (HAZ) and also to improve the low temperature impact strength of the base material. In addition, the metal structure is a composite structure of polygonal bainite and / or martensite ferrite, so that the ratio of stress at yield strength to tensile strength can be restrained, and excellent deformability can be obtained.
Кроме того, для высокопрочной стальной трубы в соответствии с данным изобретением применяют вышеописанный высокопрочный стальной лист в качестве базового материала, так что ударная вязкость базового материала, ударная вязкость в зоне термического влияния (HAZ) и деформируемость при чрезвычайно низкой температуре могут быть все улучшены. Что касается химического состава высокопрочного стального листа, являющегося базовым материалом, содержание C уменьшают, и, кроме того, содержание Mo ограничивают, и посредством этого уменьшают формирование мартенсит-аустенитного компонента (M-A), вредного для низкотемпературной ударной вязкости. Кроме того, посредством уменьшения содержания Al и добавления подходящего количества Ti, промотируют внутризеренное превращение, и посредством добавления подходящего количества B, увеличивают способность к прокаливаемости и сдерживают формирование грубого феррита на межзеренных границах. Кроме того, посредством добавления одного или двух или более элементов из Cr, Cu и Ni увеличивают способность к прокаливаемости, и посредством тонких внутризеренных преобразованных структур, преобразованных при низкой температуре, структура металла в зоне термического влияния (HAZ) состоит из тонких зерен бейнита и внутризеренной преобразованной структуры.In addition, for the high-strength steel pipe in accordance with this invention, the above-described high-strength steel sheet is used as the base material, so that the toughness of the base material, the toughness in the heat affected zone (HAZ) and the deformability at extremely low temperature can all be improved. As for the chemical composition of the high-strength steel sheet, which is the base material, the C content is reduced, and in addition, the Mo content is limited, and thereby the formation of the martensite-austenitic component (M-A) harmful to the low temperature impact strength is reduced. In addition, by reducing the Al content and adding the appropriate amount of Ti, the intragranular transformation is promoted, and by adding the appropriate amount of B, the hardenability is enhanced and the formation of coarse ferrite at the grain boundaries is suppressed. In addition, by adding one or two or more elements of Cr, Cu and Ni, the hardenability is increased, and by thin intragranular transformed structures transformed at low temperature, the metal structure in the heat affected zone (HAZ) consists of thin bainite and intragranular grains transformed structure.
Кроме того, даже если высокопрочная стальная труба в соответствии с данным изобретением имеет, в частности, толщину 20 мм или более и, кроме того, имеет толщину 30 мм или более, может быть обеспечена превосходная низкотемпературная ударная вязкость зоны термического влияния (HAZ) при чрезвычайно низких температурах -40°C и, более того, -60°C. Поэтому высокопрочная стальная труба в соответствии с данным изобретением может быть применена в качестве стальной трубы для трубопровода, особенно в качестве стальной трубы для толстостенного высокопрочного трубопровода.Furthermore, even if the high-strength steel pipe according to the invention has, in particular, a thickness of 20 mm or more and, in addition, has a thickness of 30 mm or more, excellent low temperature impact strength (HAZ) can be achieved with extremely low temperatures -40 ° C and, moreover, -60 ° C. Therefore, the high-strength steel pipe in accordance with this invention can be used as a steel pipe for a pipeline, especially as a steel pipe for a thick-walled high-strength pipe.
Кроме того, в соответствии со способом изготовления высокопрочного стального листа по данному изобретению, регулирование условий охлаждения, выполняемого после горячей прокатки, делает возможным формирование полигонального феррита без необходимости выполнения низкотемпературной прокатки на стадии горячей прокатки. Посредством этого, становится возможным изготовление высокопрочного стального листа, обладающего улучшенными прочностью и ударной вязкостью в зоне термического влияния (HAZ) и обладающего крайне превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью в качестве части базового материала.In addition, in accordance with the method of manufacturing the high-strength steel sheet according to this invention, the regulation of the cooling conditions performed after hot rolling makes it possible to form polygonal ferrite without the need for low-temperature rolling at the hot rolling stage. By this means, it becomes possible to produce a high strength steel sheet having improved strength and toughness in the heat affected zone (HAZ) and having extremely excellent deformability and low temperature toughness as part of the base material.
Кроме того, в соответствии со способом изготовления высокопрочного стального листа по данному изобретению, возможно сделать химический состав, который способен в достаточной мере обеспечивать способность к прокаливаемости, даже если количество добавляемого дорогого Mo ограничено, и сформировать полигональный феррит без выполнения низкотемпературной прокатки, которую обычно выполняли. Поэтому становится возможным сдерживание стоимости сплава и производственных затрат.In addition, in accordance with the method of manufacturing the high-strength steel sheet according to this invention, it is possible to make a chemical composition that is sufficiently capable of providing hardenability, even if the amount of added Mo is limited, and to form polygonal ferrite without performing the low-temperature rolling, which was usually performed . Therefore, it becomes possible to contain the cost of the alloy and production costs.
Кроме того, в соответствии со способом изготовления высокопрочной стальной трубы по данному изобретению, используют стальной лист, имеющий химический состав, в достаточной мере вносящий вклад в способность к прокаливаемости, так что, когда стальной лист сваривают, чтобы изготовить стальную трубу, формирование крупных зерен феррита на межзеренных границах в зоне термического влияния (HAZ) может быть сдержано, и может быть обеспечена превосходная низкотемпературная ударная вязкость.In addition, in accordance with the method of manufacturing the high-strength steel pipe of this invention, a steel sheet having a chemical composition that sufficiently contributes to the hardenability is used, so that when the steel sheet is welded to produce a steel pipe, the formation of large grains of ferrite at grain boundaries in the heat affected zone (HAZ) can be restrained, and excellent low temperature toughness can be provided.
ПримерExample
Далее в данном документе, осуществление данного изобретения будет разъяснено посредством Примеров, однако данное изобретение не ограничивается условиями, использованными для Примеров ниже.Further herein, an embodiment of the present invention will be explained by way of Examples, however, the present invention is not limited to the conditions used for the Examples below.
(Пример 1)(Example 1)
Стали, имеющие химические составы, представленные в Таблице 1, плавили, чтобы сформировать стальные плоские заготовки, каждая из которых имеет толщину от 240 до 300 мм, посредством обычного литья в соответствии с обычным способом. Толщина листа каждой стальной плоской заготовки при этом представлена в Таблице 2.Steels having the chemical compositions shown in Table 1 were melted to form steel flat billets, each of which has a thickness of 240 to 300 mm, by conventional casting in accordance with a conventional method. The sheet thickness of each steel flat billet in this case is presented in Table 2.
Затем, каждую из этих стальных плоских заготовок нагревали до температуры повторного нагрева, представленной в Таблице 2, и затем подвергали горячей прокатке при условиях, представленных в Таблице 2, и охлаждали, чтобы изготовить стальные листы, каждый из которых имеет конечную толщину листа, представленную в Таблице 2. В связи с этим, условия прокатки нерекристаллизованной γ-области, являющейся заключительным этапом горячей прокатки этого примера, представлены в Таблице 2.Then, each of these steel flat billets was heated to the reheating temperature shown in Table 2, and then hot rolled under the conditions shown in Table 2, and cooled to produce steel sheets, each of which has a finite sheet thickness shown in Table 2. In this regard, the rolling conditions of the unrecrystallized γ-region, which is the final stage of hot rolling of this example, are presented in Table 2.
Кроме того, в этом примере, каждый из стальных листов, полученных после горячей прокатки, медленно охлаждали до начальной температуры ускоренного охлаждения, представленной в Таблице 2, (при средней скорости охлаждения менее чем 10°C/с) и затем охлаждали посредством водяного охлаждения при условиях ускоренного охлаждения, представленных в Таблице 2. Кроме того, Ar3 каждого вида стали получали таким образом, что каждый образец для испытаний, имеющий высоту 12 мм и имеющий диаметр 8 мм, вырезали из изготовленных стальных плоских заготовок и подвергали обработке/термообработке, имитирующей горячую прокатку, чтобы затем подвергнуть измерению термического расширения.In addition, in this example, each of the hot rolled steel sheets was slowly cooled to the initial accelerated cooling temperature shown in Table 2 (at an average cooling rate of less than 10 ° C / s) and then cooled by water cooling at accelerated cooling conditions are presented in Table 2. In addition, Ar 3 of each type of steel was obtained in such a way that each test specimen, having a height of 12 mm and having a diameter of 8 mm, was cut from fabricated steel blanks and suspensions They were subjected to a treatment / heat treatment simulating hot rolling in order to then measure the thermal expansion.
В связи с этим, в отношении химических составов и условий изготовления, представленных в Таблице 1 и Таблице 2, подчёркивающая линия добавлена к каждому численному значению, находящемуся вне интервалов по данному изобретению. Кроме того, каждое численное значение начальной температуры прокатки нерекристаллизованной γ-области и каждое численное значение начальной температуры ускоренного охлаждения означают отличие от Ar3.In this regard, with regard to the chemical compositions and manufacturing conditions presented in Table 1 and Table 2, an underline is added to each numerical value outside the ranges of this invention. In addition, each numerical value of the initial rolling temperature of the unrecrystallized γ-region and each numerical value of the initial temperature of accelerated cooling mean a difference from Ar 3 .
Микроструктуры участков в центре по толщине стальных листов, изготовленных, как указано выше, обследовали с помощью оптического микроскопа, чтобы измерить их доли площади полигонального феррита и их доли площади твердой фазы, состоящей из бейнита и мартенсита, в качестве остатка.The microstructures of the sections in the center of the thickness of the steel sheets manufactured as described above were examined using an optical microscope to measure their fractions of the area of polygonal ferrite and their fractions of the area of the solid phase, consisting of bainite and martensite, as a residue.
Кроме того, из каждого стального листа изготавливали образец с прессованным надрезом для испытаний, имеющий сформированный в нем надрез, параллельный направлению толщины листа, при направлении ширины листа, установленной в качестве продольного направления, в соответствии с API, 5L3, ASTM и E436, и подвергали испытанию на ударный разрыв на копре с падающим грузом (DWTT). Испытание на ударный разрыв на копре с падающим грузом (DWTT) выполняли при -60°C, и в каждом случае получали долю вязкой составляющей (SA) и оценивали низкотемпературную ударную вязкость. Кроме того, в каждом случае оценивали способность к растяжению таким образом, что образец для испытаний по спецификации API использовали, чтобы подвергнуть испытанию на растяжение для получения предела прочности на растяжение. Кроме того, на основании результата, полученного посредством испытания на растяжение, в каждом случае вычисляли отношение напряжения при пределе текучести к пределу прочности (предел текучести/предел прочности на растяжение), чтобы оценить деформируемость.In addition, a sample with a pressed test notch was made from each steel sheet, having a notch formed therein parallel to the sheet thickness direction, with the sheet width direction set as the longitudinal direction, in accordance with API, 5L3, ASTM and E436, and subjected Drop Crack Test (DWTT). A drop burst impact test (DWTT) was performed at −60 ° C., and in each case, a fraction of the viscous component (SA) was obtained and the low temperature impact strength was evaluated. In addition, tensile ability was evaluated in each case so that an API specimen was used to undergo a tensile test to obtain a tensile strength. In addition, based on the result obtained by the tensile test, in each case, the ratio of stress at yield strength to tensile strength (yield strength / tensile strength) was calculated in order to evaluate the deformability.
В связи с этим, способность к растяжению оценивали как хорошую в случае X70 или выше (предел прочности на растяжение 570 МПа или более), деформируемость оценивали как хорошую в случае отношения напряжения при пределе текучести к пределу прочности 80% или менее, и низкотемпературную ударную вязкость оценивали как хорошую в случае SA, составляющей 85% или более.In this regard, the tensile ability was rated as good in the case of X70 or higher (tensile strength of 570 MPa or more), deformability was assessed as good in the case of the ratio of stress at yield strength to tensile strength of 80% or less, and low temperature impact strength rated good with an SA of 85% or more.
Результаты представлены в Таблице 3.The results are presented in Table 3.
Процессы изготовления №1, 3-7, 9-13, 15 и 16, представленные в Таблице 3 являются примерами данного изобретения, где полигональный феррит, имеющий соотношение размеров от 1 до 4, составляет от 27 до 90%, в расчете на долю площади. Имеются стальные листы, обладающие превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в которых пределы прочности на растяжение, удовлетворяющие X70 или выше и даже X80 или выше, доля площади полигонального феррита составляет 27% или более, отношение напряжения при пределе текучести к пределу прочности составляет 80% или менее, и SA при испытании на ударный разрыв на копре с падающим грузом (DWTT) составляет 85% или более. Кроме того, имеются стальные листы, обладающие превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в которых доля площади полигонального феррита составляет 50% или более, и отношение напряжения при пределе текучести к пределу прочности составляет 70% или менее.The manufacturing processes No. 1, 3-7, 9-13, 15 and 16 shown in Table 3 are examples of the present invention, where polygonal ferrite having a size ratio of 1 to 4 is from 27 to 90%, based on the area fraction . There are steel sheets with excellent deformability and low temperature toughness, in which tensile strengths satisfying X70 or higher and even X80 or higher, the area ratio of polygonal ferrite is 27% or more, the ratio of stress at yield strength to tensile strength is 80% or less, and the SA when tested for impact breaking on a falling load copter (DWTT) is 85% or more. In addition, there are steel sheets having excellent deformability and low temperature toughness, in which the polygon ferrite area has a fraction of 50% or more, and the ratio of stress at yield strength to tensile strength is 70% or less.
Каждый из этих стальных листов формовали в виде трубы посредством UO-процесса, состыкованные участки каждой из труб сваривали электродуговой сваркой под флюсом изнутри и снаружи, каждую из труб экспандировали, и тем самым изготавливали стальные трубы. В этих стальных трубах, каждая структура металла была такой же, что и структура каждого из стальных листов, каждый предел прочности на растяжение был таким же, что и для каждого из стальных листов, или был выше, чем для каждого из стальных листов, на 5-20 МПа, и каждая низкотемпературная ударная вязкость была такой же, что и для каждого из стальных листов. Каждое отношение напряжения при пределе текучести к пределу прочности стальные трубы становилось выше, чем для каждого из стальных листов, на 6-17% вследствие деформационного упрочнения в то время, когда формовали трубу, однако могло сдерживаться при 72-85%, что было ниже величины 93%, являющейся максимальным отношением напряжения при пределе текучести к пределу прочности, предписанным для X70 по X80 по спецификации API, и в отношении деформируемости также могли быть получены хорошие результаты.Each of these steel sheets was formed into a pipe by the UO process, the joined sections of each of the pipes were welded by submerged arc welding inside and out, each of the pipes was expanded, and thereby steel pipes were made. In these steel pipes, each metal structure was the same as the structure of each of the steel sheets, each tensile strength was the same as for each of the steel sheets, or was higher than for each of the steel sheets, by 5 -20 MPa, and each low-temperature toughness was the same as for each of the steel sheets. Each ratio of stress at yield strength to tensile strength of steel pipes became 6-17% higher than for each of the steel sheets due to strain hardening at the time the pipe was molded, but could be restrained at 72-85%, which was lower than 93%, which is the maximum ratio of stress at yield strength to tensile strength prescribed for X70 by X80 according to API specification, and good results could also be obtained with regard to deformability.
С другой стороны, Процесс изготовления №2, представленный в Таблице 3, является примером, в котором начальная температура ускоренного охлаждения низкая, доля площади полигонального феррита чрезмерно увеличивается, и прочность уменьшается до менее чем X70.On the other hand, Manufacturing Process No. 2, shown in Table 3, is an example in which the initial accelerated cooling temperature is low, the area fraction of polygonal ferrite increases excessively, and the strength decreases to less than X70.
Каждый из Процессов изготовления №8 и 14 является примером, в котором начальная температура ускоренного охлаждения высокая, доля площади полигонального феррита уменьшается, отношение напряжения при пределе текучести к пределу прочности увеличивается, и доля вязкой составляющей уменьшается.Each of Manufacturing Processes Nos. 8 and 14 is an example in which the initial temperature of accelerated cooling is high, the area fraction of polygonal ferrite decreases, the ratio of stress at yield strength to tensile strength increases, and the proportion of viscous component decreases.
Кроме того, каждый из Процессов изготовления №№17-19, представленных в Таблице 3, является сравнительным примером, в котором химический состав находится вне интервала по данному изобретению. Процесс изготовления 17 является примером, в котором количество B небольшое, полигональный феррит увеличивается, и предел прочности на растяжение уменьшается. Каждый из Процессов изготовления №18 и 19 является примером, в котором количество Mo большое, содержание полигонального феррита уменьшается, и деформируемость и низкотемпературная ударная вязкость уменьшаются.In addition, each of Manufacturing Processes No. 17-19 shown in Table 3 is a comparative example in which the chemical composition is outside the range of this invention. The manufacturing process 17 is an example in which the amount of B is small, the polygonal ferrite increases, and the tensile strength decreases. Each of Manufacturing Processes Nos. 18 and 19 is an example in which the amount of Mo is large, the polygonal ferrite content is reduced, and deformability and low temperature toughness are reduced.
(Пример 2)(Example 2)
Концентрацию кислорода в добавляемом Ti регулировали до нахождения в интервале 0,00l-0,003%, и каждую из сталей, имеющих химические составы, представленные в Таблице 4 и Таблице 5, плавили на стадии производства стали и затем отливали, чтобы сформировать стальные плоские заготовки. Плавление и литье стали могут быть выполнены обычными способами, или могут быть также выполнены посредством обычного литья, с учетом производительности. В этом примере, плавление и литье стали выполняли посредством обычного литья.The oxygen concentration in the added Ti was adjusted to be in the range of 0.00l-0.003%, and each of the steels having the chemical compositions shown in Table 4 and Table 5 was melted at the steelmaking stage and then cast to form steel flat billets. Steel melting and casting can be performed by conventional methods, or can also be performed by conventional casting, taking into account productivity. In this example, steel melting and casting was carried out by conventional casting.
Затем каждую из полученных стальных плоских заготовок повторно нагревали до 950°C или выше для горячей прокатки, чтобы затем подвергнуть горячей прокатке при 700°C или выше, и после этого охлаждали водой при средней скорости охлаждения 10°C/с или более, чтобы изготовить стальные листы. В связи с этим, при горячей прокатке этого примера коэффициент обжатия при прокатке в области рекристаллизации устанавливали в интервале 0-3, и коэффициент обжатия при прокатке в нерекристаллизованной области устанавливали в интервале 2-9.Then, each of the obtained steel flat billets was reheated to 950 ° C or higher for hot rolling, then hot rolled at 700 ° C or higher, and then cooled with water at an average cooling rate of 10 ° C / s or more to produce steel sheets. In this regard, during hot rolling of this example, the compression ratio during rolling in the recrystallization region was set in the range of 0-3, and the compression ratio during rolling in the unrecrystallized region was set in the range of 2-9.
В связи с этим, в отношении химических составов, представленных в Таблице 4 и Таблице 5, подчеркивающая линия добавлена к каждому численному значению, находящемуся вне интервалов по данному изобретению.In this regard, with respect to the chemical compositions shown in Table 4 and Table 5, an underline is added to each numerical value that is outside the ranges of this invention.
Затем кусочек стали с квадратным сечением 12 мм, имеющий длину 120 мм, вырезали из каждого из полученных стальных листов и подвергали циклической термической обработке, моделирующей зону термического влияния (HAZ), которая подвергалась свариванию электродуговой сваркой под флюсом, при том, что толщину листа изменяли в интервале 20-40 мм и подводимую теплоту при сварке изменяли в интервале 3,0-10,0 кДж/мм. Нагревание может быть выполнено посредством диэлектрического нагрева, индукционного нагрева или высокочастотного нагрева, и охлаждение может быть выполнено при применении воды, газообразного He, газообразного азота или т.п. В этом примере, циклическую термическую обработку, моделирующую нагревание в зоне термического влияния (HAZ), выполняли нагреванием при 1400°C, и охлаждение выполняли посредством газообразного He или газообразного азота.Then a piece of steel with a square section of 12 mm, having a length of 120 mm, was cut from each of the obtained steel sheets and subjected to cyclic heat treatment simulating a heat affected zone (HAZ), which was subjected to submerged arc welding, while the thickness of the sheet was changed in the range of 20-40 mm and heat input during welding was changed in the range of 3.0-10.0 kJ / mm. Heating may be performed by dielectric heating, induction heating or high frequency heating, and cooling may be performed using water, He gas, nitrogen gas, or the like. In this example, a cyclic heat treatment simulating heating in a heat affected zone (HAZ) was performed by heating at 1400 ° C., and cooling was performed by means of gaseous He or gaseous nitrogen.
В связи с этим, в Процессах изготовления №6, 10, 11, 12, 18 и 19, представленных в Таблице 6, отпуск при температурах термообработки, представленных в Таблице 6, установленных в качестве максимума, выполняли после циклической термической обработки, моделирующей зону термического влияния (HAZ).In this regard, in the Manufacturing Processes No. 6, 10, 11, 12, 18 and 19, presented in Table 6, tempering at the heat treatment temperatures shown in Table 6, set as the maximum, was carried out after cyclic heat treatment simulating the heat treatment zone influence (HAZ).
Из каждого куска стали, подвергнутого циклической термической обработке, моделирующей зону термического влияния (HAZ), делали образец для испытаний для обследования микроструктуры, травили его и обследовали его структуру посредством применения оптического микроскопа или сканирующего электронного микроскопа (SEM) для определения доли площади мартенсит-аустенитного компонента (M-A) в зоне термического влияния (HAZ). При этом, внутризеренную преобразованную структуру определяли как феррит или бейнит, формируемый в лепестковой форме, начиная от включения.From each piece of steel subjected to cyclic heat treatment, simulating a heat-affected zone (HAZ), a test sample was made for examination of the microstructure, etched and its structure was examined using an optical microscope or scanning electron microscope (SEM) to determine the fraction of the martensite-austenitic area component (MA) in the heat affected zone (HAZ). At the same time, the intragranular transformed structure was defined as ferrite or bainite formed in the petal form, starting from the inclusion.
Кроме того, посредством метода с применением EBSP (дифрактограммы обратно-рассеянных электронов), границу раздела, имеющую угловой сдвиг 15° определяли как границу высокоуглового зерна, и измеряли размер зерен с высокоугловыми границами. Кроме того, из каждого куска стали, подвергнутой циклической термической обработке, моделирующей зону термического влияния (HAZ), делали образец для испытания на ударную вязкость по Шарпи с V-образной канавкой и подвергали испытанию на ударную вязкость по Шарпи при -60°C. Поглощенную энергию по Шарпи измеряли на основании JIS Z 2242.In addition, by the method using EBSP (X-ray diffraction patterns of back-scattered electrons), an interface having an angular shift of 15 ° was determined as a high-angle grain boundary, and grain size with high-angle boundaries was measured. In addition, a Charpy V-groove test specimen was made from each piece of cyclic heat-treated steel simulating a heat affected zone (HAZ) and subjected to a Charpy impact test at -60 ° C. Charpy absorbed energy was measured based on JIS Z 2242.
Результаты, полученные, как указано выше, представлены в Таблице 6.The results obtained as described above are presented in Table 6.
В связи с этим, в Таблице 6 предел прочности на растяжение базового стального листа является пределом прочности на растяжение, полученным, когда направление ширины стального листа установлено при направлении растяжения, и предел прочности на растяжение базовой стальной трубы является пределом прочности на растяжение, полученным, когда окружное направление стальной трубы установлено в направлении растяжения. Кроме того, отношение напряжения при пределе текучести к пределу прочности стальной трубы является отношением напряжения при пределе текучести к пределу прочности (соотношением предела текучести и предела прочности на растяжение), полученным, когда продольное направление (направление прокатки) стальной трубы установлено при направлении растяжения. В каждом из Процессов изготовления №№1-24, представленных в Таблице 6, прочность соответствовала X70 или выше (предел прочности на растяжение составлял 570 МПа или более). Кроме того, также в каждом из Процессов изготовления №№1-24, представленных в Таблице 6, отношение напряжения при пределе текучести к пределу прочности составляло от 72 до 85%, что было меньше чем 93%.In this regard, in Table 6, the tensile strength of the base steel sheet is the tensile strength obtained when the direction of the width of the steel sheet is set in the direction of tension, and the tensile strength of the base steel pipe is the tensile strength obtained when The circumferential direction of the steel pipe is set in the direction of extension. In addition, the ratio of stress at yield strength to tensile strength of a steel pipe is the ratio of stress at yield strength to tensile strength (the ratio of yield strength and tensile strength) obtained when the longitudinal direction (rolling direction) of the steel pipe is set with the direction of tension. In each of the Manufacturing Processes Nos. 1-24 shown in Table 6, the strength corresponded to X70 or higher (tensile strength was 570 MPa or more). In addition, also in each of the Manufacturing Processes Nos. 1-24 shown in Table 6, the ratio of stress at yield strength to tensile strength ranged from 72 to 85%, which was less than 93%.
Кроме того, что касается оценки низкотемпературной ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ), низкотемпературную ударную вязкость в зоне термического влияния (HAZ) оценивали как хорошую в случае поглощенной энергии по Шарпи (vE-60) 50 Дж или более.In addition, with regard to the evaluation of the low temperature impact strength in the heat affected zone (HAZ), the low temperature impact strength in the heat affected zone (HAZ) was rated as good in the case of absorbed Charpy energy (vE-60) of 50 J or more.
Процессы изготовления №1-19, представленные в Таблице 6, являются примерами данного изобретения, в которых структура металла зоны термического влияния (HAZ) является микроструктурой, состоящей из бейнита и внутризеренной преобразованной структуры, имеющей размер зерен с высокоугловыми границами 80 мкм или менее, в которой сдерживается образование мартенсит-аустенитного компонента (M-A) и крупных зерен феррита на межзеренных границах и установлено наличие внутризеренных преобразованных структур. Что касается поглощенной энергии по Шарпи для образцов, величина 50 Дж или более проявляется даже при чрезвычайно низкой температуре -60°C во всех случаях.The manufacturing processes No. 1-19 shown in Table 6 are examples of the present invention in which the metal structure of the heat affected zone (HAZ) is a microstructure consisting of bainite and an intragranular transformed structure having a grain size with high angle boundaries of 80 μm or less, in which restrains the formation of the martensite-austenitic component (MA) and large ferrite grains at grain boundaries and the presence of intragranular transformed structures is established. As for Charpy absorbed energy for samples, a value of 50 J or more appears even at an extremely low temperature of -60 ° C in all cases.
С другой стороны, в Процессах изготовления №№20-24, представленных в Таблице 6, химический состав базового стального листа или температура начала γ/α превращения находятся вне интервала по данному изобретению, и они являются сравнительными примерами.On the other hand, in the Manufacturing Processes No. 20-24 shown in Table 6, the chemical composition of the base steel sheet or the start temperature of the γ / α transformation are outside the range of this invention, and they are comparative examples.
Процесс изготовления №20 является примером, в котором количество B небольшое, и способность к прокаливаемости уменьшается, и в результате формируются зерна феррита на межзеренных границах, размер зерен с высокоугловыми границами увеличивается, и ударная вязкость в зоне термического влияния (HAZ) уменьшается.The manufacturing process No. 20 is an example in which the amount of B is small and the hardenability decreases, and as a result, ferrite grains are formed at grain boundaries, grain size with high angle boundaries increases, and impact strength in the heat affected zone (HAZ) decreases.
Процесс изготовления №21 является примером, в котором количество Al большое, и не происходит формирование внутризеренных преобразованных структур посредством оксидов Ti, и в результате, размер зерен с высокоугловыми границами увеличивается, и ударная вязкость в зоне термического влияния (HAZ) уменьшается.The manufacturing process No. 21 is an example in which the amount of Al is large, and the formation of intragranular transformed structures by means of Ti oxides does not occur, and as a result, the grain size with high angle boundaries increases and the toughness in the heat affected zone (HAZ) decreases.
Кроме того, Процесс изготовления №22, представленной в Таблице 6, является примером, в котором химический состав находится в интервале Патентного документа 7, формирование зерен феррита на межзеренных границах сдерживается, и внутризеренные преобразованные структуры получают, однако количество добавляемого Mo является чрезмерным, и соответственно доля площади мартенсит-аустенитного компонента (M-A), являющегося твердой фазой, превышает 2,5%, и поглощенная энергия уменьшается.In addition, the Manufacturing Process No. 22 shown in Table 6 is an example in which the chemical composition is in the range of Patent Document 7, the formation of ferrite grains at grain boundaries is suppressed, and intragranular transformed structures are obtained, however, the amount of added Mo is excessive, and accordingly the area fraction of the martensite-austenitic component (MA), which is the solid phase, exceeds 2.5%, and the absorbed energy decreases.
В Процессах изготовления №№23 и 24 применяют химический состав, используемый в Патентном документе 8, формирование зерен феррита на межзеренных границах сдерживается, и доля площади мартенсит-аустенитного компонента (M-A) является низкой, и Процесс изготовления №23 является примером, в котором температура начала γ/α превращения высокая, и соответственно образуется меньше внутризеренных преобразованных структур по сравнению с данным изобретением, размер зерен с высокоугловыми границами увеличивается, и ударная вязкость в зоне термического влияния (HAZ) уменьшается. Процесс изготовления №24 является примером, в котором температура начала γ/α превращения низкая, и соответственно не образуются внутризеренные преобразованные структуры, и ударная вязкость в зоне термического влияния (HAZ) уменьшается.In Manufacturing Processes Nos. 23 and 24, the chemical composition used in Patent Document 8 is used, the formation of ferrite grains at grain boundaries is suppressed, and the area fraction of the martensite-austenitic component (MA) is low, and Manufacturing Process No. 23 is an example in which the temperature the onset of γ / α transformation is high, and accordingly, less intragranular transformed structures are formed compared with this invention, the grain size with high-angle boundaries increases, and the toughness in the heat-treated zone o Influence (HAZ) decreases. The manufacturing process No. 24 is an example in which the start temperature of the γ / α transformation is low, and accordingly, intragranular transformed structures are not formed, and the toughness in the heat affected zone (HAZ) decreases.
Claims (20)
базовый стальной лист содержит, мас.%:
C от 0,010 до 0,080
Si от 0,01 до 0,50
Mn от 1,2 до 2,8
S от 0,0001 до 0,0050
Ti от 0,003 до 0,030
B от 0,0003 до 0,005
N от 0,0010 до 0,008
O от 0,0001 до 0,0080
один или несколько элементов из Cr, Cu, Ni и P 0,050 или менее
Al 0,020 или менее
Mo 0,03 или менее
железо и
сопутствующие примеси - остальное,
при этом
Ceq, полученный посредством (Выражения 1), составляет от 0,30 до 0,53, и Pcm, полученный посредством (Выражения 2), составляет от 0,10 до 0,20, а
структура металла базового стального листа содержит от 27 до 90%, в расчете на долю площади, полигонального феррита и твердую фазу, состоящую из бейнита и/или мартенсита, в качестве ее остатка,
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 (Выражение 1),
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B (Выражение 2), где
C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo и B обозначают содержание соответствующих элементов [мас.%], при этом Ni, Cu, Cr и Mo учитываются как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%.1. High-strength steel pipe with increased deformability and low temperature toughness obtained by welding a base steel sheet formed into a pipe, moreover
the base steel sheet contains, wt.%:
C from 0.010 to 0.080
Si from 0.01 to 0.50
Mn from 1.2 to 2.8
S from 0.0001 to 0.0050
Ti from 0.003 to 0.030
B from 0.0003 to 0.005
N from 0.0010 to 0.008
O from 0.0001 to 0.0080
one or more elements of Cr, Cu, Ni and P 0.050 or less
Al 0,020 or less
Mo 0.03 or less
iron and
associated impurities - the rest,
wherein
Ceq obtained by (Expression 1) is from 0.30 to 0.53, and Pcm obtained by (Expression 2) is from 0.10 to 0.20, and
the metal structure of the base steel sheet contains from 27 to 90%, calculated on the proportion of area, polygonal ferrite and a solid phase consisting of bainite and / or martensite, as its residue,
Ceq = C + Mn / 6 + (Ni + Cu) / 15 + (Cr + Mo) / 5 (Expression 1),
Pcm = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + 5B (Expression 2), where
C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo and B denote the content of the corresponding elements [wt.%], While Ni, Cu, Cr and Mo are taken into account as 0, when the corresponding values of their content are 0%.
базовый стальной лист дополнительно содержит один или несколько следующих элементов, мас.%:
W от 0,01 до 0,50
V от 0,010 до 0,100
Nb от 0,001 до 0,200
Zr от 0,0001 до 0,0500
Тa от 0,0001 до 0,0500
Mg от 0,0001 до 0,0100
Ca от 0,0001 до 0,0050
РЗМ от 0,0001 до 0,0050
Y от 0,0001 до 0,0050
Hf от 0,0001 до 0,0050
Re от 0,0001 до 0,0050,
при этом Ceq получен посредством (Выражения 1'), и
Pcm получен посредством (Выражения 2'):
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 (Выражение 1'),
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B (Выражение 2'), где
C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V и B обозначают содержание соответствующих элементов [мас.%], при этом Ni, Cu, Cr и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%, а V учитывают как 0, когда его содержание равно 0% и когда его содержание меньше чем 0,010 мас.%.2. The high-strength steel pipe according to claim 1, in which
the base steel sheet further comprises one or more of the following elements, wt.%:
W from 0.01 to 0.50
V from 0.010 to 0.100
Nb from 0.001 to 0.200
Zr from 0.0001 to 0.0500
Ta from 0.0001 to 0.0500
Mg from 0.0001 to 0.0100
Ca from 0.0001 to 0.0050
REM from 0.0001 to 0.0050
Y from 0.0001 to 0.0050
Hf from 0.0001 to 0.0050
Re from 0.0001 to 0.0050,
wherein Ceq is obtained by (Expression 1 '), and
Pcm obtained by (Expression 2 '):
Ceq = C + Mn / 6 + (Ni + Cu) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5 (Expression 1 '),
Pcm = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5B (Expression 2 '), where
C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V and B denote the content of the corresponding elements [wt.%], While Ni, Cu, Cr and Mo are taken into account as 0, when the corresponding values of their content are 0%, and V is taken into account as 0 when its content is 0% and when its content is less than 0.010 wt.%.
в базовом стальном листе, в мас.%, содержание C составляет от 0,010 до 0,060, а содержание Al составляет 0,008 или менее, а
температура начала γ/α превращения в зоне термического влияния, которая получена посредством (Выражения 3), составляет от 500 до 600°C, и
внутризеренные преобразованные структуры содержатся в первичных γ-зернах в зоне термического влияния, при этом
температура начала γ/α превращения = -2500Ceq2+1560Ceq+370 (Выражение 3).3. The high strength steel pipe according to claim 1, in which
in the base steel sheet, in wt.%, the content of C is from 0.010 to 0.060, and the Al content is 0.008 or less, and
the onset temperature of the γ / α transformation in the heat affected zone, which is obtained by (Expression 3), is from 500 to 600 ° C, and
intragranular transformed structures are contained in primary γ-grains in the heat-affected zone, while
the onset temperature of the γ / α transformation = -2500Ceq 2 + 1560Ceq + 370 (Expression 3).
мартенсито-аустенитная структура металла в зоне термического влияния составляет 2,5% или менее в расчете на долю площади.4. The high strength steel pipe according to claim 3, in which
the martensite-austenitic structure of the metal in the heat affected zone is 2.5% or less per area fraction.
размер зерен с высокоугловыми границами металлической структуры в зоне термического влияния составляет 80 мкм или менее.5. High strength steel pipe according to claim 3, in which
the grain size with high angle boundaries of the metal structure in the heat affected zone is 80 μm or less.
толщина базового стального листа составляет от 20 до 40 мм.6. The high strength steel pipe according to claim 3, in which
the thickness of the base steel sheet is from 20 to 40 mm.
предел прочности на растяжение базового стального листа составляет от 500 до 800 МПа, когда окружное направление стальной трубы установлено в направлении растяжения.7. The high strength steel pipe according to claim 3, in which
the tensile strength of the base steel sheet is from 500 to 800 MPa when the circumferential direction of the steel pipe is set in the direction of extension.
базовый стальной лист дополнительно содержит один или несколько следующих элементов, мас.%:
W от 0,01 до 0,50
V от 0,010 до 0,100
Nb от 0,001 до 0,200
Zr от 0,0001 до 0,0500
Тa от 0,0001 до 0,0500
Mg от 0,0001 до 0,0100
Ca от 0,0001 до 0,0050
РЗМ от 0,0001 до 0,0050
Y от 0,0001 до 0,0050
Hf от 0,0001 до 0,0050
Re от 0,0001 до 0,0050,
Ceq получен посредством (Выражения 1'), и
Pcm получен посредством (Выражения 2'):
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 (Выражение 1'),
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B (Выражение 2'), где
C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V и B обозначают содержание соответствующих элементов [мас.%], при этом Ni, Cu, Cr и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%, а V учитывают как 0, когда его содержание равно 0% и когда его содержание меньше чем 0,010 мас.%.8. The high strength steel pipe according to claim 3, in which
the base steel sheet further comprises one or more of the following elements, wt.%:
W from 0.01 to 0.50
V from 0.010 to 0.100
Nb from 0.001 to 0.200
Zr from 0.0001 to 0.0500
Ta from 0.0001 to 0.0500
Mg from 0.0001 to 0.0100
Ca from 0.0001 to 0.0050
REM from 0.0001 to 0.0050
Y from 0.0001 to 0.0050
Hf from 0.0001 to 0.0050
Re from 0.0001 to 0.0050,
Ceq is obtained by (Expression 1 '), and
Pcm obtained by (Expression 2 '):
Ceq = C + Mn / 6 + (Ni + Cu) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5 (Expression 1 '),
Pcm = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5B (Expression 2 '), where
C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V and B denote the content of the corresponding elements [wt.%], While Ni, Cu, Cr and Mo are taken into account as 0, when the corresponding values of their content are 0%, and V is taken into account as 0 when its content is 0% and when its content is less than 0.010 wt.%.
мартенсито-аустенитная структура металла в зоне термического влияния составляет 2,5% или менее в расчете на долю площади.9. The high strength steel pipe according to claim 8, in which
the martensite-austenitic structure of the metal in the heat affected zone is 2.5% or less per area fraction.
размер зерен с высокоугловыми границами металлической структуры в зоне термического влияния составляет 80 мкм или менее.10. The high strength steel pipe according to claim 8, in which
the grain size with high angle boundaries of the metal structure in the heat affected zone is 80 μm or less.
толщина базового стального листа составляет от 20 до 40 мм.11. The high strength steel pipe according to claim 8, in which
the thickness of the base steel sheet is from 20 to 40 mm.
предел прочности на растяжение базового стального листа составляет от 500 до 800 МПа, когда окружное направление стальной трубы установлено в направлении растяжения.12. The high strength steel pipe according to claim 8, in which
the tensile strength of the base steel sheet is from 500 to 800 MPa when the circumferential direction of the steel pipe is set in the direction of extension.
C от 0,010 до 0,080
Si от 0,01 до 0,50
Mn от 1,2 до 2,8
S от 0,0001 до 0,0050
Ti от 0,003 до 0,030
B от 0,0003 до 0,005
N от 0,0010 до 0,008
O от 0,0001 до 0,0080
один или несколько элементов из Cr, Cu, Ni и P 0,050 или менее
Al 0,020 или менее
Mo 0,03 или менее
железо и
сопутствующие примеси - остальное,
при этом
Ceq, полученный посредством (Выражения 1), составляет от 0,30 до 0,53, и Pcm, полученный посредством (Выражения 2), составляет от 0,10 до 0,20, а
структура металла содержит от 27 до 90%, в расчете на долю площади, полигонального феррита и твердую фазу, состоящую из бейнита и/или мартенсита, в качестве ее остатка, причем
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 (Выражение 1),
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B (Выражение 2), где
C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo и B обозначают содержание соответствующих элементов [мас.%], при этом Ni, Cu, Cr и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%.13. High strength steel sheet having excellent deformability and low temperature impact strength, containing, wt.%:
C from 0.010 to 0.080
Si from 0.01 to 0.50
Mn from 1.2 to 2.8
S from 0.0001 to 0.0050
Ti from 0.003 to 0.030
B from 0.0003 to 0.005
N from 0.0010 to 0.008
O from 0.0001 to 0.0080
one or more elements of Cr, Cu, Ni and P 0.050 or less
Al 0,020 or less
Mo 0.03 or less
iron and
associated impurities - the rest,
wherein
Ceq obtained by (Expression 1) is from 0.30 to 0.53, and Pcm obtained by (Expression 2) is from 0.10 to 0.20, and
the metal structure contains from 27 to 90%, calculated on the proportion of area, polygonal ferrite and a solid phase consisting of bainite and / or martensite, as its residue, and
Ceq = C + Mn / 6 + (Ni + Cu) / 15 + (Cr + Mo) / 5 (Expression 1),
Pcm = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + 5B (Expression 2), where
C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo and B denote the content of the corresponding elements [wt.%], While Ni, Cu, Cr and Mo are taken into account as 0, when the corresponding values of their content are 0%.
один или несколько следующих элементов, мас.%:
W от 0,01 до 0,50
V от 0,010 до 0,100
Nb от 0,001 до 0,200
Zr от 0,0001 до 0,0500
Тa от 0,0001 до 0,0500
Mg от 0,0001 до 0,0100
Ca от 0,0001 до 0,0050
РЗМ от 0,0001 до 0,0050
Y от 0,0001 до 0,0050
Hf от 0,0001 до 0,0050
Re от 0,0001 до 0,0050,
причем
Ceq получен посредством (Выражения 1'), и
Pcm получен посредством (Выражения 2'):
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 (Выражение 1'),
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B (Выражение 2'), где
C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V и B обозначают содержание соответствующих элементов [мас.%], Ni, Cu, Cr и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%, а V учитывают как 0, когда его содержание равно 0% и когда его содержание меньше чем 0,010 мас.%.14. The high strength steel sheet according to claim 13, which further comprises
one or more of the following elements, wt.%:
W from 0.01 to 0.50
V from 0.010 to 0.100
Nb from 0.001 to 0.200
Zr from 0.0001 to 0.0500
Ta from 0.0001 to 0.0500
Mg from 0.0001 to 0.0100
Ca from 0.0001 to 0.0050
REM from 0.0001 to 0.0050
Y from 0.0001 to 0.0050
Hf from 0.0001 to 0.0050
Re from 0.0001 to 0.0050,
moreover
Ceq is obtained by (Expression 1 '), and
Pcm obtained by (Expression 2 '):
Ceq = C + Mn / 6 + (Ni + Cu) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5 (Expression 1 '),
Pcm = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5B (Expression 2 '), where
C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V and B denote the content of the corresponding elements [wt.%], Ni, Cu, Cr and Mo are taken into account as 0, when the corresponding values of their content are 0%, and V are taken into account as 0 when its content is 0% and when its content is less than 0.010 wt.%.
температура начала γ/α превращения = -2500Ceq2+1560Ceq+370 (Выражение 3).15. The high-strength steel sheet according to claim 13, which contains, wt.%: C from 0.010 to 0.060 and Al 0.008 or less, and the onset temperature of the γ / α transformation in the heat affected zone, which is obtained by (Expression 3), is from 500 to 600 ° C:
the onset temperature of the γ / α transformation = -2500Ceq 2 + 1560Ceq + 370 (Expression 3).
один или несколько следующих элементов, мас.%:
W от 0,01 до 0,50
V от 0,010 до 0,100
Nb от 0,001 до 0,200
Zr от 0,0001 до 0,0500
Тa от 0,0001 до 0,0500
Mg от 0,0001 до 0,0100
Ca от 0,0001 до 0,0050
РЗМ от 0,0001 до 0,0050
Y от 0,0001 до 0,0050
Hf от 0,0001 до 0,0050 и
Re от 0,0001 до 0,0050,
причем
Ceq получен посредством (Выражения 1'), и
Pcm получен посредством (Выражения 2'):
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 (Выражение 1'),
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B (Выражение 2'), где
C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V и B обозначают содержание соответствующих элементов [мас.%], Ni, Cu, Cr и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%, а V учитывают как 0, когда его содержание равно 0% и когда его содержание меньше чем 0,010 мас.%.16. The high strength steel sheet according to claim 15, which further comprises
one or more of the following elements, wt.%:
W from 0.01 to 0.50
V from 0.010 to 0.100
Nb from 0.001 to 0.200
Zr from 0.0001 to 0.0500
Ta from 0.0001 to 0.0500
Mg from 0.0001 to 0.0100
Ca from 0.0001 to 0.0050
REM from 0.0001 to 0.0050
Y from 0.0001 to 0.0050
Hf from 0.0001 to 0.0050 and
Re from 0.0001 to 0.0050,
moreover
Ceq is obtained by (Expression 1 '), and
Pcm obtained by (Expression 2 '):
Ceq = C + Mn / 6 + (Ni + Cu) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5 (Expression 1 '),
Pcm = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5B (Expression 2 '), where
C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V and B denote the content of the corresponding elements [wt.%], Ni, Cu, Cr and Mo are taken into account as 0, when the corresponding values of their content are 0%, and V are taken into account as 0 when its content is 0% and when its content is less than 0.010 wt.%.
C от 0,010 до 0,080
Si от 0,01 до 0,50
Mn от 1,2 до 2,8
S от 0,0001 до 0,0050
Ti от 0,003 до 0,030
B от 0,0003 до 0,005
N от 0,0010 до 0,008
O от 0,0001 до 0,0080
один или несколько элементов из Cr, Cu, Ni и P 0,050 или менее
Al 0,020 или менее
Mo 0,03 или менее
железо и
сопутствующие примеси - остальное,
при этом
Ceq, полученный посредством (Выражения 1), составляет от 0,30 до 0,53, и Pcm, полученный посредством (Выражения 2), составляет от 0,10 до 0,20, нагрев заготовки до 950°C или выше, стадию горячей прокатки при Ar3 или выше, охлаждение при средней скорости охлаждения менее чем 10°C/с и последующее ускоренное охлаждение при скорости охлаждения 10°C/с или более до температуры Bs или ниже, полученной посредством (Выражения 4), начиная от температуры в интервале от Ar3-100°C до Ar3-10°C:
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 (Выражение 1),
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B (Выражение 2),
Bs (°C)=830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo (Выражение 4), где
C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo и B обозначают содержание соответствующих элементов [мас.%], Ni, Cu, Cr и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%.17. A method of manufacturing a high-strength steel sheet having high deformability and low temperature impact strength, comprising forming a steel flat billet containing, wt.%:
C from 0.010 to 0.080
Si from 0.01 to 0.50
Mn from 1.2 to 2.8
S from 0.0001 to 0.0050
Ti from 0.003 to 0.030
B from 0.0003 to 0.005
N from 0.0010 to 0.008
O from 0.0001 to 0.0080
one or more elements of Cr, Cu, Ni and P 0.050 or less
Al 0,020 or less
Mo 0.03 or less
iron and
associated impurities - the rest,
wherein
Ceq obtained by (Expression 1) is from 0.30 to 0.53, and Pcm obtained by (Expression 2) is from 0.10 to 0.20, heating the workpiece to 950 ° C or higher, a hot step rolling at Ar 3 or higher, cooling at an average cooling rate of less than 10 ° C / s and subsequent accelerated cooling at a cooling rate of 10 ° C / s or more to a temperature Bs or lower obtained by (Expression 4), starting from the temperature in range from Ar 3 -100 ° C to Ar 3 -10 ° C:
Ceq = C + Mn / 6 + (Ni + Cu) / 15 + (Cr + Mo) / 5 (Expression 1),
Pcm = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + 5B (Expression 2),
Bs (° C) = 830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo (Expression 4), where
C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo and B denote the content of the corresponding elements [wt.%], Ni, Cu, Cr and Mo are taken into account as 0, when the corresponding values of their content are 0%.
на стадии горячей прокатки прокатку нерекристаллизованной γ-области выполняют при начальной температуре прокатки, установленной от Ar3 до Ar3+100°C, и при коэффициенте обжатия, установленном при 1,5 или более.18. The method according to p. 17, in which
at the hot rolling stage, the rolling of the unrecrystallized γ region is performed at an initial rolling temperature set from Ar 3 to Ar 3 + 100 ° C, and with a reduction coefficient set at 1.5 or more.
стальная плоская заготовка дополнительно содержит один или несколько следующих элементов, мас.%:
W от 0,01 до 0,50
V от 0,010 до 0,100
Nb от 0,001 до 0,200
Zr от 0,0001 до 0,0500
Тa от 0,0001 до 0,0500
Mg от 0,0001 до 0,0100
Ca от 0,0001 до 0,0050
РЗМ от 0,0001 до 0,0050
Y от 0,0001 до 0,0050
Hf от 0,0001 до 0,0050
Re от 0,0001 до 0,0050,
Ceq получен посредством (Выражения 1'), и
Pcm получен посредством (Выражения 2'):
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 (Выражение 1'),
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B (Выражение 2'), где
C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V и B обозначают содержание соответствующих элементов [мас.%], Ni, Cu, Cr и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%, а V учитывают как 0, когда его содержание равно 0% и когда его содержание меньше чем 0,010 мас.%.19. The method according to p. 17, in which
steel flat billet additionally contains one or more of the following elements, wt.%:
W from 0.01 to 0.50
V from 0.010 to 0.100
Nb from 0.001 to 0.200
Zr from 0.0001 to 0.0500
Ta from 0.0001 to 0.0500
Mg from 0.0001 to 0.0100
Ca from 0.0001 to 0.0050
REM from 0.0001 to 0.0050
Y from 0.0001 to 0.0050
Hf from 0.0001 to 0.0050
Re from 0.0001 to 0.0050,
Ceq is obtained by (Expression 1 '), and
Pcm obtained by (Expression 2 '):
Ceq = C + Mn / 6 + (Ni + Cu) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5 (Expression 1 '),
Pcm = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5B (Expression 2 '), where
C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V and B denote the content of the corresponding elements [wt.%], Ni, Cu, Cr and Mo are taken into account as 0, when the corresponding values of their content are 0%, and V are taken into account as 0 when its content is 0% and when its content is less than 0.010 wt.%.
на стадии горячей прокатки прокатку нерекристаллизованной γ-области выполняют при начальной температуре прокатки, установленной от Ar3 до Ar3+100°C, и при коэффициенте обжатия, установленном при 1,5 или более. 20. The method according to p. 19, in which
at the hot rolling stage, the rolling of the unrecrystallized γ region is performed at an initial rolling temperature set from Ar 3 to Ar 3 + 100 ° C, and with a reduction coefficient set at 1.5 or more.
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011-287699 | 2011-12-28 | ||
| JP2011-287752 | 2011-12-28 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2574924C1 true RU2574924C1 (en) | 2016-02-10 |
Family
ID=
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2768842C1 (en) * | 2018-11-29 | 2022-03-24 | Поско | High-strength thick steel sheet for pipeline, having excellent low-temperature impact strength and ductility, as well as low ratio of yield strength to ultimate strength, and method of its production |
| RU2790854C1 (en) * | 2020-01-29 | 2023-02-28 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Steel welded pipe and how it is manufactured |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5755895A (en) * | 1995-02-03 | 1998-05-26 | Nippon Steel Corporation | High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent in low temperature toughness |
| JP2006233263A (en) * | 2005-02-24 | 2006-09-07 | Jfe Steel Kk | Method for producing high strength welded steel tube having excellent low yield ratio and weld zone toughness |
| RU2331698C2 (en) * | 2003-12-19 | 2008-08-20 | Ниппон Стил Корпорейшн | Steel sheets for ultrahigh-strength header pipes and ultrahigh-strength header pipes possessing excellent low temperature impact resistance and methods of their fabrication |
| RU2360013C2 (en) * | 2004-02-24 | 2009-06-27 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Hot-rolled steel sheet for high-strength pipe, manufactured by means of contact welding, allowing resistance against impact of sulfur dioxide gas and exceptional impact resistance, and method of such steel sheet manufacturing |
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5755895A (en) * | 1995-02-03 | 1998-05-26 | Nippon Steel Corporation | High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent in low temperature toughness |
| RU2331698C2 (en) * | 2003-12-19 | 2008-08-20 | Ниппон Стил Корпорейшн | Steel sheets for ultrahigh-strength header pipes and ultrahigh-strength header pipes possessing excellent low temperature impact resistance and methods of their fabrication |
| RU2360013C2 (en) * | 2004-02-24 | 2009-06-27 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Hot-rolled steel sheet for high-strength pipe, manufactured by means of contact welding, allowing resistance against impact of sulfur dioxide gas and exceptional impact resistance, and method of such steel sheet manufacturing |
| JP2006233263A (en) * | 2005-02-24 | 2006-09-07 | Jfe Steel Kk | Method for producing high strength welded steel tube having excellent low yield ratio and weld zone toughness |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2768842C1 (en) * | 2018-11-29 | 2022-03-24 | Поско | High-strength thick steel sheet for pipeline, having excellent low-temperature impact strength and ductility, as well as low ratio of yield strength to ultimate strength, and method of its production |
| RU2790854C1 (en) * | 2020-01-29 | 2023-02-28 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Steel welded pipe and how it is manufactured |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2637202C2 (en) | Sheet steel for a thick-strengthen high-strengthening pipe threading with excellent resistance to acid environment, resistance to smoke and low-temperature viscosity and also a main pipe | |
| CA2749409C (en) | Thick high-tensile-strength hot-rolled steel sheet having excellent low-temperature toughness and manufacturing method thereof | |
| JP5776398B2 (en) | Low yield ratio high strength hot rolled steel sheet with excellent low temperature toughness and method for producing the same | |
| EP2799567B1 (en) | High-strength steel plate and high-strength steel pipe excellent in deformability and low-temperature toughness, and manufacturing method of the steel plate | |
| US9089919B2 (en) | Welded steel pipe for linepipe with high compressive strength and manufacturing method thereof | |
| CA2731908C (en) | Thick-walled high-strength hot rolled steel sheet with excellent low-temperature toughness and method for producing same | |
| KR100934405B1 (en) | High strength thick steel sheet and manufacturing method thereof, and high strength steel pipe | |
| JP5679114B2 (en) | Low yield ratio high strength hot rolled steel sheet with excellent low temperature toughness and method for producing the same | |
| EP3276026B1 (en) | Thick steel sheet for structural pipe, method for manufacturing thick steel sheet for structural pipe, and structural pipe | |
| US20120305122A1 (en) | Welded steel pipe for linepipe having high compressive strength and high fracture toughness and manufacturing method thereof | |
| WO2013011791A1 (en) | Low-yield-ratio high-strength hot-rolled steel plate with excellent low-temperature toughness and process for producing same | |
| WO2014041801A1 (en) | Hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same | |
| KR102119561B1 (en) | Thick steel plate for structural pipes or tubes, method of producing thick steel plate for structural pipes or tubes, and structural pipes and tubes | |
| EP3276025B1 (en) | Steel plate for structural pipe, method for producing steel plate for structural pipe, and structural pipe | |
| JP6519024B2 (en) | Method of manufacturing low yield ratio high strength hot rolled steel sheet excellent in low temperature toughness | |
| KR102002241B1 (en) | Steel plate for structural pipes or tubes, method of producing steel plate for structural pipes or tubes, and structural pipes and tubes | |
| JP2012126925A (en) | Steel material for line pipe | |
| WO2016056216A1 (en) | Steel sheet for line pipe, method for manufacturing same, and steel tube for line pipe | |
| JP6241434B2 (en) | Steel plate for line pipe, steel pipe for line pipe, and manufacturing method thereof | |
| JP6565890B2 (en) | Low yield ratio and high strength hot rolled steel sheet with excellent low temperature toughness | |
| RU2574924C1 (en) | High-strength steel pipe and high-strength steel plate having excellent deformability and low temperature impact toughness, and method of manufacturing of steel plate |