СВЕРХВЫСОКОПРОЧНАЯ ДВУХФАЗНАЯ СТАЛЬ С ВЫСОКОЙ УДАРНОЙ ВЯЗКОСТЬЮ ПРИ КРИОГЕННОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ Российский патент 2003 года по МПК C21D8/02 

Изобретение относится к листам из сверхвысокопрочной свариваемой низколегированной двухфазной стали, обладающей высокой ударной вязкостью при криогенных температурах как в основном стальном листе, так и в зоне термического влияния (ЗТВ) при сварке. Кроме того, изобретение относится к способу получения таких стальных листов.

Описание предшествующего уровня техники
В описании использовано множество технических терминов. Для удобства непосредственно перед формулой изобретения приводится расшифровка терминов.

Часто возникает необходимость в хранении и перевозке летучих жидкостей под давлением при криогенных температурах, т.е. при температурах ниже, чем приблизительно -40^oС (-40^oF). Например, существует потребность в контейнерах для хранения и перевозки сжиженного природного газа под давлением (СПГД) в широком интервале от около 1035 кПа (150 фунтов на дюйм²) до около 7590 кПа (1100 фунтов на дюйм²) и при температуре от около -123^oС (-190^oF) до около -62^oС (-80^oF). Также существует потребность в контейнерах, позволяющих безопасно и экономично хранить и перевозить другие летучие жидкости с высоким давлением пара, такие как метан, этан и пропан, при криогенных температурах. Для того чтобы изготовить такие контейнеры из сварной стали, эта сталь должна иметь соответствующую прочность, позволяющую выдержать давление жидкости, и вязкость, позволяющую исключить возникновение разрушения, т.е. аварийных ситуаций, в рабочих условиях как в основной стали, так и в ЗТВ.

Температура перехода из вязкого состояния в хрупкое (ТПВХ) разделяет два режима разрушения в конструкционных сталях. При температуре ниже ТПВХ разрушение стали происходит в виде низкоэнергетического хрупкого излома, а при температурах выше ТПВХ разрушение стали происходит в виде высокоэнергетического вязкого излома. Сварные стали, используемые для изготовления контейнеров для хранения и перевозки в условиях упомянутых выше применений при криогенных температурах и для других видов эксплуатации под нагрузкой при криогенных температурах, должны иметь ТПВХ значительно ниже температуры эксплуатации как в основной стали, так в ЗТВ, чтобы исключить разрушение в виде низкоэнергетического хрупкого излома.

Никелевые стали, обычно применяемые в конструкциях, работающих при криогенных температурах, например стали с содержанием никеля более 3 мас.%, имеют низкую ТПВХ, но при этом они также имеют относительно низкую прочность на растяжение. Обычно промышленные стали, содержащие 3,5 мас.% Ni, 5,5 мас.% Ni и 9 мас. % Ni, имеют ТПВХ соответственно около -100^oС (-150^oF), -155^oC (-250^oF) и -175^oС (-280^oF), и прочность на растяжение до около 485 МПа (70 килофунтов/кв. дюйм), 620 МПа (90 килофунтов/кв. дюйм) и 830 МПа (120 килофунтов/кв. дюйм) соответственно. Для достижения такой комбинации прочности и ударной вязкости эти стали обычно подвергают дорогостоящей обработке, например, двойному отпуску. Для применений при криогенных температурах в промышленности сейчас используются перечисленные выше никелевые стали благодаря их хорошей ударной вязкости при низких температурах, но при этом необходимо учитывать их относительно низкую прочность на растяжение. Этим обусловлено то, что для применения при криогенных температурах под нагрузкой обычно требуется сталь, имеющая большую толщину. Следовательно, использование этих никелевых сталей для применения под нагрузкой при криогенных температурах неэкономично в силу высокой стоимости стали вместе с необходимой толщиной стали.

С другой стороны, некоторые известные промышленные низко- и среднеуглеродистые высокопрочные низколегированные (ВПНЛ) стали, например, марки AISI 4320 и 4330, позволяют обеспечить более высокую прочность на растяжение (например, выше 830 МПа (120 килофунтов/кв. дюйм) и низкую стоимость, но при этом имеют относительно высокую ТПВХ вообще и особенно в зоне термического влияния (ЗТВ) при сварке. Обычно для этих сталей характерно понижение свариваемости и низкотемпературной ударной вязкости по мере увеличения прочности на растяжение. По этой причине современные известные промышленные ВПНЛ стали обычно не рассматриваются в качестве материалов, пригодных к применению при криогенных температурах. Высокая ТПВХ в ЗТВ таких сталей обычно объясняется образованием нежелательных микроструктур, возникающих в результате тепловых циклов при сварке в крупнозернистой и межкритически повторно нагретой ЗТВ, т.е. в ЗТВ, нагретой до температуры в интервале от температуры фазового превращения A_С1 до температуры фазового превращения А_С3 (см. в глоссарии определения температур фазового превращения A_С1 и А_С3). ТПВХ существенно возрастает с увеличением размера зерна и охрупчивающих микроструктурных составляющих, таких как участки мартенсита-аустенита (МА) в ЗТВ. Например, ТПВХ в ЗТВ известной ВПНЛ стали Х100 для нефте- и газопроводов выше чем приблизительно -50^oС (-60^oF). Существуют важный стимул в области энергосбережения и транспортировки, чтобы разработать новые стали, которые бы соединили в себе низкотемпературную ударную вязкость вышеупомянутых промышленных никелевых сталей с высокой прочностью и экономичностью ВПНЛ сталей, а также обеспечили отличную свариваемость и требуемые характеристики по всей толщине, т. е. практически однородные микроструктуру и свойства (например, прочность и ударную вязкость) при толщине более 2,5 см (1 дюйм).

Для некриогенных применений большинство известных промышленных низко- и среднеуглеродистых ВПНЛ сталей в силу их относительно низкой ударной вязкости при высокой прочности либо рассчитываются на использование только части их прочности, либо альтернативно обрабатываются до получения более низкой прочности, чтобы обеспечить приемлемую ударную вязкость. В инженерных применениях такие решения приводят к увеличению толщины профиля, следовательно, к увеличению веса элементов и в конечном итоге к более высокой стоимости по сравнению с тем случаем, когда полностью может быть использована потенциально высокая прочность ВПНЛ сталей. В некоторых важных применениях, таких как машиностроительные зубчатые передачи, используются стали, содержащие более чем около 3 мас.% Ni (например, AISI 48XX, SAE 93XX и т.д.) для сохранения достаточной ударной вязкости. Однако такое решение сопряжено со значительными затратами на получение высокой прочности ВПНЛ сталей. Еще одной проблемой, связанной с использованием стандартных промышленных ВПНЛ сталей, является водородное растрескивание в ЗТВ, особенно при применении сварки с низкой погонной энергией.

Существует большой экономический стимул и определенная техническая потребность в экономичном повышении ударной вязкости низколегированных сталей при высокой и ультравысокой прочности. В частности, существует потребность в стали, которая бы при умеренной цене обладала ультравысокой прочностью, например прочность на растяжение выше 830 МПа (120 килофунтов/кв. дюйм), и отличной ударной вязкостью при криогенной температуре, например ТПВХ, ниже чем около -73^oС (100^oF) как в основном листе, так и в ЗТВ, для технического применения при криогенных температурах.

Следовательно, основная задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы усовершенствовать известные технологии производства ВПНЛ сталей, применимых при криогенных температурах, в трех ключевых областях: (i) понижения ТПВХ до менее чем около -73^oС (-100^oF) в основной стали и ЗТВ при сварке; (ii) обеспечения прочности на растяжение выше чем 830 МПа (120 килофунтов/кв. дюйм); и (iii) обеспечения высокой свариваемости. К другим задачам изобретения относится получение вышеупомянутых ВПНЛ сталей с практически однородной по всей толщине микроструктурой и свойствами при толщине более чем около 2,5 см (1 дюйм) с использованием современных методов обработки, чтобы обеспечить экономически возможное применение этих сталей в промышленных процессах с криогенными температурами.

Краткое изложение сущности изобретения
Согласно перечисленным выше задачам изобретения, предложен способ обработки, при котором сляб из низколегированной стали с заданным химическим составом подогревают до соответствующей температуры, затем подвергают горячей прокатке для получения стального листа и быстро охлаждают в конце горячей прокатки посредством закалки подходящей жидкостью, например водой, до температуры прекращения закалки (ТПЗ), чтобы получить двухфазную микроструктуру, содержащую предпочтительно около 10-40 об.% ферритной фазы и около 60-90 об.% второй фазы из преимущественно мелкозернистого пластинчатого мартенсита, мелкозернистого нижнего бейнита или их смесей. В контексте данного описания под закалкой подразумевается ускоренное охлаждение любым средством, при котором используется жидкость, выбираемая с учетом ее свойства увеличивать скорость охлаждения стали, в противоположность охлаждению стали на воздухе температуры окружающей среды. Согласно одному варианту выполнения изобретения, стальной лист после прекращения закалки охлаждается на воздухе до температуры окружающей среды.

Также согласно задачам изобретения, стали, обработанные в соответствии с изобретением, особенно пригодны для многих применений при криогенных температурах за счет того, что эти стали имеют следующие характеристики, предпочтительно для стального листа толщиной около 2,5 см (1 дюйм) и более: (i) ТПВХ ниже, чем около -73^oС (-100^oF) в основной стали и в ЗТВ при сварке; (ii) прочность на растяжение выше около 830 МПа (120 килофунтов/кв. дюйм), предпочтительно выше, чем около 860 МПа (125 килофунтов/кв. дюйм), наиболее предпочтительно, выше чем около 900 МПа (130 килофунтов/кв. дюйм); (iii) более высокую свариваемость; (iv) практически однородную микроструктуру и свойства по всей толщине, и (v) повышенную ударную вязкость по сравнению со стандартными промышленными ВПНЛ сталями. Эти стали могут иметь прочность на растяжение выше, чем около 930 МПа (135 килофунтов/кв. дюйм), или выше, чем 965 МПа (140 килофунтов/кв. дюйм), или выше, чем около 1000 МПа (145 килофунтов/кв. дюйм).

Краткое описание чертежей
В дальнейшем изобретение поясняется описанием примеров его выполнения со ссылками на прилагаемые чертежи, на которых:
фиг.1 схематически показывает траекторию извилистой трещины в двухфазной микрокомпозиционной структуре стали согласно изобретению;
фиг. 2А схематически изображает размер зерна аустенита в стальном слябе после повторного нагрева согласно изобретению;
фиг. 2В схематически изображает предшествующий размер зерна аустенита (см. расшифровку) в стальном слябе после горячей прокатки в интервале температур, в котором происходит рекристаллизация аустенита, но до горячей прокатки в интервале температур, в котором не происходит рекристаллизация аустенита, согласно изобретению;
фиг.2С схематически изображает вытянутую плоскую структуру (в форме лепешки) зерна в аустените с очень малым эффективным размером зерна в направлении по толщине стального листа после завершения ТМРП согласно изобретению.

Несмотря на то, что изобретение описано на примере предпочтительных вариантов его выполнения, оно ими не ограничивается. Напротив, изобретение охватывает все альтернативы, модификации и эквиваленты, которые могут подпадать под объем защиты изобретения, определяемый прилагаемой формулой изобретения.

Подробное описание изобретения
Изобретение относится к разработке новых ВПНЛ сталей, которые решают перечисленные выше проблемы, за счет получения ультрамелкозернистой двухфазной структуры. Такая двухфазная микрокомпозиционная структура предпочтительно состоит из мягкой ферритной фазы и прочной второй фазы из преимущественно пластинчатого мартенсита, мелкозернистого нижнего бейнита или их смесей. В основу изобретения положена новая комбинация химического состава стали и обработки, которая обеспечивает внутреннее и микроструктурное термическое улучшение с более низкой ТПВХ и повышает ударную вязкость при высокой прочности. Внутреннее термическое улучшение достигается за счет рационального баланса важных легирующих элементов в стали, как будет подробно описано. Микроструктурное термическое улучшение достигается за счет очень мелкого эффективного размера зерна, а также обеспечения очень мелкой дисперсии упрочняющей фазы с одновременным уменьшением эффективного размера зерна ("среднее расстояние скольжения") в феррите мягкой фазы. Дисперсия второй фазы оптимизируется таким образом, чтобы обеспечить максимальную извилистость хода трещины и тем самым увеличить сопротивление распространению трещин в микрокомпозиционной стали.

Исходя из вышесказанного, предложен способ получения листа из сверхвысокопрочной двухфазной стали, имеющей микроструктуру, содержащую около 10-40 об. % первой фазы, состоящей практически из 100 об.% феррита ("в основном"), и около 60-90 об.% второй фазы, состоящей преимущественно из мелкозернистого пластинчатого мартенсита, мелкозернистого нижнего бейнита или их смесей, заключающийся в том, что (а) нагревают стальной сляб до температуры повторного нагрева, достаточно высокой, чтобы (i) существенно гомогенизировать стальной сляб, (ii) растворить практически все карбиды и карбонитриды ниобия и ванадия в стальном слябе и (iii) сформировать мелкие исходные зерна аустенита в стальном слябе; (b) подвергают стальной сляб обжатию для получения стального листа за один или несколько проходов горячей прокатки в первом интервале температур, в котором рекристаллизуется аустенит; (с) снова подвергают обжатию стальной лист за один или несколько проходов горячей прокатки во втором интервале температур, который ниже температуры Т_nr и выше температуры фазового превращения А_r3; (d) еще раз подвергают обжатию стальной лист за один или более проходов горячей прокатки в третьем интервале температур, который ниже температуры фазового превращения А_r3 и выше температуры фазового превращения A_r1 (т. е. в межкритическом диапазоне температур); (е) закаливают стальной лист при скорости охлаждения около 10-40^oС в секунду (18-72^oF/с) до температуры прекращения закалки (ТПЗ), предпочтительно ниже температуры фазового превращения M_s плюс 200^oС (360^oF) и (f) прекращают закалку. В другом варианте выполнения изобретения ТПЗ предпочтительно ниже температуры фазового превращения M_s плюс 100^oС (180^oF), наиболее предпочтительно ниже около 350^oС (662^oF). В одном варианте выполнения изобретения стальной лист охлаждают на воздухе до температуры окружающей среды после этапа (f). Такая обработка облегчает фазовое превращение микроструктуры стального листа с получением около 10-40 об. % первой фазы феррита и около 60-90 об.% второй фазы, состоящей преимущественно из мелкозернистого пластинчатого мартенсита, мелкозернистого нижнего бейнита или их смесей (см. в расшифровке определения температуры Т_nr и температур фазового превращения А_r3 и A_r1). Для того чтобы обеспечить ударную вязкость при температуре окружающей среды и криогенных температурах, микроструктура второй фазы в предлагаемых сталях содержит преимущественно мелкозернистый нижний бейнит, мелкозернистый пластинчатый мартенсит или их смеси. Предпочтительно существенно уменьшить образование охрупчивающих составляющих, таких как верхний бейнит, двойникованный мартенсит и МА во второй фазе. В контексте настоящего изобретения и формулы изобретения термин "преимущественно" означает, по меньшей мере, 50 об.%. Остальная часть микроструктуры второй фазы может содержать дополнительный мелкозернистый нижний бейнит, дополнительный мелкозернистый пластинчатый мартенсит или феррит. Более предпочтительно, чтобы микроструктура второй фазы содержала, по меньшей мере, около 60-80 об.% мелкозернистого нижнего бейнита, мелкозернистого пластинчатого мартенсита или их смесей. Еще более предпочтительно, чтобы микроструктура второй фазы содержала, по меньшей мере, около 90 об.% мелкозернистого нижнего бейнита, мелкозернистого пластинчатого мартенсита или их смесей.

Стальной сляб, обработанный согласно изобретению, изготавливают обычным способом и в одном варианте выполнения изобретения он содержит железо и следующие легирующие элементы, взятые предпочтительно в пределах, приведенных в таблице 1.

Иногда в сталь добавляют хром (Сr), предпочтительно до около 1,0 мас.%, наиболее предпочтительно около 0,2-0,6 маc.%.

Иногда в сталь добавляют молибден (Мо), предпочтительно до около 0,8 мас.%, наиболее предпочтительно около 0,1-0,3 маc.%.

Иногда в сталь добавляют кремний (Si), предпочтительно до около 0,5 мас. %, более предпочтительно 0,01-0,5 мас. %, наиболее предпочтительно около 0,05-0,1 мас.%.

Иногда в сталь добавляют медь (Сu), предпочтительно около 0,1-1,0 мас.%, более предпочтительно около 0,2-0,4 маc.%.

Иногда в сталь добавляют бор (В), предпочтительно до около 0,0020 мас.%, наиболее предпочтительно 0,0006-0,0010 маc.%.

Сталь предпочтительно содержит, по меньшей мере, около 1 мас.% никеля. Содержание никеля в стали можно увеличить выше около 3 мас.%, если требуется улучшить характеристики после сварки. Каждый дополнительный 1% никеля снижает ТПВХ стали приблизительно на 10^oС (18^oF). Содержание никеля предпочтительно должно быть меньше 9 мас.%, наиболее предпочтительно менее чем около 6 мас.%. Для уменьшения стоимости стали предпочтительно минимизировать содержание никеля. Если содержание никеля превышает 3 мас.%, то можно снизить содержание марганца от около 0,5 до 0,0 мас.%.

Кроме того, предпочтительно практически свести к минимуму остаточные примеси в стали. Содержание фосфора (Р) предпочтительно должно быть менее около 0,01 мас.%. Содержание серы (S) предпочтительно должно быть менее около 0,004 мас.%. Содержание кислорода (О) предпочтительно должно быть менее 0,002 мас.%.

Обработка стального сляба
(1) Снижение ТПВХ
Обеспечение низкой ТПВХ, например, ниже чем около -73^oС (-100^oF) является ключевой задачей при разработке новых ВПНЛ сталей, предназначенных для применения при криогенных температурах. Техническая проблема заключается в том, чтобы сохранить/увеличить прочность при современной технологии производства ВПНЛ сталей, понизив при этом ТПВХ, особенно в ЗТВ. В изобретении используется совокупность легирования и обработки, направленная на изменение внутренних и микроструктурных вкладов в сопротивление разрушению, чтобы получить низколегированную сталь с высокими свойствами при криогенных температурах как в основном листе, так и в ЗТВ, как будет описано ниже.

В настоящем изобретении для снижения ТПВХ основной стали используется микроструктурное термическое улучшение. Основной составляющей такого микроструктурного термического улучшения является уменьшение предшествующего размера зерна аустенита, изменение морфологии зерна посредством обработки с использованием термомеханически регулируемой прокатки (ТМРП) и получения двухфазной дисперсии в мелких зернах, все это нацелено на увеличение межфазной площади большеугловых границ на единицу объема в стальном листе. Как известно специалистам, термин "зерно" означает отдельный кристалл в поликристаллическом материале, а "граница зерна" означает узкую зону в металле, соответствующую переходу от одной кристаллографической ориентации к другой, разделяющую тем самым одно зерно от другого. В данном контексте "большеугловая граница зерна" означает границу зерна, разделяющую два соседних зерна, кристаллографические ориентации которых отличаются более чем на 8^o. Понятие "большеугловая граница или поверхность раздела" означает границу или поверхность раздела, которая действительно ведет себя как большеугловая граница зерна, т.е. имеет тенденцию к отклонению распространения трещины или разрушения и тем самым обуславливает извилистость траектории разрушения.

Вклад ТМРП в общую межфазную площадь большеугловых границ на единицу объема, S_v, определяется следующим уравнением:
,
где d - средний размер зерна аустенита в горячекатаном стальном листе перед прокаткой в интервале температур, в котором не происходит рекристаллизация аустенита (предшествующий размер зерна аустенита);
R - степень обжатия (первоначальная толщина стального сляба/окончательная толщина стального листа); и
r - процент обжатия по толщине стали в результате горячей прокатки в интервале температур, в котором не происходит рекристаллизация аустенита.

Хорошо известно, что по мере увеличения S_v стали ТПВХ уменьшается в результате отклонения трещины и сопровождающей извилистости в ходе разрушения в большеугловых границах. В промышленной практике ТМРП величина R фиксируется для заданной толщины листа, а верхний предел значения r обычно составляет 75. Как следует из представленного выше уравнения, при данных значениях R и r можно существенно увеличить S_v посредством уменьшения d. Для уменьшения d в предлагаемых сталях применяется микролегирование Ti-Nb в комбинации с оптимизированной практикой ТМРП. При одинаковой суммарной величине обжатия при горячей прокатке/деформации в стали с исходно более мелким размером зерна аустенита будет получен более мелкий окончательный размер зерна аустенита. Следовательно, в изобретении количество добавок Ti-Nb оптимизировано для практики с низким подогревом и получения необходимого замедления роста зерна аустенита во время ТМРП. Как показано на фиг.2А, используется относительно низкая температура подогрева, предпочтительно между около 955 и 1065^oС (1750~ 1950^oF), для получения вначале среднего размера D' зерна аустенита менее чем около 120 микрон в повторно нагретом стальном слябе 20' перед горячей деформацией. Обработка в соответствии с изобретением исключает чрезмерный рост зерна аустенита, который имеет место при использовании более высоких температур подогрева, т.е. выше, чем около 1095^oС (2000^oF) в обычной ТМРП. Чтобы способствовать обусловленному динамической рекристаллизацией измельчению зерна, при горячей прокатке применяются большие обжатия, более 10% за один проход, в интервале температур, в котором происходит рекристаллизация аустенита. Как показано на фиг.2В, согласно изобретению обеспечивается средний предшествующий размер зерна аустенита D'' (т.е. d) менее 30 микрон, предпочтительно менее чем около 20 микрон, и наиболее предпочтительно менее 10 микрон, в стальном слябе 20'' после горячей прокатки (деформации) в интервале температур, в котором происходит рекристаллизация аустенита, но до горячей прокатки в интервале температур, в котором не происходит рекристаллизация аустенита. Кроме того, для получения эффективного уменьшения роста зерна в направлении по толщине большие обжатия, предпочтительно более 70% суммарно, выполняются в интервале температур ниже температуры Т_nrr, но выше температуры фазового превращения А_r3. На фиг.2С показано, что ТМРП согласно изобретению приводит к образованию в аустените вытянутой структуры в форме "лепешки" в готовом горячекатаном стальном листе 20''' с очень мелким действительным размером зерна D''' в направлении по толщине, например, действительный размер зерна D''' меньше, чем около 10 микрон, предпочтительно меньше 8 микрон и наиболее предпочтительно менее 5 микрон, что увеличивает межфазную площадь большеугловых границ, например, 21, на единицу объема в стальном листе 20''', как будет понятно специалистам. Чистовая прокатка в межкритическом интервале температур также приводит к "уплощению" в феррите, образующемся в результате распада аустенита во время межкритического воздействия, а это, в свою очередь, приводит к уменьшению его действительного размера зерна ("среднего расстояния скольжения") в направлении по толщине. Феррит, который образуется при распаде аустенита во время межкритического воздействия, также имеет высокий уровень деформационной субструктуры, включая высокую плотность дислокаций (например, около 10⁸ или более дислокаций/см²), что повышает его прочность. В предлагаемых сталях используются преимущества улучшенного феррита с одновременным повышением прочности и ударной вязкости.

Более подробно, предложенную сталь получают посредством формирования сляба с заданным описанным составом, нагрева сляба до температуры около 955-1065^oС (1750-1950^oF), горячей прокатки сляба для получения стального листа за один или несколько проходов с обжатием на 30-70 процентов в первом интервале температур, в котором происходит рекристаллизация аустенита, например, выше температуры Т_nr следующей горячей прокатки стального листа за один или несколько проходов с обжатием на 40-80 процентов во втором интервале температур, который ниже температуры Т_nr и выше температуры фазового превращения А_r3, и чистовой прокатки стального листа за один или несколько проходов с обжатием на 15-50 процентов в межкритическом интервале температур, который ниже температуры фазового превращения А_r3 и выше температуры фазового превращения A_r1. Затем этот горячекатаный лист подвергают закалке при скорости охлаждения около 10-40^oС в секунду (18-72^oF/сек) до температуры прекращения закалки (ТПЗ), предпочтительно ниже температуры фазового превращения М_s плюс 200^oС (360^oF), при которой закалку прекращают. В другом варианте изобретения ТПЗ предпочтительно ниже приблизительно температуры фазового превращения M_s плюс 100^oС (180^oF), наиболее предпочтительно ниже около 350^oС (662^oF). В одном варианте выполнения изобретения стальной лист после прекращения закалки охлаждают на воздухе до температуры окружающей среды.

Как будет понятно специалистам, понятие "процент обжатия" по толщине относится к проценту уменьшения толщины стального сляба или листа перед упомянутым обжатием. Только в целях пояснения, не ограничивающего объем изобретения, стальной сляб толщиной около 25,4 см (10 дюймов) можно обжать приблизительно на 30% (относительное обжатие 30 %) в первом интервале температур до толщины около 17,8 см (7 дюймов), затем обжать приблизительно на 80% (относительное обжатие 80 %) во втором интервале температур до толщины около 3,6 см (1,4 дюйма), и затем обжать приблизительно на 30% (относительное обжатие 30 %) в третьем интервале температур до толщины около 2,5 см (1 дюйм). Под "слябом" в данном контексте подразумевается плоская стальная заготовка любого размера.

Стальной сляб предпочтительно нагревают какими-либо подходящими средствами, чтобы повысить температуру практически всего сляба, предпочтительно всего сляба до заданной температуры подогрева, например, поместив сляб в печь на некоторый период времени. Конкретную температуру подогрева, которая должна использоваться для какого-либо состава стали в пределах настоящего изобретения, специалист сможет легко определить экспериментально или путем расчетов с помощью подходящих моделей. Кроме того, специалист сможет легко определить температуру печи и время нагрева, необходимое для повышения температуры практически всего сляба, предпочтительно всего сляба, до требуемой температуры нагрева, обратившись к стандартным публикациям в этой области.

За исключением температуры подогрева, которая относится практически ко всему слябу, последующие температуры, упоминаемые при описании предлагаемого способа обработки, являются температурами, измеренными на поверхности стали. Температуру поверхности стали можно измерить, например, с помощью оптического пирометра или любого другого устройства, пригодного для измерения температуры поверхности стали. Упоминаемые здесь скорости охлаждения относятся к скоростям в центре или практически в центре толщины листа, а температура прекращения закалки (ТПЗ) является максимальной или практически максимальной температурой, достигаемой на поверхности листа, после прекращения закалки за счет теплоты, передаваемой из середины толщины листа. Например, во время экспериментальных нагревов состава стали согласно изобретению в центре или практически в центре толщины стального листа помещали термопару для измерения температуры в центре, а температуру поверхности измеряли с помощью оптического пирометра. Определяют корреляцию между температурой в центре и температурой поверхности для использования во время последующей обработки такого же или практически такого же состава стали, чтобы можно было определить температуру в центре путем прямого измерения температуры поверхности. Специалист сможет также определить требуемую температуру и расход охлаждающей жидкости для достижения требуемой скорости ускоренного охлаждения, обратившись к опубликованным стандартам в этой области.

При любом составе стали в рамках настоящего изобретения температура, которая определяет границу между диапазоном рекристаллизации и диапазоном отсутствия рекристаллизации, т.е. температура Т_nr, зависит от химического состава стали, особенно концентрации углерода и ниобия, от температуры повторного нагрева перед прокаткой и степени обжатия, обеспечиваемой во время проходов прокатки. Специалисты смогут определить эту температуру для конкретной стали согласно изобретению экспериментально или с помощью модельных расчетов. Аналогично температуры фазового превращения Ar₁, Аr₃, М_s, упоминаемые в данном контексте, специалисты смогут определить для любой стали согласно изобретению экспериментальным путем или с помощью модельных расчетов.

В результате описанной практики ТМРП обеспечивается высокое значение S_v. Кроме того, двухфазная микроструктура, получаемая во время быстрого охлаждения, дополнительно увеличивает межфазную площадь за счет обеспечения многочисленных большеугловых поверхностей раздела и границ, т.е. поверхностей раздела ферритная фаза/вторая фаза и границ пластинчатый мартенсит/нижний бейнит, как будет обсуждено ниже. Сильно выраженная текстура, образующаяся в результате интенсифицированной прокатки в межкритическом диапазоне температур, создает многослойную структуру в направлении по толщине, состоящую из чередующихся листов ферритной мягкой фазы и второй твердой фазы. Такая конфигурация, схематически изображенная на фиг.1, приводит к существенной извилистости траектории трещины 12 в направлении по толщине. Это объясняется тем, что трещина 12, которая, например, зарождается в ферритной мягкой фазе 14, меняет плоскости, т.е. изменяет направления на большеугловой поверхности раздела 18 между ферритной фазой 14 и второй фазой 16 в результате разной ориентации плоскостей спайности и скольжения в этих двух фазах. Поверхность раздела 18 имеет высокую прочность межфазной связи, что вызывает отклонение трещины 12 вместо разрыва межфазной связи. Кроме того, когда трещина 12 входит во вторую фазу 16, ее распространение дополнительно тормозится, как будет описано ниже. Пластинчатый мартенсит/нижний бейнит во второй фазе 16 существуют в виде пачек с большеугловыми границами между ними. В "лепешке" образуется несколько пачек. Это обеспечивает дополнительное улучшение структуры, ведущее к увеличению извилистости в распространении трещины 12 через вторую фазу 16 в лепешке. В итоге в двухфазной структуре сталей согласно изобретению значительно увеличивается сопротивление распространению трещины 12 благодаря совокупности таких факторов, как многослойная текстура, излом плоскости трещины на межфазных поверхностях раздела и отклонение трещины во второй фазе. Это приводит к значительному увеличению S_v и, следовательно, к уменьшению ТПВХ.

Хотя описанные выше микроструктурные решения полезны для снижения ТПВХ в основном стальном листе, они не полностью эффективны для сохранения достаточно низкой ТПВХ в крупнозернистых областях ЗТВ при сварке. Согласно настоящему изобретению, предложен способ сохранения достаточно низкой ТПВХ в крупнозернистых областях ЗТВ при сварке за счет использования присущих эффектов легирующих элементов, как будет описано ниже.

Признанные ферритные стали для криогенных температур основаны на объемно-центрированной кубической (ОЦК) кристаллической решетке. Хотя такая кристаллическая система обеспечивает возможность получения высокой прочности экономичным путем, ее недостаток заключается в резком переходе от вязкого к хрупкому разрушению при понижении температуры. Это можно в основном объяснить высокой чувствительностью критического разрешенного напряжения сдвига (КРНС) (определение приводится) к температуре в ОЦК системах, где КРНС круто возрастает с уменьшением температур, что затрудняет процессы сдвига и, следовательно, вязкое разрушение. С другой стороны, критическое напряжение для процессов хрупкого разрушения, такого как разрушение по плоскостям спайности, менее чувствительно к температуре. Поэтому с понижением температуры разрушение по плоскостям спайности становится преобладающим режимом разрушения, ведущим к зарождению низкоэнергетического хрупкого разрушения. КРНС является характерным свойством стали, которое чувствительно к той легкости, с которой дислокации могут поперечно скользить при деформации, т.е. сталь, в которой легче происходит поперечное скольжение, будет иметь низкое КРНС, а значит, и низкую ТПВХ. Известно, что некоторые гранецентрированные кубические (ГЦК) стабилизаторы, такие как Ni, способствуют поперечному скольжению, тогда как ОЦК-стабилизирующие легирующие элементы, такие как Si, Al, Мо, Nb и V, препятствуют поперечному скольжению. В настоящем изобретении содержание ГЦК-стабилизирующих легирующих элементов, таких как Ni, предпочтительно оптимизировано с учетом соображений стоимости и их вклада в снижение ТПВХ, при этом легирование Ni предпочтительно составляет, по меньшей мере, около 1,0 мас.% и выше, предпочтительнее, по меньшей мере, около 1,5 мас. %, а содержание ОЦК-стабилизирующих легирующих элементов в стали существенно уменьшено.

В результате внутреннего и микроструктурного термического улучшения, обусловленного уникальной комбинацией химического состава и обработки сталей согласно изобретению, стали имеют высокую ударную вязкость при криогенных температурах как в основном листе, так и в ЗТВ после сварки. ТПВХ в основном листе и в ЗТВ после сварки в этих сталях ниже, чем около -73^oС (-100^oF), и может быть ниже, чем около -107^oС (-160^oF).

(2) Прочность на растяжение выше 830 МПа (120 килофунтов/кв. дюйм) и однородность микроструктуры и свойств по всей толщине
Прочность двухфазных микрокомпозиционных структур определяется объемной долей и прочностью составляющих фаз. Прочность второй фазы (мартенсит/нижний бейнит) в основном зависит от содержания углерода. В настоящем изобретении особенные усилия направлены на обеспечение требуемой прочности за счет в основном регулирования объемной доли второй фазы, чтобы обеспечить прочность при относительно низком содержании углерода с сопутствующими преимуществами в части свариваемости и высокой ударной вязкости как в основной стали, так и в ЗТВ. Для достижения прочности на растяжение выше 830 МПа (120 килофунтов/кв. дюйм) и выше объемная доля второй фазы должна быть предпочтительно в интервале около 60-90 об.%. Это достигается путем выбора соответствующей температуры чистовой прокатки при межкритической прокатке. Предпочтительное содержание С во всем сплаве составляет минимум около 0,04 мас.% для достижения прочности на растяжение, по меньшей мере, около 1000 МПа (145 килофунтов/кв. дюйм).

Хотя другие легирующие элементы, кроме С, в предлагаемых сталях практически не имеют значения для максимально достижимой прочности стали, желательно, чтобы эти элементы обеспечивали требуемую однородность микроструктуры и прочность по всей толщине для толщины листа более 2,5 см (1 дюйм) и интервала скоростей охлаждения, необходимых для обеспечения гибкости обработки. Это является важным, так как действительная скорость охлаждения в средней части толстого листа меньше, чем на поверхности. Микроструктура поверхности и центра может таким образом быть совершенно разной, если только сталь не была спроектирована так, чтобы устранить ее чувствительность к разности скоростей охлаждения поверхности и центра листа. В этом отношении очень эффективны легирующие добавки Мn и Мо и особенно комбинированные добавки Мо и В. В настоящем изобретении эти добавки оптимизированы с учетом факторов прокаливаемости, свариваемости, низкой ТПВХ и экономичности. Как указывалось ранее в настоящем описании, с точки зрения понижения ТПВХ важно, чтобы все легирующие ОЦК добавки были сведены к минимуму. Предпочтительные химические составы и интервалы определены таким образом, чтобы удовлетворить эти и другие требования настоящего изобретения.

(3) Высокая свариваемость при сварке с низкой погонной энергией
Предлагаемые стали характеризуются высокой свариваемостью. Наиболее важной проблемой, особенно при сварке с низкой погонной энергией, является холодное или водородное растрескивание в крупнозернистой ЗТВ. Было обнаружено, что в предлагаемых сталях на склонность к холодному растрескиванию особое влияние оказывает содержание углерода и тип микроструктуры ЗТВ, а не твердость и углеродный эквивалент, которые ранее считались важными параметрами. Чтобы избежать холодного растрескивания, когда сталь подлежит сварке без повторного нагрева или при низком повторном нагреве (ниже, чем около 100^oС (212^oF)), предпочтительный верхний предел добавления углерода составляет около 0,1 маc.%. В контексте настоящего изобретения без ограничения в каком-либо аспекте под "сваркой с низкой погонной энергией" подразумевается сварка с применением энергии дуги до около 2,5 килоджоулей (кДж) на миллиметр (кДж/мм) (7,6 кДж/дюйм).

Микроструктуры нижнего бейнита или самоотпущенного пластинчатого мартенсита обеспечивают высокое сопротивление холодному растрескиванию. Другие легирующие элементы в предлагаемых сталях тщательно сбалансированы соразмерно требованиями прокаливаемости и прочности, чтобы обеспечить образование этих желательных микроструктур в крупнозернистой ЗТВ.

Роль легирующих элементов в стальном слябе
Ниже описывается роль разных легирующих элементов и предпочтительные интервалы их концентрации согласно изобретению.

Углерод (С) является одним из наиболее эффективных упрочняющих элементов в стали. Он также соединяется с сильными карбидообразующими элементами в стали, такими как Ti, Nb и V, обеспечивая торможение роста зерна и дисперсионное твердение. Углерод также усиливает прокаливаемость, т.е. способность образовывать более твердую и прочную микроструктуру в стали во время охлаждения. Если содержание углерода меньше 0,04 мас.%, то этого обычно недостаточно для упрочнения, а именно, прочности на растяжение выше 830 МПа (120 килофунтов/кв. дюйм), в стали. Если содержание углерода выше, чем около 0,12 мас.%, то сталь обычно склонна к холодному растрескиванию во время сварки, и ударная вязкость снижается в стальном листе и в ЗТВ после сварки. Содержание углерода в диапазоне приблизительно 0,04-0,12 мас.% является предпочтительным для получения требуемых микроструктур ЗТВ, т.е. самоотпущенного пластинчатого мартенсита и нижнего бейнита. Еще более предпочтительно, чтобы верхний предел содержания углерода составлял около 0,07 мас.%.

Марганец (Мn) является матричным упрочняющим элементом в сталях и также вносит большой вклад в закаливаемость. Минимальное количество 0,5 мас.% Мn является предпочтительным для достижения требуемой высокой прочности при толщине листа, превышающей около 2,5 см (1 дюйм), а еще более предпочтительно содержание, по меньшей мере, около 1,0 мас.% Мn. Однако слишком большое содержание Mn может пагубно сказаться на ударной вязкости, поэтому в изобретении предпочтительным является верхний предел около 2,5 маc.% Мn. Этот верхний предел также предпочтителен для существенного уменьшения сегрегации по центральной линии, которая возникает в непрерывно разлитых сталях с высоким содержанием Мn, и сопутствующей неоднородности микроструктуры и свойств по толщине. Наиболее предпочтительный верхний предел содержания Мn составляет около 1,8 маc.%. Если увеличить содержание никеля выше 3 мас.%, то можно обеспечить требуемую высокую прочность без добавления марганца. Поэтому в широком смысле предпочтительно содержание до приблизительно 2,5 мас.% марганца.

Кремний (Si) добавляют в сталь в целях раскисления и для этого предпочтительно минимум около 0,01 мас.%. Однако Si является сильным ОЦК стабилизатором и поэтому повышает ТПВХ, а также отрицательно влияет на ударную вязкость. По этим причинам при добавлении Si его предпочтительный верхний предел должен быть около 0,5 мас.% Si. Более предпочтительно верхний предел содержания Si составляет около 0,1 мас.%. Кремний не всегда необходим для раскисления, так как эту же функцию могут выполнять алюминий или титан.

Ниобий (Nb) добавляют для того, чтобы способствовать измельчению зерна микроструктуры катаной стали, что улучшает как прочность, так и ударную вязкость. Выпадение карбида ниобия во время горячей прокатки служит для замедления рекристаллизации и торможения роста зерна, обеспечивая тем самым средство для измельчения зерна аустенита. По этим причинам предпочтительно содержание, по меньшей мере, около 0,02 мас.% Nb. Однако Nb является сильным ОЦК стабилизатором и тем самым повышает ТПВХ. Слишком большое количество Nb может повредить свариваемости и ударной вязкости ЗТВ, поэтому предпочтительно содержание максимум около 0,1 мас.%. Наиболее предпочтительный верхний предел содержания Nb составляет около 0,05 мас.%.

Титан (Ti), если его добавить в небольшом количестве, эффективен для образования частиц нитрида титана (TiN), которые уменьшают размер зерна в катаной структуре и ЗТВ стали. Тем самым улучшается ударная вязкость стали. Ti добавляют в таком количестве, чтобы соотношение массы Ti/N составляло предпочтительно 3,4. Ti является сильным ОЦК стабилизатором и повышает ТПВХ. Избыток Ti отрицательно влияет на ударную вязкость стали из-за образования более крупных частиц TiN или карбида титана (TiC). Содержание Ti ниже около 0,08 мас. % не может обеспечить достаточно мелкое зерно или связать N, содержащийся в стали, в TiN, тогда как более чем около 0,03 мас.% может вызвать ухудшение ударной вязкости. Более предпочтительно сталь должна содержать, по меньшей мере, около 0,01 мас.% Ti, но не более чем около 0,02 мас.% Ti.

Алюминий (Al) добавляют в стали согласно изобретению в целях раскисления. Для этого предпочтительно содержание, по меньшей мере, около 0,002 мас. % Al, а наиболее предпочтительно, по меньшей мере, около 0,01 мас.% Аl. Аl связывает азот, растворенный в ЗТВ. Однако Al является сильным ОЦК стабилизатором и поэтому повышает ТПВХ. Если содержание Al слишком высокое, т.е. выше около 0,05 мас.%, то существует тенденция к образованию включений типа окиси алюминия (Аl₂0₃), отрицательно влияющих на ударную вязкость стали и ее ЗТВ. Еще более предпочтительным верхним пределом для содержания Al является около 0,03 мас.%.

Молибден (Мо) повышает прокаливаемость стали при прямой закалке, особенно в совокупности с бором и ниобием. Однако Мо является сильным ОЦК стабилизатором и повышает ТПВХ. Избыток Мо способствует холодному растрескиванию после сварки и ухудшает ударную вязкость стали и ЗТВ, так что если добавляется Мо, то предпочтительно чтобы его было максимум около 0,8 маc.%. Наиболее предпочтительно при добавлении Мо, чтобы сталь содержала, по меньшей мере, около 0,1 мас.% Мо и не более чем около 0,3 маc.% Мо.

Хром (Сr) имеет тенденцию повышать прокаливаемость стали при прямой закалке. Сr также улучшает коррозионную стойкость и сопротивление водородному растрескиванию (ВР). Подобно Мо избыток Сr повышает холодное растрескивание в сварных изделиях и ухудшает ударную вязкость стали и ее ЗТВ, так что при добавлении Сr его содержание должно быть предпочтительно максимум около 1,0 мас.%. Наиболее предпочтительно при добавлении Сr содержание в пределах около 0,2-0,6 мас.%.

Никель (Ni) является важной легирующей добавкой к предлагаемым сталям для получения требуемой ТПВХ, особенно в ЗТВ. Он является одним из самых сильных ГЦК стабилизаторов в стали. Добавление Ni в сталь усиливает поперечное скольжение и тем самым понижает ТПВХ. Хотя и не в такой же степени, как добавки Мо и Мn, добавление Ni в сталь также улучшает прокаливаемость и тем самым однородность микроструктуры и свойств по толщине в толстых сечениях (т.е. толще, чем около 2,5 см (1 дюйм)). Для достижения требуемой ТПВХ в ЗТВ сварки минимальное содержание Ni предпочтительно составляет около 1,0 мас.%, более предпочтительно около 1,5 мас.%. Так как Ni является дорогостоящим легирующим элементом, для уменьшения стоимости стали содержание Ni в стали должно быть предпочтительно меньше, чем около 3,0 мас.%, более предпочтительно меньше, чем около 2,5 мас.%, еще более предпочтительно менее, чем около 2,0 мас.%, и наиболее предпочтительно меньше, чем около 1,8 мас.%.

Медь (Сu) является ГЦК стабилизатором в стали и в небольших количествах может вносить вклад в снижение ТПВХ.

Сu также повышает коррозионную и HIC стойкость. При более высоких количествах Сu вызывает избыточное дисперсионное твердение за счет выделения ε-меди. Это выделение, если оно не контролируется должным образом, может повысить ударную вязкость и повысить ТПВХ как в основном листе, так и в ЗТВ. Более высокое содержание Сu может также обусловить хрупкость в процессе разливки и горячей прокатки сляба, так что требуется совместное добавление Ni для подавления этого эффекта. По указанным выше причинам, когда в предлагаемые стали добавляется медь, ее верхний предел должен быть около 1,0 мас.% Сu, наиболее предпочтительно около 0,4 мас.% Сu.

Бор (В) в небольших количествах может существенно повысить прокаливаемость стали и способствовать образованию микроструктуры пластинчатого мартенсита, нижнего бейнита и феррита в стали за счет подавления образования верхнего бейнита как в основном листе, так и в крупнозернистой ЗТВ. Обычно, для достижения этой цели необходимо, по меньшей мере, около 0,0004 мас.% В. Когда бор добавляют в предлагаемые стали, его содержание предпочтительно должно составлять приблизительно около 0,0006-0,0020 мас.%, причем наиболее предпочтителен верхний предел около 0,0010. Однако бор может не потребоваться, если другие легирующие добавки в стали обеспечивают соответствующую прокаливаемость и требуемую микроструктуру.

(4) Предпочтительный состав стали, когда требуется послесварочная термообработка (ПСТО)
ПСТО обычно выполняется при высокой температуре, например, выше, чем около 540^oС (1000^oF). Термическое воздействие ПСТО может привести к потере прочности основного листа, а также в ЗТВ после сварки из-за смягчения микроструктуры, связанного с восстановлением субструктуры (т.е. к потере преимуществ, обеспеченных обработкой) и к увеличению частиц цементита. Для преодоления этой проблемы химический состав основной стали, описанный выше, предпочтительно модифицируют посредством добавления небольшого количества ванадия. Ванадий добавляют для обеспечения дисперсионного твердения за счет формирования мелких частиц карбида ванадия (VC) в основной стали и ЗТВ после ПСТО. Это твердение предназначено для компенсации потери прочности после ПСТО. Однако следует избегать избыточного VC твердения, так как оно может ухудшить ударную вязкость и повысить ТПВХ как в основном листе, так и в ЗТВ. По этим причинам в настоящем изобретении предпочтительный верхний предел содержания V составляет 0,1 мас.%. Нижний предел предпочтительно составляет около 0,02 мас.%. Наиболее предпочтительное добавление V в сталь составляет около 0,03-0,05 маc.%.

Такая уникальная комбинация свойств в сталях согласно изобретению обеспечивает экономичную технологию для определенных операций при криогенных температурах, например для хранения и перевозки природного газа при низких температурах. Эти новые стали могут обеспечить существенную материальную экономию для применений при криогенных температурах по сравнению с известными промышленными сталями, для которых обычно требуется более высокое содержание никеля (до около 9 мас.%), которые имеют гораздо меньшую прочность (менее чем около 830 МПа (120 килофунтов/кв. дюйм)). Для снижения ТПВХ и обеспечения однородных механических свойств по всей толщине при толщине сечения более 2,5 см (1 дюйм) используются специальный химический состав и микроструктура. Эти новые стали предпочтительно содержат менее чем около 3 маc. % никеля, имеют прочность на растяжение более чем 830 МПа (120 килофунтов/кв. дюйм), предпочтительно более чем около 860 МПа (125 килофунтов/кв. дюйм) и наиболее предпочтительно более чем около 900 МПа (130 килофунтов/кв. дюйм), температуру перехода из вязкого состояния в хрупкое (ТПВХ) ниже, чем около -73^oС (-100^oF), и обладают высокой ударной вязкостью при ТПВХ. Новые стали могут иметь прочность на растяжение выше, чем около 930 МПа (135 килофунтов/кв. дюйм), или выше, чем около 965 МПа (140 килофунтов/кв. дюйм), или выше, чем около 1000 МПа (145 килофунтов/кв. дюйм). Если желательно улучшить характеристики после сварки, то содержание никеля в этих сталях можно увеличить до уровня выше, чем около 3 маc.%. Ожидается, что добавление каждого 1 мас. % никеля понижает ТПВХ стали приблизительно на 10^oС (18^oF). Содержание никеля предпочтительно должно быть менее чем 9 мас.%, более предпочтительно менее чем около 6 маc.%. Содержание никеля предпочтительно минимизировать, чтобы снизить стоимость стали.

Несмотря на то, что изобретение описано на основе предпочтительных вариантов его выполнения, в него могут быть внесены изменения, не выходящие за рамки объема изобретения, который определяется нижеследующей формулой изобретения.

Изобретение относится к получению листов из сверхвысокопрочной свариваемой низколегированной двухфазной стали. Сталь имеет микроструктуру, содержащую ферритную фазу и вторую фазу из преимущественно пластинчатого мартенсита и нижнего бейнита. Лист изготавливают посредством нагрева стального сляба из стали, содержащей железо и следующие элементы: углерод, марганец, никель, азот, медь, хром, молибден, кремний, ниобий, ванадий, титан, алюминий и бор. Сляб нагревают и обжимают для получения листа за один или несколько проходов в диапазоне температур, в котором происходит рекристаллизация аустенита. Дополнительно обжимают стальной лист за один или несколько проходов горячей прокатки в диапазоне температур ниже температуры рекристаллизации аустенита и выше температуры фазового превращения А_r3. Чистовую прокатку листа осуществляют в интервале между температурами фазового превращения А_r3 и A_r1. Закалку листа осуществляют до температуры прекращения закалки. Сталь имеет предел прочности при растяжении выше 830 МПа, высокую ударную вязкость при криогенных температурах как в основном листе, так и в зоне термического влияния при сварке. 3 с. и 19 з.п.ф-лы, 4 ил., 1 табл.

1. Способ изготовления листа из двухфазной стали, имеющей температуру перехода из вязкого состояния в хрупкое ниже, чем около -73^oС как в основном листе, так и в зоне термического влияния, и микроструктуру, содержащую первую фазу, состоящую в основном из феррита, и вторую фазу, состоящую преимущественно из мелкозернистого пластинчатого мартенсита, мелкозернистого нижнего бейнита или их смесей, включающий нагрев стального сляба до температуры, достаточно высокой, чтобы существенно гомогенизировать стальной сляб и растворить практически все карбиды и карбонитриды ниобия и ванадия в стальном слябе, и достаточно низкой, чтобы сформировать мелкие исходные зерна аустенита в стальном слябе, обжим сляба для получения стального листа за один или несколько проходов горячей прокатки в первом интервале температур, в котором происходит рекристаллизация аустенита, обжим стального листа за один или несколько проходов горячей прокатки во втором интервале температур, который, приблизительно, ниже температуры Т_nr и выше температуры фазового превращения А_r3, обжим стального листа за один или несколько проходов горячей прокатки в третьем интервале температур, находящемся приблизительно между температурой фазового превращения А_r3 и температурой фазового превращения A_r1, закалку стального листа при скорости охлаждения около 10-40^oС в секунду до температуры прекращения закалки, расположенной приблизительно ниже температуры фазового превращения M_s плюс 200^oС, прекращение закалки для облегчения фазового превращения микроструктуры стального листа с получением около 10-40 об. % первой фазы из феррита и около 60-90 об. % второй фазы, преимущественно, из мелкозернистого пластинчатого мартенсита, мелкозернистого нижнего бейнита или их смесей. 2. Способ по п. 1, отличающийся тем, что нагрев сляба для растворения всех карбидов и карбонитридов осуществляют до температуры от около 955^oС до около 1065^oС. 3. Способ по п. 1, отличающийся тем, что исходные мелкие зерна аустенита имеют размер менее чем около 120 мкм. 4. Способ по п. 1, отличающийся тем, что обжим стального сляба в первом интервале температур осуществляют приблизительно на 30-70% по толщине. 5. Способ по п. 1, отличающийся тем, что обжим стального листа во втором интервале температур осуществляют приблизительно на 40-80% по толщине. 6. Способ по п. 1, отличающийся тем, что обжим стального листа в третьем интервале температур осуществляют приблизительно на 15-50% по толщине. 7. Способ по п. 1, отличающийся тем, что после прекращения закалки стальной лист дополнительно охлаждают на воздухе до температуры окружающей среды. 8. Способ по п. 1, отличающийся тем, что стальной сляб получают из стали, имеющей следующий состав, маc. %: С около 0,04-0,12; Ni по меньшей мере около 1 до менее чем около 9; Nb около 0,02-0,1; Ti около 0,008-0,03; Аl около 0,001-0,05; N около 0,002-0,005; Fe - остальное. 9. Способ по п. 8, отличающийся тем, что сталь содержит менее чем около 6 мас. % Ni. 10. Способ по п. 8, отличающийся тем, что сталь содержит менее чем около 3 мас. % Ni и дополнительно содержит около 0,5-2,5 мас. % Мn. 11. Способ по п. 8, отличающийся тем, что сталь дополнительно содержит, по меньшей мере, одну добавку, выбранную из группы, включающей до около 1,0 мас. % Сr, до около 0,8 маc. % Мо, до около 0,5 мас. % Si, около 0,02-0,10 мас. % V, около 0,1-1,0 мас. % Сu и до около 2,5 мас. % Мn. 12. Способ по п. 8, что отличающийся тем, сталь дополнительно содержит около 0,0004-0,0020 мас. % В. 13. Способ по п. 1, отличающийся тем, что после прекращения закалки стальной лист имеет прочность на растяжение выше 830 МПа. 14. Способ по п. 1, отличающийся тем, что первая фаза содержит около 10-40 мас. % деформированного феррита. 15. Лист из двухфазной стали, имеющей микроструктуру, содержащую около 10-40 об. % первой фазы, состоящей, в основном, из феррита, и около 60-90 об. % второй фазы, состоящей, преимущественно, из мелкозернистого пластинчатого мартенсита, мелкозернистого нижнего бейнита или их смесей, прочность на растяжение выше 830 МПа, температуру перехода из вязкого состояния в хрупкое ниже, чем около -73^o, как в основном листе, так и в зоне термического влияния, причем стальной лист получен из нагретого сляба из стали, содержащей, маc. %: С около 0,04-0,12; Ni по меньшей мере около 1 до менее чем около 9; Nb около 0,02-0,1; Ti около 0,008-0,03; Аl около 0,001-0,05; N около 0,002-0,005; Fe - остальное. 16. Лист по п. 15, отличающийся тем, что сталь содержит менее чем около 6 мас. % Ni. 17. Лист по п. 15, отличающийся тем, что сталь содержит менее чем около 3 мас. % Ni и дополнительно содержит около 0,5-2,5 мас. % Мn. 18. Лист по п. 15, отличающийся тем, что сталь дополнительно содержит, по меньшей мере, одну добавку, выбранную из группы, включающей до около 1,0 мас. % Сr, до около 0,8 маc. % Мо, до около 0,5 мас. % Si, около 0,02-0,10 мас. % V, около 0,1-1,0 мас. % Сu и до около 2,5 мас. % Мn. 19. Лист по п. 15, отличающийся тем, что сталь дополнительно содержит около 0,0004-0,0020 мас. % В. 20. Лист по п. 15, отличающийся тем, что он имеет микроструктуру, оптимизированную посредством обработки термомеханической регулируемой прокаткой, обеспечивающей множество большеугловых поверхностей раздела между первой фазой, состоящей, в основном из феррита, и второй фазой, состоящей, преимущественно, из мелкозернистого пластинчатого мартенсита, мелкозернистого нижнего бейнита или их смесей, и позволяющую существенно увеличить извилистость траектории трещины в стальном листе. 21. Способ повышения сопротивления распространению трещин в стальном листе, выполненном из стали, содержащей Ni по меньшей мере около 1 до менее чем около 9 мас. %, заключающийся в том, что стальной лист обрабатывают для получения микроструктуры, содержащей около 10-40 об. % первой фазы, состоящей в основном из феррита, и около 60-90 об. % второй фазы, состоящей преимущественно из мелкозернистого пластинчатого мартенсита, мелкозернистого нижнего бейнита или их смесей, полученную микроструктуру оптимизируют посредством обработки термомеханической регулируемой прокаткой, обеспечивающей множество большеугловых поверхностей раздела между первой фазой, состоящей, в основном из феррита, и второй фазой, состоящей преимущественно из мелкозернистого пластинчатого мартенсита, мелкозернистого нижнего бейнита или их смесей, и позволяющую существенно увеличить извилистость траектории трещины. 22. Способ по п. 21, отличающийся тем, что сталь дополнительно содержит по меньшей мере около 1,0 мас. % Ni и в ней существенно уменьшено добавление элементов, стабилизирующих объемно-центрированную кубическую структуру, для дополнительного повышения сопротивлению распространения трещин в стальном листе и в зоне термического влияния при сварке.