UA44290C2 - Спосіб виготовлення листа високоміцної низьколегованої сталі і високоміцна низьколегована сталь - Google Patents

Abstract

Процес виробництва високоміцної сталі складається з таких операцій: перша прокатка сталі, нагрітої до температури вище 1100 °С, тобто вище температури рекристалізації аустеніту, друга прокатка при температурі нижче температури рекристалізації аустеніту, охолодження водою для зниження температури від температури Аr3 до температури менше 400 °С, і подальший відпуск при температурі нижче температури фазового переходу Аc1.

Description

Изобретение относится к виісокопрочньїм низколегированньїм сталям для трубопроводов, способньм к вторичному упрочнению и имеющим в ЗТВ прочность, которая по существу равна прочности остальной части трубьї, и к способу изготовления листа - заготовки для трубь!.

Наиболее вьсокий предел текучести коммерчески доступной стали для изготовления труб для трубопроводов составляет около 550МПа (80кК5і). Зкспериментально получена сталь более вьІісокКой прочности, например до 690МПа (100кК5і), однако до ее безопасного использования в производстве труб для трубопроводов следует решить несколько проблем. Одна из них касаєтся использования бора как компонента стали. Хотя бор и увеличиваєт прочность, боросодержащие стали плохо поддаются обработке, что приводит к неравномерности качества изделий и Кк повьшенной склонности к растрескиванию при коррозии под нагрузкой.

Другой проблемой, связанной с вьісокопрочньіми, те. имеющими предел текучести более 550МПа (8ок5і) сталями, является разупрочнение ЗТВ после сварки. Из-за циклических изменений температурь во время сварки ЗТВ претерпеваеєт локальное фазовое превращение или отжиг, приводящее к значительному (примерно до 1595 и более) разупрочнению ЗТВ в сравнений с основньїм металлом.

Известен, способ получения стали с вьісокой прочностью на разрьів, в соответствии с УР, А, 57- 134514, МКИЗ С210 8/00, С 220 38/54 от 12.02.1981. В соответствии с известньм способом заготовку, содержащую 0,02 - 0,1595 С, 0,03 - 0,60 5і, 10 - 25 Мп, 0,005 - 0,060 АЇ, 0,01 - 0,10 Мр, ограниченное количество одного или более злементов: Ті, Мі, Си, Мо, М, Ст, В, Са, КЕМ и «х 0,008 5 и баланс Е с неизбежньіми примесями нагревают до температурь! 11807С или ниже, при которой Мо растворяєтся 20, 01. Затем ее прокатьвшают с общим обжатием » 5095 при температуре Ап - Аз ї- 150"С. Далее ее немедленно охлаждают до 450 - 3002С со скоростью 2 - 202С/сек, после чего ее охлаждают воздухом.

При температуре охлаждения, виіходящей за верхний предел, формируются две фазовье структурь: феррит и бейнит, и зффект увеличения прочности не значителен. Ниже нижнего предела количество мартенсита возрастаєет, и зто приводит к уменьшению зффекта отпуска.

Указанньій способ позволяєт получать листь! стали с достаточно вьісокой прочностью на разрьв.

Однако указанньй способ получения листа стали и полученная таким способом сталь не обеспечивают достаточной прочности стального листа в ЗТВ и в ЗТВ прочность стали значительно ниже, чем ее прочность вне действия термического воздействия при сварке.

Известна листовая вьісокопрочная сталь, которая имеет, по сути, одинаковне физические свойства по длине листа, в соответствии с пат. США 4 572 748, МКИЄ С 21 01/18, С21 О 1/62 от 15.04.1985Гг.

Указанная вьісопрочная сталь, содержит в основном мартенситно/бейнитную фазу, причем отимальнье прочность и ударную вязкость она имеет, когда ее микроструктура содержит мартенсит и нижний бейнит.

Если содержание легирующих злементов либо скорость охлаждения стали слишком вьсоки, микроструктура после закалки становится простой мартенситной фазой и ударная вязкость понижается.

Если какой-либо из указанньїх параметров слишком мал, тогда микроструктура будет относится к верхнему бейниту, что приведет также к снижению ударной вязкости.

Однако известная сталь также не может обеспечить достаточной прочности стального листа в ЗТВ и в ЗТВ прочность стали значительно ниже, чем ее прочность вне действия термического воздействия при сварке.

Задачей изобретения является созданиє способа получения листа низколегированной вьісокопрочной стали для трубопроводов толщиной, по меньшей мере, 10, предпочтительно, 15 и более предпочтительно - 20 мм, параметрь! которого обеспечивали бьі получение в готовом изделий предел текучести, по меньшей мере, около 827МПа (120кК5і) и предел прочности при разрьіве, по меньшей мере, около 896МІПа (130К5і) и при зтом обеспечивали бьі постоянство качества изделия, по существу, исключая или, по меньшей мере, снижая потерю прочности в ЗТВ из-за циклических изменений температурь во время сварки, и обеспечивали бьї достаточную прочность изделия при средней и низкой температуре окружающей средь!.

Поставленная задача решается тем, что в известном способе изготовления листа вьісокопрочной низколегированной стали путем нагрева стальной заготовки, обжатия заготовки для образования листа и охлаждения листа, согласно изобретению, для получения листа вьісокопрочной низколегированной стали с пределом текучести по меньшей мере около 830МПа (120кК5і) осуществляют а) нагрев стальной заготовки до температурьі, достаточной для расплавления по существу всех карбонитридов ванадия и карбонитридов ниобия, б) обжатие заготовки для образования листа за один или несколько проходов в первом температурном диапазоне, в котором происходит рекристаллизация аустенита, в) дополнительное обжатие листа за один или несколько проходов во втором температурном диапазоне ниже температурь! рекристаллизации аустенита, но вьіше точки превращения Аз, г) охлаждение водой дополнительно обжатого листа от температурьі вьіше точки Аз до температурьй не вьіше 400"С, и согласно которому сталь содержит ниобий и ванадий в общем количестве не менее 0,1 мас. 95.

Рекомендуется, чтобь! температура в операции (а) находилась в пределах около 1100 - 125070.

Целесообразно, чтобьї обжатие составляло в операции (б) около 30 - 70905, а в операции (в) - около - 7095.

Предпочтительно, чтобьї охлажденньій в воде лист отпускали при температуре, не превьішающей точки превращения Асі в течениеє времени, достаточного для вьіделения є - меди и карбидов или карбонитридов ванадия, ниобия и молибдена. Возможно, чтобь! отпуск проводили в температурном диапазоне 400 - 70070. Наийболее предпочтительно, чтобьї охлаждение водой проводили со скоростью по меньшей мере около 20"С/с.

Предлагаєтся формовать лист в трубу и раздавать на 1 - Зоо.

Наиболее целесообразно, чтобь! сталь имела химический состав (в мас. Об): (Ф; 0,03-0,12

Бі 0,1 - 0,50

Мп 0,40-2,0

Си 0,50-2,0

Мі 0,50-2,0

М 0,03-0,12

М 0,03 -0,15

Мо 0,20 - 0,80 ті 0,005 - 0,03

А! 0,01 - 0,05

Рест Не более 035 и

Ее и случайнье примеси остальное

Здесь и далее Рем - показатель трещинообразования для низколегированной стали.

Сталь может дополнительно содержать 0,3 - 1,095 хрома.

Предлагается, чтобь! ванадий и ниобий бьіли взять! каждьй в концентрации не менее 0,0495.

Задачей изобретения является, также создание удобной для производителя стали, свойства которой обеспечивают уникальную способность вторичного упрочнения в широком диапазоне параметров термообработки, например, времени и температурь. Поставленная задача решаєтся тем, что вьісокопрочная низколегированная сталь, имеющая предел текучести по меньшей мере около 830МПа (120кК5і), согласно изобретению, содержит преимущественно мартенситно-бейнитную фазу, включающую частицьї є-меди, карбидьі, нитридьй или карбонитридьії ванадия, ниобия и молибдена, в: которой суммарная концентрация ванадия и ниобия составляєт не менее 0,1мас. 95. Рекомендуется, чтобь! сталь имела вид листа толщиной по меньшей мере около 10мм. Целесообразно, чтобьї дополнительнье количества ванадия и ниобия находились в твердом растворе.

Возможно, чтобь! ванадий и ниобий бьіли взять! каждьій в концентрации не менее 0,495. Наийболее предпочтительно, чтобь! сталь имела следующий химический состав (в мас. 95): (Ф; 0,03-0,12

Бі 0,1 - 0,50

Мп 0,40-2,0

Си 0,50-2,0

Мі 0,50-2,0

М 0,03-0,12

М 0,03 -0,15

Мо 0,20 - 0,80 ті 0,005 - 0,03

А! 0,01 - 0,05

Рест Не более 035 и

Ее и случайнье примеси остальное

Сталь может дополнительно содержать 0,3 - 1,095 хрома.

Прочность стали в зоне термического влияния после сварки составляет, по меньшей мере, 9595 от прочности основного металла.

Прочность стали в зоне термического влияния после сварки может также составлять, по меньшей мере, 9895 от прочности основного металла.

Поставленная задача согласно изобретению решена тем, что между химическим составом стали и способом ее получения достигнуто такое соответствиє, которое позволяет производить такую вьсокопрочную сталь с номинальньм минимумом определа текучести вьше 690МПа (100к5і), предпочтительно вьіше 758МПа (110кК5і) и более предпочтительно вьіше 827МПа (120кК5і), из которой может бьіть изготовлена труба для трубопровода, сохраняющая после сварки прочность в ЗТВ по существу на том же уровне, что и у остальной части трубь. При зтом данная сверхвьсокопрочная низколегированная сталь практически не содержит бор, т.е. его концентрация « 5млн"!, предпочтительно « 1Тмлн", а более предпочтительно - нулевая, а изготовленная из неб труба сохраняєт качества заготовки и не подвержена поверхностному растрескиванию при коррозии под нагрузкой. В предпочтительном варианте сталь имеет по существу однородную микроструктуру, содержащую главньм образом мелкие зерна термообработанньх мартенсита и бейнита, и может вторично упрочняться вьіпавшими частицами є-Си и карбидов или нитридов или карбонитридов М, МБ и Мо. Зти вьшпавшие частицьї, особенно ванадия, снижают разупрочнение ЗТВ, вероятно, из-за предотвращения удаления дислокаций в зонах нагрева до температур не вьше точки Асі (от которой начинается образование аустенита), или благодаря проявлению дисперсионного упрочнения в зонах нагрева до температур вьіше точки Асі, либо вследствие того и другого. Стальной лист согласно изобретению получают изготовлением известньмм способом заготовки из стали, имеющей следующий химический состав (в мас. 95):

С .......0,03 - 0,12, предпочтительно 0,05 - 0,09 5і......0,10- 0,50

Мп......0,40 -2,0

Си......0,50 -2,0, предпочтительно 0,6 - 1,5

Мі......0,50 - 2,0

МО......0,03 - 0,12, предпочтительно 0,04 - 0,08

М.......0,03 - 0,15, предпочтительно 0,04--0,08 причем сумма концентраций ниобия и ванадия не менее 0,195,

Мо......0,20 - 0,80, предпочтительно 0,3 - 0,6

Стг......0,30 - 1,0, предпочтительно для Н»-атмосферьі, содержащей водород ті......0,005 - 0,03

А.......0,01 -0,05

Рет не более 0,35,

Ее и случайнье примеси - остальное.

Следует отметить сведение до минимума количества таких широко известньїх примесей, как азот, фосфор и сера, хотя некоторое количество азота, как обьяснено ниже, желательно для получения замедляющих рост зерна частиц ТІМ. В предпочтительном варианте содержание азота находится в пределах 0,001 - 0,0195, серьі - не более 0,0195 и фосфора -- не более 0,0195. Данньій химический состав стали не содержит бор в том смьісле, что бор не добавляют и его количество должно бьть « 5 млн", предпочтительно « 1 млн".

Фиг. 1 - график зависимости предела прочности при растяжений листовой стали (ордината, К5і) от температурьї термообработки (абсцисса, С) и - схематически - дополнительньй зффект твердения/упрочнения, связанньй с вьіделением є-меди и карбидов и карбонитридов молибдена, ванадия и ниобия.

Фиг. 2 - фрактографический злектронньій микроснимок, вьіполненньй методом светлого поля и показьвающий зернистую бейнитную микроструктуру сплава А2 в закаленном виде.

Фиг. 3 - фрактографический злектронньій микроснимок, вьіполненньй методом светлого поля и показьівающий пластинчатую мартенситную микроструктуру сплава АТ в закаленном виде.

Фиг. 4 - виіполненньій методом светлого поля фрактографический злектронньій микроснимок сплава

А2, закаленного и отпущенного при температуре 600"С в течение 30 мин (дислокации, возникшие при закалке, по существу сохраненьі после отпуска, что указьівает на превосходную стабильность данной микроструктурь!).

Фиг. 5 - сильно увеличенное изображение вьшавших частиц, полученное фрактографической злектронной микрофотографией методом темного поля и показьвающее комплексное, смешанное вьіделение компонентов в сплаве АТ, которьй закален и отпущен при 600"С в течений 30 мин (самьсе крупнье глобулярньсе частиць - зто є-Си, а более мелкие частицьї относятся к типу (М, МБ) (С, М); тип (Мо, М, МБ) (С, М) представлен мелкими иглами, которье находятся в некоторьх дислокациях, пронизьвая их).

Фиг. 6 - диаграмма микротвердости по Виккерсу (ордината) сварного шва и ЗТВ для сталей А1 (квадратьї) и А2 (треугольники) при подаче тепла З кКДж/мм (для сравнения штриховой линией показана типичная микротвердость коммерчески доступной менее прочной стали марки Х100 для трубопровода).

Стальную заготовку обрабатьшвают: нагревом до достаточной для растворения по существу всех карбонитридов ванадия и карбонитридов ниобия температурь! (предпочтительно 1100 - 12507С); первой горячей прокаткой обжатием заготовки на 30 - 7095 с образованием листа за один или несколько проходов при первом температурном режиме, при котором происходит рекристаллизация аустенита; второй горячей прокаткой с обжатием на 40 - 7095 за один или несколько проходов при втором температурном режиме с несколько меньшей, чем в первом, температурой, при котором не происходит рекристаллизация аустенита, но вьіше точки превращения Аз начала перехода аустенита в феррит при охлаждений стали; закалкой прокатанного листа охлаждением в воде от температурь не ниже точки превращения Аз до температурь не вьше 400"С со скоростью по меньшей мере 20"С/с, предпочтительно по меньшей мере около 30"С/с; отпуском закаленного прокатанного листа при температуре не вьише точки превращения Асі начала образования аустенита при нагреве стали в течение времени, достаточного для вьіпадения по меньшей мере одного или нескольких компонентов из ряда: є-Си, карбидь, нитридь! или карбонитридь М, МБ и Мо.

Сверхвьсокопрочнье стали обязательно должнь обладать рядом свойств, обеспечиваемьмх химическими злементами и термомеханической обработкой, и даже малье изменения химического состава стали могут привести к значительньм изменениям характеристик готового изделия. Ниже описана роль различньхх легирующих злементов и предпочтительнье предельй их содержания в заявленной стали.

Углерод обеспечиваєт матричное упрочнениеє любьх сталей и сварньїх швов независимо от их микроструктурь и дисперсионноеє упрочнениє главньм образом вследствиеє образования частиц или кристаллов МБ(С,М), М(С,М) и Мо2гс, если они достаточно мелки и многочисленнь. Кроме того, виіделение

МЬ(С,М) во время горячей прокатки замедляет рекристаллизацию и предупреждает рост зерна, и тем самьм служит средством улучшения качества зерна аустенита, обеспечивая увеличение как прочности, так и вязкости при низкой температуре. Углерод также усиливаєт способность принимать закалку, т.е. образовьзвать более твердую и более прочную микроструктуру при охлаждении стали. При содержаний углерода « 0,0395 зтот упрочняющий зффект не наблюдается, а при » 0,1295 сталь будет подвержена растрескиванию при сварке на холоду в полевьх условиях и еє вязкость, включая ЗТВ в зоне сварного шва, будет ниже.

Марганец упрочняеєт матрицу стали и шва и значительно улучшает способность принимать закалку.

Минимум Мп, необходимьй для достижения требуемой прочности - 0,495. Подобно углероду, Мп в избьтке ухудшает вязкость листа и шва и так же вьізьівает расстрескивание при сварке на холоду в полевьїх условиях, позтому его верхний предел - 2,095. Зтот предел также нужен для предотвращения сильной сегрегации по осевой линии в полученньїх методом непрерьвной разливки трубопроводньх сталях, которая способствует растрескиванию под воздействием водорода (далее - РВВ).

Кремний всегда вводят в сталь в качестве раскислителя в количестве по меньшей мере 0,195. Он также служит зффективньмм упрочнителем твердого раствора феррита. Взятьій в избьтке кремний отрицательно влияєт на вязкость в ЗТВ, которая при его концентрации » 0,595 снижается до неприемлемого уровня.

Ниобий добавляют для улучшения качества зерна в микроструктуре стали после прокатки, которое повьишает как прочность, так и вязкость. Вьіделение МБ(С,М) при горячей прокатке замедляєт рекристаллизацию и препятствует росту зерна, служа средством улучшения качества зерна аустенита.

Он сообщаєт дополнительную прочность при отпуске благодаря вьіпадению частиц МЬ(С,М). Однако его избьток отрицательно влияет на свариваемость и вязкость в ЗТВ, позтому верхний предел его концентрации 0,12905.

Титан при добавлений в небольшом количестве образует мелкие частицьі ТІМ, которье могут способствовать улучшению мелкозернистости структурьі после прокатки и действовать в качестве замедлителя роста зерна в ЗТВ стали, тем самьм повьшая вязкость. Ті добавляют столько, чтобь соотношение Ті/М составляло 3,4, что способствует соединению свободного азота с титаном с образованием частиц ТіМ. Зто же соотношение также обеспечиваєт образование таких мелкодисперсньх частиц ТІМ при непрерьівном литье стальной заготовки, которне замедляют рост зерна аустенита при последующих повторном нагреве и горячей прокатке. Избьток Ті ухудшает вязкость стали и сварньх швов из-за образования более крупньїх частиц Ті(С,М). Концентрация Ті « 0,00595 не может обеспечить достаточную мелкозернистость, а » 0,0395 вьізьівает ухудшение вязкости.

Медь вводят для дисперсионного упрочнения при отпуске стали после прокатки образованием еє мелких частиц в матрице стали. Си также повьшшаєт сопротивление коррозий и РВВ. Избьток Си вьізьіваеєт чрезмерное дисперсионное упрочнение и ухудшаєт вязкость и сообщаєт стали склонность к поверхностному растрескиванию при горячей прокатке, позтому верхний предел концентрации меди - 2,096.

Никель добавляют для противодействия вредному влиянию меди на поверхностное растрескивание при горячей прокатке. Он также улучшает вязкость стали и еє ЗТВ. В общем, никель полезен, но при его концентрации » 295 появляется тенденция к усилению сульфидного растрескивания под нагрузкой.

Позтому его вводят до 295.

Алюминий добавляют к зтим сталям как раскислитель в количестве, по меньшей мере, 0,0195. Он также играєт важную роль в обеспечениий вязкости в ЗТВ удалением свободного азота из ев крупнозернистой области, где теплота сварки частично расплавляет ТіМ с вьісвобождением азота. При повьішенном (» 0,0590) содержаниий алюминия появляется тенденция к образованию включений типа

АІ2Оз, отрицательно влияющих на вязкость стали и еє ЗТВ.

Ванадий добавляют для дисперсионного упрочнения при вьіпадениий мелких частиц МС в стали при отпуске и в ее ЗТВ при охлаждений после сварки. При растворений в аустените М весьма благоприятно влияет на способность принимать закалку. Позтому он ополезен для сохранения прочности вьісокопрочной стали в ЗТВ. Верхний предел 0,1595 установлен потому, что избьток М приводит к растрескиванию при сварке на холоду в полевьх условиях, а также ухудшаеєт вязкость стали и еє ЗВ.

Молибден повьішает упрочняемость стали при непосредственной закалке с образованием прочной микроструктурь! матриць и обеспечивает дисперсионное упрочнение при отпуске вследствие вьіпадения частиц МогС и карбида МЬМОо. Избьток Мо способствует растрескиванию при сварке на холоду в полевьзх условиях и ухудшает вязкость стали и еє ЗТВ, позтому установлен верхний предел 0,895.

Хром также повьишаєт упрочняемость стали при непосредственной закалке. Он улучшает сопротивление коррозии и РВВ. В частности, он предпочтителен для предотвращения доступа водорода, ибо способствует образованию на поверхности стали оксидной пленки с вьісоким содержанием Сіг2Оз.

При концентрации Сг « 0,395 устойчивьй слой Сі2Оз на стальной поверхности не образуется. Подобно молибдену, избьток Сг способствует растрескиванию при сварке на холоду в полевьїх условиях и ухудшаєет вязкость стали и ее ЗТВ, позтому верхний предел его концентрации 1,095.

Проникновениє и включение азота в сталь невозможно предотвратить при ев вьплавке. В заявленной стали его примесь полезна для формирования мелких частиц ТіМ, которне предотвращают рост зерна при горячей прокатке с улучшением качества прокатанной стали и ее ЗТВ. Для получения необходимого количества фракции ТІМ нужно по меньшей мере 0,00195 азота. Однако его избьток отрицательно влияет на вязкость стали и еє ЗТВ, позтому максимум концентрации азота установлен на уровне 0,0195.

Хотя ньіне и создань!ї вьісокопрочнье стали с пределом текучести » 827МПа (120кК5і), их вязкость и свариваемость не отвечают требованиям, предьявляеємьм ок трубам для трубопровода, из-за характерного для зтих материалов относительно високого (т.е. более указанного в зтой заявке Рст 0,35) зквивалента углерода.

Основной целью термомеханической обработки служит достижение достаточно тонкой микроструктурь! отпущенного мартенсита и бейнита, которая вторично упрочняется еще более мелкими дисперсньми о частицами оє-меди, Мо2С, М(С,М) и МБ(С,М). Тонкие пластинки отпущенного мартенсита/бейнита придают полученному материалу вьісокую прочность и хорошую вязкость при низкой температуре. Таким образом, нагретье зерна аустенита, во-первьїх, измельчают до размера, например не более 20мкм, во-вторьїх, деформируют и сплющивают так, чтобь! их поперечньій размер стал еще меньшим, например не более 8 - 10мкм, и, в-третьих, зти сплющеннье зерна аустенита наполняют дислокациями с вьісокой плотностью и зонами сдвига. Зто приводит к вьісокой плотности потенциальньх узлов кристаллизации для образования переходньхх фаз при охлаждениий стальной заготовки после горячей прокатки. Другая цель состоит в сохранениий достаточного количества Си, Мо, М и Мо по существу в твердом растворе после охлаждения заготовки до комнатной температурь;, чтобь! они при отпуске могли вьіделиться в виде є-Си, Мог2С, МБ(С,М) и М(С,М). Позтому температура повторного нагрева перед горячей прокаткой заготовки должна удовлетворять как требованию повьшения растворимости Си, М, МО и Мо, так и требованию предотвращения расплавления образовавшихся во время непрерьвной разливки стали частиц ТіМ и, тем самьм, предотвращения укрупнения зерен аустенита перед горячей прокаткой. Для достижения обеих целей температура повторного нагрева сталей заявленного состава перед горячей прокаткой должна бьіть не ниже 1100"С и не вьіше 1250"С, а ее конкретную величину в заявленньїх пределах можно легко определить для любого состава стали либо зкспериментально, либо расчетами на подходящей модели.

Температура, служащая границей между озтими двумя температурньми диапазонами, т.е. диапазоном рекристаллизациии и диапазоном, в котором рекристаллизация не происходит, зависит от температурь нагрева перед прокаткой, концентраций углерода и ниобия и степени обжатия, достигнутого за проходьій прокатки. Для каждого состава стали зта температура может бьть определена либо зкспериментально, либо расчетами на модели. Наряду с приданием аустениту мелкозернистости зти параметрьї горячей прокатки обеспечивают увеличениє плотности дислокаций в его зернах из-за образования деформационньїх зон и, тем самьм, повьишают плотность потенциальньх узлов в деформированном аустените для кристаллизации переходньїх продуктов во время охлаждения после прокатки. Если же обжатие при прокатке в "рекристаллизационном" температурном режиме уменьшить, а в исключающем рекристаллизацию температурном режиме увеличить, то аустенит не станет достаточно мелкозернистьм, и зто увеличениє размеров зерен аустенита понизит как прочность, так и вязкость и станет причиной увеличения склонности к коррозионному растрескивания под нагрузкой. С другой стороньі, при увеличениий обжатия при прокатке в "рекристаллизационном" температурном режиме и его уменьшений в исключающем рекристаллизацию температурном режиме образование деформационньх зон и субструктур дислокаций в зернах аустенита будет недостаточньім для обеспечения достаточного измельчения переходньїх продуктов при охлаждений стали после прокатки. После чистовой прокатки сталь закаливают в воде, охлаждая еє от температурь! не ниже точки превращения А;з до температурь не вьіше 400"С. Воздушное охлаждение неприменимо, ибо приведет к превращению аустенита в агрегатированньйй феррит/перлит, что снижает прочность. Кроме того, при воздушном охлаждений будет вьіделяться и перестаревать медь, становясь фактически бесполезной для дисперсионного упрочнения при отпуске.

При завершений охлаждения водой при температуре » 400"С упрочнение следствие превращений при охлаждений будет недостаточньім, и прочность стального листа снизится. Изготовленньій горячей прокаткой и охлажденньй водой стальной лист далее отпускают при температуре не вьіше точки превращения Асі. Отпуск необходим для улучшения вязкости стали и обеспечения достаточного по существу равномерного по всей микроструктуре вьіделения 6є-Си, Мо2С, МБ(С,М) и М(С,М) для увеличения прочности. Следовательно, вторичное упрочнение достигается совместньм действием частиц є-Си, Мог2С, М(С,М) и МБ(С,М). Максимальное упрочнение частицами є-Си и Мог2С происходит в температурном диапазоне 450 - 550"7С, а частицами (С,М)/МБ(С,М) - в температурном диапазоне 550 - 650"С. Использование частиц зтих видов для вторичного упрочнения обеспечиваєт такую характеристику упрочнения, на которую отклонения в составе или микроструктуре матрицьі! оказьвают минимальное влияние, чем достигается равномерное упрочнение по всему листу. Следовательно, сталь необходимо отпускать в течение по меньшей мере 10, предпочтительно по меньшей мере 20, например в течение 30 мин, при температуре в пределах 400 - 7007С, предпочтительно 500 - 65070.

Несмотря на относительно низкое содержание углерода, полученная описанньм способом сталь обладаєт вьісокой прочностью и вьісокой вязкостью при вьісокой однородности по всей толщине листа.

Кроме того, наличие и дополнительное вьіделение во время сварки частиц М(С,М) и МБ(С,М) ослабляет тенденцию к разупрочнению ЗТВ. Более того, заметно снижена подверженность стали РВВ. Вьізванньй сваркой термический цикл создаєт ЗТВ, которая может распространяться от линии проплавлення на 2 - 5мм. В зтой зоне возникаєт температурньй градиент, например от около 700"С до около 14007С, которьй распространяеєется на обьемь), где - от более низкой к более вьісокой температуре - происходят: разупрочнение из-за вьісокотемпературного отпуска и разупрочнение из-за аустенизации и медленного охлаждения. В первом таком обьеме имеющиеся ванадий и ниобий и их карбидь или нитридь предотвращают или существенно снижают разупрочнение путем сохранения вьсокой плотности дислокаций и субструктур; во втором таком обьєме образуются дополнительнье частиць! карбонитрида ванадия и ниобия, которье сводят разупрочнение до минимума. Зффект дисперсной структурь! таков, что при вьізванньїх сваркой циклических изменениях температурь! в ЗТВ сохраняется по существу такая же прочность, как и у остальной, основной стали трубь! для трубопровода. Снижение прочности в зтой зоне составляет менее 10, предпочтительно менее 5, а более предпочтительно менееєе, чем примерно 295, от прочности основной стали. Иначе, прочность в ЗТВ после сварки составляет по меньшей мере около 90, предпочтительно около 95 и более предпочтительно - около 9895 от прочности основного металла. Прочность в ЗТВ сохраняеєется прежде всего вследствие суммарной концентрации ванадия и ниобия более 0,195 и - в предпочтительном варианте - из-за присутствия каждого из них в количестве более 0,495. Трубу изготовляют из листа известньм методом Ш-О-Е, согласно которому лист изгибают 0О- и затем О-образно и О-образную заготовку раздают на 1 - 395. Формованиеє и раздача с сопутствующими зффектами механического упрочнения обеспечивают максимальную прочность трубь для трубопровода. Следующие примерь! служат для иллюстрации описанного вьіше изобретения.

Примерь! осуществления изобретения 500-фунтовая (226,8кг) порцию каждого сплава с приведенньм ниже химическим составом и прочностью получили методом вакуумно-индукционной плавки, разлили в заготовки и оттянули в плить толщиной 100мм, а затем для придания соответствующих характеристик подвергли горячей прокатке, как описано ниже. В Таблице 1 приведен химический состав (в мас. 95) сплавов А! и А2.

Таблица 1

Сплавь

А1 А2 (Ф; 0,089 0,056

Мп 1,91 1,26

Р 0,006 0,006

З 0,004 0,004

Бі 0,13 0,11

Мо 0,42 0,40

Сг 0,31 0,29

Си 0,83 0,63

Мі 1,05 1,04

М 0,068 0,064

М 0,062 0,061 ті 0,024 0,020

АЇ 0,018 0,019

М (млн) 34 34

Рест 0,30 0,22

Для получения требуемой микроструктурьї отлитье заготовки перед прокаткой должнь! бьть соответственно повторно нагреть. Повторньй нагрев служит для существенного растворения в аустените карбидов и карбонитридов Мо, МБ и М с тем, чтобьї зти злементь! при дальнейшей обработке стали могли повторно вьделиться в более подходящем виде, т.е. в виде мелких частиц, вькристаллизовавшихся в аустените перед закалкой, а также при отпуске и сварке продуктов превращения аустенита. Согласно изобретению повторньій нагрев проводят в течение 2 часов при температурах 1100 - 1250"С, а более конкретно 1240"С для сплава Ат и 1160"С для сплава А2 для каждого. Структура сплава и термомеханическая обработка приведень в соответствие, обеспечивающееєе следующее распределение таких сильньїх источников карбонитридов, как МБ и М: а) около трети их вьіделяєтся в аустените перед закалкой; б)около трети их вьіделяется в продуктах превращения аустенита при отпуске после закалки; в) около трети их остаєется в твердом растворе, чтобь! вьіделиться в ЗТВ для устранения обьічного понижения твердости, наблюдаємого в сталях с пределом текучести вьше 550МПа (80Кк5і). В таблице 2 показан термомеханической режим прокатки квадратного листа с исходной толщиной 100 мм для сплава А1. Режим прокатки для сплава А2 бьл таким же, за исключением температурь нагрева, которая составляла 11607С.

Таблица 2

Температура нагрева: 124020

Проход Толщина после Температура, прохода об (0) 100 1240 1 85 1104 2 70 1082

З 57 1060

Задержка (переворот листа на ребро) 4 47 899

З8 877 (5) 32 852 7 25 827 8 20 799

Охлаждение водой до комнатной температурь!.

Ввиду небольших размеров образца возможно его охлаждение со всех сторон.

Сталь подвергли закалке со скоростью охлаждения 30"С/с от температурьї завершающего прохода прокатки до комнатной температурь. Ота скорость обеспечила требуемую после закалки микроструктуру, состоящую преимущественно из бейнита и/или мартенсита, или более предпочтительно - 100905 пластинчатого мартенсита.

Обьічно при старении сталь разупрочняется и теряєт твердость и прочность, приобретенньюе при закалке; уровень такого понижения прочности зависит от конкретного состава стали. В заявленньх сталях зто естественное понижение прочности-твердости по существу исключено или значительно снижено благодаря комбинированному мелкодисперсному вьіделению є-Си, МС, МС и Мо2С. Отпуск проводили при различньїх температурах от 400 до 700"С в течение 30 мин, после чего следовало охлаждение водой или воздухом, предпочтительно водой, до комнатной температурь. Структура множественного вторичного упрочнения, происшедшего благодаря частицам вьіделенньїх компонентов и повлиявшая на прочность стали, для сплава А1 схематически показана на фиг. 1.

После закалки зта сталь имеет вьсокую твердость и прочность, которье, однако, будут легко утраченьії при отсутствий компонентов, способствующих вторичному упрочнению в температурном диапазоне старения 400-700"С, как схематически показано непрерьвно опускающейся штриховой линией. Сплошной линией показань! достигнутье характеристики заявленной стали. Прочность зтой стали при разрьшве практически не ухудшаеєется при старений в широком диапазоне температур 400 - 650"С. Упрочнение происходит вследствиєе вьіделения частиц є-Си, Мог2С, МС, МрС, которое происходит и достигает пика при разньїх режимах в указанном широком диапазоне температур старения и обеспечиваеєт кумулятивную прочность, которая компенсирует снижение прочности, обьчно происходящее при старений не имеющих сильньх источников карбидов углеродистьх и низколегированньїх мартенситньїх сталей. Сплав А2 с более низким содержанием углерода и Рст характеризуется такими же процессами вторичного упрочнения, что и сплав Аї, однако уровень прочности у него бьіл ниже, чем у сплава А! при любьїх режимах обработки.

На фигурах 2 и 3 приведеньі примерь! микроструктурь! после закалки, где видна преимущественно зернистая бейнитная и мартенситная микроструктура соответствующего сплава. Повьшенная закаливаемость сплава А!7 из-за повьішенного содержания легирующих злементов подтверждена его пластинчатой мартенситной структурой, а сплав А2 характеризуется преймущественно зернистьм бейнитом. Следуєт отметить, что даже после отпуска при 600"С оба сплава продемонстрировали отличную стабильность микроструктурь! с незначительньім восстановлением в субструктуре дислокаций и небольшим ростом ячеек/пластинок/зерна. При отпуске в интервале температур 500 - 650"С вьіделение способствующих вторичному упрочнению компонентов наблюдалось прежде всего в виде кристаллов є-Си, а также глобулярньїх и игольчатьхх частиц типа МогС и (МБ,М)С. Вьіпавшие частиць имели размерь! от 10 до 150 ангстрем. Очень сильное увеличение при трансмиссионной злектронной микрофотографии, сделанное вьіборочно для вьіделения частиц методом темного поля, показано на фиг. 5. В таблицу З сведеньй даннье о прочности при разрьшве и вязкости при низких температурах окружающей средь». Ясно, что прочность при разрьшве сплава А7 превьшает требуемьй согласно изобретению минимум, а сплав А2 отвечаєт зтому требованию.

Согласно техническим условиям Е 23 Американского общества по испьітанию материалов (А5ТМ) на вьурезанньїх вдоль и поперек листа образцах с М-образньм надрезом по Шарпи при комнатной температуре и при -40"С бьіли проведень испьттания на ударную вязкость. При всех параметрах отпуска сплав А2 имел более вьісокую ударную вязкость, значительно превьішающую 200Дж при -4070.

Сплав АТ при его сверхвьісокой прочности также продемонстрировал отличную ударную вязкость (более 100Дж при -402С), а предпочтительная вязкость стали не менее 120Дж при -407С. На фиг. 6 графически показань даннье по микротвердости, полученнье на лабораторном сварном шве для заявленньїх сталей в сравнениий с соответствующими характеристиками коммерчески доступной менее прочной стали для трубопроводов Х100. Лабораторную сварку проводили с подачей тепла З кДж/мм.

Показаньї также кривье твердости в ЗТВ сварки. Стали согласно изобретению демонстрируют вьісокое сопротивление разупрочнению ЗТВ - менее 295 в сравнении с твердостью основного металла. Для сравнения можно отметить, что у известной стали Х100, которая имеет значительно меньшую прочность и твердость основного металла, чем сталь А1, наблюдаеєтся значительное (около 1595) разупрочнениєе в

ЗТВ. Зто еще более впечатляєт, если учесть хорошо известньій факт, что поддерживать прочность в ЗТВ на уровне основного металла тем труднееє, чем вьіше прочность основного металла. Вьсокая прочность в ЗТВ заявленной стали достигается, когда подача тепла при сварке находится в пределах 1 - 5 кКДж/мм.

Таблица З

ХАРАКТЕРНЬЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА

Сталь Режим (фут/фунт) (фут/фунт)

А в теч. 30 мин. в теч. 30 мин.

А2 в теч. 30 мин. в теч. 30 мин. "Поперечное направление, кругльне образь! (А5ТМ, Е8):

ПТ - предел текучести, остаточная деформация 0,290;

ППР - предел прочности при разрьве;

Удл - удлинение относительно расчетной длинь образца 25,4мм. ««"Поперечньй образец:

МЕ 420 0 - М--образньй надрез, удар при 20 5о 0С;

МЕ 4-40 0 - М--образньй надрез, удар при -40 50 0С.

Предел прочности на растажениє

МПа, (кві)

Іо рою о 160 1059 159 у ! па й Ше Мч ) 140 с

ТЦ, 900 1530 си ж р -кя ту, МЬс й У К; я

Мосс - --- О - о 0Н7шї

Песле 4050 ОО ОО 70а сс закалки

Фиг. 1

Удиляєт. п товвнй з ти ВЕН ЖК а и ле пе шк й є ке ен ев и Кая я о ям ВЕ и НОЙ поле и вия ТЕ же Ге Не, се чи ми ниви іже щі шк Кафе сли ; : в й 5-й кт, я. Ту тків а я ри ії тек и я о й ужив яко що: закон

Кк ау т либмеии ї я я й рослкеМ От щк: РОШИ я . здо т ан чи ди Ук. а ей майя пеою : як - Але шия Я «и оо У я се Бу шк . кий,

Біж Мине Я Кд Кл Не А Б ! в 1; я Шк жх йно пої , тиж, й в й по иввї, т ДЕ бу в НН З У НЕ жк Тож Ж лав І . ще ше т феї Дяк ау Кия Як Ко й ще ЕЕ оз в) їх БИ ще "й ям ОЖНКя ве сш тив о я : і: й кв, ее ве Де не ен пр Кк Б ке ДИТИ лі Ку ня СО Е м Й поки Кв оці я діт тя « ЗАЙ й: ее КА ПМ шко би ай ср у ЕД и, десь ге їх ши З тя ЖІ, Н яв сн й є жи ви еВ обу аю ше я е мстквий пу нев ти чі бул тр " жит; св ; ні й най ій ня 7 же о іт, ши би Й Й ех я й. Не я Ір ай. Ко ї п р 1 я Яги ЙЕ с се ВЕ Ь ж пок . Й у й сах ій ре й пеклі Ши нин Б Екс ни я якя

Е й йти" : ганку НЯ; Пе па я стю? і стій Ше р ек Є

Ся Кум нав ко пло, хх; ксдей ре не, БИ рда я м КУ щи й ш шт є сту у, о мя в Я ія Ще с ВН В т 13 ЗИ я ях Ся оса т вві ш тя и

АХ А. якої вд Шість вит, миня ВО. в : Пе; о тор в ка Нй я МКС СІ пн уся м БИ ал р г ШИ " Ше: т лк І айттх" Ум яз Ви ж ше повин Ге АНЯ їв дике ЧЕН я сно а реко з гак вен ОК у ту НИ еф й тля ік в МЖК кош ше а й фі ЖЕ ріка НВ Е ТЗ з ко доз ВК де Нпуевк : в ИН щі м. - на Я Мей та зай пи х чання ча ні

Ки | Я ре же В Ян Б лжя таж як: потр НАЙ й з Гн ік Да ме яні: є па ТИ Бра ів гнй по вити хг - «ВШ я; аа мя, сОМж я ще чай ша чу МОНА на НК ше: га т іс І 79 тя дин МОЖ . ІЙ хо дк сао свв. ве - сов. Ши сіни, Ше

В: ВАНЬ й ож 7 Баш ОМ ря шк Я - Кроти ее Й а кої ква пок, ШИ т че пи йх що! по і Шан ке хе ва

М. я, ее; я ЩО Ки нн я но ;

Й уче ее ве і Й ж рат сек дв сна їж в інши Ко Іона Ева Ку Б дн Кз Ми ак й в . тк в Е я РЕЯ тк жк нм ; - де ї вним Вк дар зн В ЗК БИ кв й ; ви фе ша сив рай Б "ре и . Ж ие ств НИ гнав рн янв НИВІ нкіх Ще й ДО ак оо, ва ях. ан Ен песое А НЯ НО в рей "я

Ку ВИК ву а дае руни грай ок В І й косюИи ау

Сода 2-й Ще щи

Фиг. 2 ня щит а виття шт Й . Р Деяк ж « сокий ОБ РИ дкілсся - й рити дяки ваш 0 АК Нсдотсу ща ние м о: Шк; се ля а . ож, ША і пу ж Бер Ян ЗИМ і су пе ее та хи

Ж СК сх Ше вх ЙОД Ин Ж Й ша ша: а о ИН НЕ шу жов к БК НЕ ож око йо людо пояс кв М вн Тл мишеня ! тоб ий дев т з човен

У ай ще ол УМ й Є вн: п БА ВИК А св дерен зи

Я ШЕ а не ов о АК ТК хв нвитю я чн ее ЕМО Бас, АН кя КИМ пев ТД ДА ть. ! ЕЕ и С щей ай й Й ві скік, Ві сн Ще совісті р вв а й Що еМї ВВ ВЕН ВИДНО ой шо Ся я 1 ія Ж . вБксю: КЕ соді» ЖД "з и У В ї : си, я ее и Сови и . 5: й ле ДМК й ж, ДК бай ПЕН зай Як Ше, Й о аа « ко й су й о ; яти Я шив ве й ек с, 0, Вся и див й КИ Я

ЕН ня Ши АЙ Я иа БЕ АК НК я Б ані ії пови ВИ кА Ел аз к в и ТК кох л БИЙ 2 ко Нр в а КЗ сх: ній Є рсйй НН ВН іе Гая у : р ди хр НВ о ВВЕ, виш ни як ні : спр Кясь це ие Аа ви еВ Я й Я ее с ІЕЕ - ан іс с о пив І Ж пе. Ве ек ! й а о й ВВ: Ди я їж де Ето есе як ноя іде НВЧ "в ля и й ЯКЕ га а ке ТИ Ва Ме ати . .

ДЕ я ота ВА пайок ня з ся шати Ш Ай ЇВ . ще Екон рек УВІ хі ак що ї сад є й р ня я х ке ія у лив: ав а. З й сн а - в . уе її Пий не нн т ав Я ета Катю ши ек ї

Й ее, кити ее ГТ ем НК дик й і ке неси ж я, ЗД вино с СЕ м АЙ Н ре се, й до за ТЕ й «пе як НЕ ж, я р ша й жо ем о ще і ша Мои ви с є яри век А Ре В в и на У ї кн З Ня Мн кий ох ть ее, ват о и

СЕ то ві ки и рову ит ми не лук в Ки з вд ж; й Ку а или повна

Я я КОх В дк та ; стю НЯ зн шин Кок я Я й віби в ИМЯ ск; т А Оз вн ж в. ів в. НД , шити З й Ге. й - ех щ я Я пеню. и ами шкой Ь « шт Зак ат : шій т я с БАС і крок «г ги г. У - в к й Баби Сшту зна КАК і «м з Б И; се у Ак іх : не а Е рр САНКИ, х Б-х

Ї нина хи з Ка г ж ши В Ге За фа св АД шк ї ДЯ й Гкя й у дО нм і ; пови ож той М ЯК сш о | З - мн а Яд. Чи СДототів так, й

Сара жу: " чай с хх ен І о: НН а Все щи Р а. пат он; ль іх жа зо ВК я пух са Ше. І ві тя Я й. з «а и ро в о он іже вн

НЯ ожж хв я Ка т ку сти Я Шо д. Оки й щя Ж

Ми я , я ЯК кПлАЯККУ соіБій п А р І й пелкачея АННЕ Як скат кас . ож яю, з Б, Ір

Я ее а НН Ше я вас, "я «ей й їй а МАЯ я в евонния зі Плати ЩО. л р

МИ АН НМ ие ше, о «З глек ще « тя я, ся Й Ь че лМх й я МК г Ко "РЕхнНИ й як МИ А жт си и ж ту ие да АН ше КУ ша а я а св же Уж що НИ Я Й зап і я, щи х 5,

ЕК ее и и СЕ сиер Ель, у т иа т ел ув ОВ НБУ ва М АТ р:

Ко ше пає ках АТ щ Б нев ак г Дак З МИН І

Я дин г йе 1 и я Мав арени ся за; Я! НВ ВЕ Ян сйтвіх ча 1. нн у г кове. ВН я КЕ ди,

Бе Же я є Я ко ще Деу: ливе й : І "жна й АВ ДЕ З чо, рев кт ОО" ж лк НН В ой р 7,

Що и ще и, ЛЕ она й Я БВ й: лай й ВИН бли и Не ен й : Ся вки кг ящй аж Ве «Ні КЕ Нд р - а :

Те рик вна в, а" с й й окр й от ще Я ше ней те ТЕ Вр жо ля С ик 7

Т ОЕЖ ль з ее віх а ШК ай й й ож що ж аа но маи.,

Ки, жа дея ам Ши и р 5 т в еаву й Б С я:

І! же кв ну ВИ ОМ

Ада я шк жона ух Оу ц со лада ж й чи и ящик. м же Ди ва що трі ше ек, Я и св Как й «уд е гй 7

З ге ей щи ИЙ ще Лю в. . з са ре - М Я пу. 7 ще уе де | у я : зей ї. в. - і; і ро м я і В ті дей я. т у Я че ат шо, щи З Я. ен ЦЯ и що вка -а що з ск сю «Й Гах і кт ни г дея ви ай Я г; 1 и ок те з НИЙ а ; ки є, у й -х ша. Ай ща "в я дек й же я. вх 7 7

Мік й 3 ха Мк ко й їх ре Ї за сага: я ке 2 м шо ше . ш, Ое те НИ пи зай я, ! о ті г | да В я «ще ле ій А ця ле її Е - Ки де р; ЩЕ й ся жа й Як ож ен ре с ж "ЯЩИК оо с хг; в Ди нмоє- з ВИ Ен тя й - "дини ов І й ку кю с з а пекан

Е а Май кое Щ - й ко , зт «

Фиг. 4.

іо : ярів с ій й рен Пагва й зикднкввся ЗОНА, зав уу ЕТ у, ЛФ А тег до рою тив т ков ин

І 4 а хх на я А Венрсь АЙ

Й « токах Кк. Зо КИ ОК Ук Ся кА вжи а тонер ее НИ т , я шк Ж 7 « Еко Ки кое о ще х з х : прю я я ери тера : х У вою ж в а й щУ - В з У дає т в потижтею ни я че Кк і о " з Е ож в ее ШЕ ах НО ТАЙЙ Й ж і! з А нн НЕ а с: Й ще блю аа. ж КО НИ : жан шк х , бе х п се ок в ка КАН ко 3 й оз Оле г м 7 й «дров ач ва . і з ст рах ! В а то зла, ' ; км ї Не жк ан а вн це

Га ; я, я | ія : їх пи р нива век и БЕ шок ше ; тя х 5 шок шен в

Я Й . ж - й В в ГУ в я їх Е -х ок щ що І пло че й

Е Чак ро ї зах я. со во а . зх жо у з пе и ее ; сан кн ИН с. М о пн, уж доот меш ее - що пон нн нен: іш а фе м ше м "г 7 в НИ ее;

Ж жи бо ж син: МН НН НЕ о, Ге ни чи ни А о що в. я Й хи Що і Є 7 Денне З тя от СИШЕ к чи з ч ги про ще мо Ве ; лу КЕ це 5 " я к ту, 7 й их 4 су й й Я шо щ-- з ах ра ре з тс х , З ж ож, Ко Й г: з т зи . у й й п

Я Бе а: х з: ї , Ре Ж ІЗ й їх Ж й їде Я п зи тла ! хо ОН уж я Кох аесе ура я ее з іа ик ДКея, крові ОВ ан А ЕЕ ща ие скид ше ен нн пл Я ка ж . х и о а плн р КВ сив Е у що кя Кох мож рве ви и во ок не Он ши шин ОНА о КИ і ве веж б й їх і Ж ит, ло я я тях т я пк; Чеки ща: лет СЕК я щй ! КЕ АЖ ж ( пьдея ши ши ша в а а, жа Ва . киш о м Ж вежу

Кс і не ан и я плине Й яки ни ох ШИ ща сон АК ень Не ож я Пошненк нВ М Я Ек у е й ас ДЕ че В Ванни Ва ник ннй Як Ве. в вок ух Ж сх ше нн нн і й З ши Ж пре то и ля век ВН у о нм МИ пев я й у, синя вар КОМ вв НИ Ан М

Фиг. 5

Микротвердость (по Виккерсу) 400: я т

Зо | ЄтальАїЇ 340 ' г з20 зо 1 кт ! 280 1- СтальА? зво тен п

Сталь хви ю е- -7 і ! чаї 7 2 | бан я 200 щ т , . . нн в ши вя пнвави нов в ПИ т ПО ЕНН, снів пелена

Основной зІВ Сварной метали шов

Ффиг. 6

Claims (18)

1. Способ изготовления листа вьісокопрочной низколегированной стали путем нагрева стальной заготовки, обжатия заготовки для образования листа и охлаждения листа, отличающийся тем, что для получения листа вьісокопрочной низколегированной стали с пределом текучести по меньшей мере около 830 МПа (120 Кві) осуществляют а) нагрев стальной заготовки до температурьі, достаточной для расплавления по существу всех карбонитридов ванадия и карбонитридов ниобия, б) обжатие заготовки для образования листа за один или несколько проходов в первом температурном диапазоне, в котором происходит рекристаллизация аустенита, в) дополнительное обжатиеє листа за один или несколько проходов во втором температурном диапазоне ниже температурь! рекристаллизации аустенита, но вьіше точки превращения Аз, г) охлаждение водой дополнительно обжатого листа от температурь! вьіше точки Аз до температурь не вьіше 4002 С, и согласно которому сталь содержит ниобий и ванадий в общем количестве не менее 0,1 мас. 905.

2. Способ по п. 1, отличающийся тем, что температура в операции (а) находится в пределах около 1100 - 12502 6.

3. Способ по п. 1, отличающийся тем, что обжатие составляеєт в операции (б) около 30 -70 9о, а в операции (в) - около 40 -70 Фо.

4. Способ по п. 17, отличающийся тем, что охлажденньй в воде лист отпускают при температуре, не превьишающей точки превращения Асі в течение времени, достаточного для вьіделения є-меди и карбидов или карбонитридов ванадия, ниобия и молибдена.

5. Способ по п. 4, отличающийся тем, что отпуск проводят в температурном диапазоне 400 -7002 С.

6. Способ по п. 1, отличающийся тем, что охлаждение водой проводят со скоростью по меньшей мере около 20" с/в.

7. Способ по п. 1, отличающийся тем, что лист формуют в трубу и раздают на 1-3 95.

8. Способ по п. 1, отличающийся тем, что сталь имеет химический состав (в мас. Об):

б.......0,03 .- 012

5і......0,1..- 0,50

Ма......0,40 - 2,0

Си......0,50 .- 2,0

Мі......0,50 .- 2,0

МБ......0,03.- 012

М.......0,03 - 015

Мо.....0,20 .- 0,80 тТі...... 0,005- 0,03

А....... 0,01 - 0,05 Рет не более 0,35 и Ее и случайньсе примеси - остальное.

9. Способ по п. 8, отличающийся тем, что сталь дополнительно содержит 0,3 -1,0 9о хрома.

10. Способ по п.8, отличающийся тем, что ванадий и ниобий взять! каждьй в концентрации не менее 0,04 905.

11. Вьісокопрочная низколегированная сталь, содержащая в основном мартенситно/бейнитную фазу, отличающаяся тем, что имеет предел текучести по меньшей мере около 830 МПа (120 Кві) и содержит преимущественно мартенситно-бейнитную фазу, включающую частицьі є-меди, карбидь, нитридь или карбонитридь! ванадия, ниобия и молибдена, в которой суммарная концентрация ванадия и ниобия составляет не менее 0,1 мас. 95.

12. Сталь по п. 11, отличающаяся тем, что имеет вид листа толщиной по меньшей мере около 10 мм.

13. Сталь по п. 11, отличающаяся тем, что дополнительнье количества ванадия и ниобия находятся в твердом растворе.

14. Сталь по п. 13, отличающаяся тем, что ванадий и ниобий взять! каждьй в концентрации не менее 0,04 905.

15. Сталь по п. 11, отличающаяся тем, что имеет химический состав (в мас. Ос):

б.......0,03 - 012

5і....01.- 0,50

Ма......0,40 - 2,0

Си......0,50.- 2,0

Мі......0,50.- 2,0

МЬ......0,03.- 012

М........0,03 - 015

Мо.....0,20 - 0,80 ті.......0,005 - 0,03

А.......0,01. - 0,05 Рет не более 0,35 и Ее и случайньсе примеси - остальное.

16. Сталь по п. 15, отличающаяся тем, что она дополнительно содержит 0,3 -1,0 95 хрома.

17. Сталь по п. 14, отличающаяся тем, что прочность еє зоньї термического влияния после сварки составляет по меньшей мере 95 95 от прочности основного металла.

18. Сталь по п. 14, отличающаяся тем, что прочность еє зоньї термического влияния после сварки составляет по меньшей мере 98 95 от прочности основного металла.