» » Разработка химического состава стали и технологии производства на примере сталей для труб большого диаметра
24.01.2015

В широком смысле речь идет о металловедческом анализе проблемы: выборе технологических параметров производства и состава стали для достижения заданной структуры и свойств. В целом деятельность в этом направлении осуществляется в такой последовательности: процесс — задача — метод исследования — металловедческий механизм — способ решения. Другими словами, металловедческий подход позволяет делать разработку осмысленно.
1. Можно экспериментально подбирать параметры разливки для того, чтобы избежать поверхностных трещин слябов, а можно изучить процессы структурообразования при кристаллизации и последующем охлаждении стали, исследовать связанные с этим интервалы провала пластичности и вывести температурный интервал разгиба слябов за пределы этого интервала.
2. Можно подбирать условия охлаждения проката, анализируя свойства, а можно исследовать фазовые превращения, строить диаграммы превращения при непрерывном охлаждении и использовать их как основу для разработки технологии термомеханической прокатки с ускоренным охлаждением (ТМСР).
3. Можно экспериментально изучать влияние многочисленных параметров контролируемой прокатки на структуру толстого листа, но правильнее для конкретного состава стали определить основные точки (по диаграмме состояния), влияющие на формирование структуры стали:
— температуру начала интенсивного роста зерна аустенита Tpocтa;
— температуры рекристаллизации аустенита Трекр (T95, T5);
— критические точки превращения: Ar3, Bs, Ms.
И уже на этой основе создавать технологическую схему производства проката.
4. Можно изменять параметры КП, пытаясь обеспечить механические свойства, а можно на основании установленных закономерностей «структура-свойства» целенаправленно изменять технологию.
С использованием методов металловедения можно решить следующие вопросы: установить соотношения в системе C-C-C (T) (состав-структура-свойства (с учетом технологии)) и использовать их при создании материалов и технологий, анализе процессов; выявить причины и механизмы отклонений структуры и свойств продукции и образования брака.
Обычно требуется ответить на следующие вопросы: в чем причина, можно или нельзя сделать, и что нужно, чтобы сделать?
Несмотря на то что все сказанное ранее о широчайшей области применения методов металловедения, в действительности — деятельность металловедов сводится к решению следующих задач:
— разработка новых марок стали;
— разработка технологий производства проката;
— металловедческое исследование процессов;
— освоение и стабилизация технологии производства металлопродукции;
— установление природы дефектов проката.
Описать схему разработки состава и технологии (а они обычно неразделимы) довольно сложно, однако общий подход прекрасно описан М.А. Штремелем. Схему действий можно представить следующим образом.
1. Анализ требований к прокату (химический состав, свойства, сортамент и др.).
2. Анализ возможностей оборудования (нагрев, деформация, охлаждение и др.).
3. Требования к заготовке (слябу).
4. Типы структуры, обеспечивающие заданный уровень свойств.
5. Возможности формирования заданной структуры (состав, технология).
6. Выбор базовой технологии (общей схемы).
7. Выбор химического состава стали.
8. Обоснование параметров технологии.
Разработка требований к структуре стали (исходные данные: требования к прокату, сортамент проката) осуществляется через соотношения «структура-свойства»; такие соотношения были определены для ферритно-перлитных структур, далее развиты для структур с ферритной матрицей и более прочными структурными составляющими, а для более сложных структур не всегда существуют. С формальной точки зрения стандарты почти не дают возможности для установления требований к структуре: регламентируются размер зерна, полосчатость структуры, собственно и все.
Поэтому на практике обычно используют следующую схему.
1. Известные зависимости и экспериментально установленные связи — «структура-свойства».
2. Выбор структуры, обеспечивающей данный комплекс свойств (возможны варианты).
3. Характеристики структуры:
— матрица — тип (феррит, бейнит, мартенсит), дисперсность;
— дополнительные механизмы упрочнения (твердорастворное, дисперсионное, субструктурное, дислокационное);
— упрочняющие структурные составляющие (перлит в феррите, бейнит в феррите, А/М);
— особенности распределения структурных составляющих (полосчатость);
— неметаллические включения.
4. Способ получения структуры (химический состав — технология производства).
Химический состав стали (исходные параметры: требования, сортамент, выбранная структура, технологическая схема) включает базовый состав, содержание углерода, микролегирование, степень чистоты по примесям.
Технология контролируемой прокатки (исходные параметры — требования, сортамент, структура, химический состав).
1. Выбор общей схемы контролируемой прокатки:
— количество стадий (структура, толщина проката, схема последующего охлаждения);
— интервал завершения деформации (структура, требования хладостойкости);
— способ последеформационного охлаждения (свойства, структура, толщина проката);
2. Определение технологических параметров:
— нагрев (температура, длительность) — обеспечение равномерного мелкого зерна аустенита, растворение карбонитридных фаз: кинетика роста зерна, растворение карбонитридообразующих элементов;
— черновая деформация (температура, частные обжатия за проход) — измельчение зерна аустенита: кинетика рекристаллизации аустенита;
— чистовая деформация (температура начала и окончания, суммарная степень деформации) — формирование структуры аустенита из «оладьеобразных зерен» заданной толщины с необходимой плотностью полос деформации, двойников и других дефектов структуры; при завершении деформации в (γ+α)-области — размер зерна феррита и доля зерен с полигонизованной структурой: размер исходного зерна аустенита, степень деформации, температура остановки рекристаллизации, точка Ar3, кинетика полигонизации феррита;
— ускоренное охлаждение (температура начала охлаждения, скорость охлаждения, температура завершения охлаждения): заданная структура, ТКД, теплотехнические расчеты охлаждения по сечению проката — формирование заданной структуры и повышение ее дисперсности: исходное состояние и кинетика превращения аустенита;
— замедленное охлаждение (температура начала, время охлаждения), содержание водорода, свойства металла осевой зоны, пластичность.
На стадии разработки приходится решать ряд часто взаимоисключающих задач. Ряд примеров приведен ниже.
1. Важнейшей эксплуатационной характеристикой конструкционных сталей является прочность при статическом нагружении. Предел текучести и временное сопротивление разрыву являются основными характеристиками, на которых базируются расчеты металлических конструкций. Повышение прочности стали возможно путем:
— повышения содержания углерода;
— образования твердых растворов замещения и внедрения;
— измельчения зерна;
— дисперсионного упрочнения;
— повышения плотности дислокаций;
— упрочнения (γ-α)-превращением.
При разработке стали и технологии ее производства необходимо использовать наиболее эффективные механизмы упрочнения как с экономической точки зрения (экономия энергоресурсов и других затрат), так и с позиции наименьшего отрицательного воздействия на прочие свойства металла (вязкость, хладостойкость, пластичность и др.) на единицу упрочнения. Наиболее благоприятным структурным фактором, как известно, является измельчение зерна, поскольку при этом повышение прочности сопровождается снижением критической температуры хрупкости. Все остальные структурные механизмы упрочнения вызывают охрупчивание стали, наиболее негативным является повышение объемной доли перлита. Из химических элементов наиболее неблагоприятными с этой точки зрения являются азот (в твердом растворе) и фосфор.
2. Пластичность — свойство материала приобретать остаточную деформацию без макроразрушений. Это — важная характеристика, отличающая способность к пластической деформации, она определяет возможность полной реализации прочностных свойств металла при нагружении. Часто из листового проката требуется изготовить элементы конструкции путем холодной деформации. Способность стали подвергаться деформации зависит от напряжения течения при заданной величине деформации, которое определяет деформирующее усилие, степени деформационного упрочнения, максимальной равномерной пластичности, предшествующей образованию шейки на образце (при испытании на растяжение), величины общей пластичности. Обычно в качестве характеристик пластичности в стандартах принимаются относительное удлинение (в ряде случаев также равномерное удлинение) и относительное сужение при испытаниях образцов на одноосное растяжение. В ряде случаев конструктивное исполнение элементов сварных конструкций, в первую очередь из листового проката, таково, что они в процессе эксплуатации испытывают существенные растягивающие напряжения в направлении толщины, приводящие к их слоистому хрупкому разрушению. Поэтому к листовому прокату, используемому в таких конструкциях, особенно толщиной свыше 20 мм, предъявляют требования по пластичности не только в продольном и поперечном, но и в направлении толщины проката (Z-направление).
Если рассматривать металлургические факторы, влияющие на пластичность, то следует указать, что наличие в феррите растворенных атомов приводит к снижению пластичности, при этом твердые растворы внедрения обладают худшими пластическими свойствами, чем растворы замещения; из этого следует, например, необходимость полного связывания азота и удаления его из твердого раствора. Повышение содержания углерода (увеличение доли перлита) снижает пластичность стали. В целом любые частицы второй фазы или структурной составляющей понижают пластичность (сульфиды, оксиды, пластинчатый перлит, цементит, мартенсит и др.). При этом важна не только объемная доля частиц, но и их форма, например, пластинчатые сульфиды марганца наиболее отрицательно влияют на пластичность. Таким образом, для достижения хорошей пластичности необходимы минимальное содержание в стали углерода (карбидов) и объемной доли неметаллических включений, модифицирование формы оставшихся включений, чистота стали по газам. Следует отметить, что измельчение зерна улучшает общую пластичность стали.
Пластичность стали в Z-наиравлении наилучшим образом характеризуется величиной относительного сужения при испытаниях на растяжение. Снижение содержания серы в стали является эффективным методом повышения этой характеристики. Поэтому регламентация низкого содержания серы в стали с целью повышения пластичности в Z-направлении стала стандартным средством для предотвращения образования подобных расслоений. Дополнительные резервы решения данной проблемы — уменьшение количества оксидных включений и управление морфологией сульфидов.
Равномерное удлинение характеризует величину деформации образца при испытаниях на растяжение и определяется как увеличение его длины по достижении максимального усилия, отнесенное к исходной длине образца. На диаграмме напряжение-деформация равномерное удлинение соответствует деформации образца в момент образования шейки, т.е. локального сужения рабочей части образца. Равномерное удлинение характеризует пластическую устойчивость конструкций после приложения нагрузок, превышающих предел текучести, и регламентируется, например, для конструкций, предназначенных для работы в сейсмоопасных зонах.
Считается, что равномерное удлинение зависит от степени подвижности дислокаций в металле в процессе пластической деформации. В первом приближении процесс пластической деформации при растяжении образца можно описать следующим образом. При нагрузке, превышающей предел текучести, начинается деформация, в металле возникает явление упрочнения, связанное с увеличением плотности дислокаций (наклеп). Область металла, подвергшаяся пластической деформации, уменьшается в сечении и упрочняется, поэтому для ее деформации требуется большее напряжение. Однако для деформации других, еще недеформированных областей образца требуется меньшая нагрузка, и таким образом процесс продолжается, выравнивая сечение образца. Упрочнение уменьшается с увеличением степени деформации, и в определенный момент в некоторой более деформированной области образца напряжение уже не компенсируется упрочнением. При последующем деформировании в этом месте создается локальное сужение при падающем усилии, т.е. образуется шейка. Равномерная деформация образца происходит до тех пор, пока дислокации, переместившиеся со своего первоначального положения под воздействием нагрузки, а также дислокации, образовавшиеся в процессе деформации, сохраняют возможность перемещаться. Как только дислокации по каким-либо причинам тормозятся и их плотность увеличивается до критического уровня, образуется шейка на образце. Торможение дислокаций может быть обусловлено как напряжениями в кристаллической структуре металла, так и наличием включений и неоднородностей в матрице (например, вторая фаза или неметаллические включения). Кроме того, шейка может образовываться на макродефектах.
В высокопрочных низколегированных сталях различного типа равномерное удлинение определяется различными факторами. В сталях с ферритно-перлитной структурой равномерное удлинение связывают со степенью легирования и наличием неметаллических включений. Ф.Б. Пикеринг, например, приводит следующую зависимость для максимальной равномерной деформации:
εu = 0,27 - 0,016[П] - 0,015[Mn] - 0,04[Sn] - 0,04[Si] - 1,1[Nf],

где εu — максимальная равномерная деформация; П — доля перлитной составляющей в микроструктуре; Nf — азот, находящийся в твердом растворе.
Из уравнения видно, что увеличение доли перлитной составляющей при увеличении содержания углерода, а также увеличение содержания марганца и кремния и наличие свободного азота отрицательно сказываются на равномерном удлинении. Кроме того, наличие неметаллических включений (сульфидов, оксидов) и карбонитридных частиц упрочняющей фазы также снижает равномерность деформации. Наличие макронеоднородностей и дефектов поверхности также, естественно, будет способствовать образованию шейки и снижать равномерное удлинение. Отрицательное влияние также может оказывать наклеп ферритной фазы, повышающий плотность дислокаций при некоторых технологических операциях (низкая температура конца прокатки, правка листов, трубный передел). Повышение температуры нагрева слябов под прокатку также отрицательно влияет на показатели пластичности из-за повышения растворимости легирующих элементов с последующим образованием более крупных частиц упрочняющей фазы. В целом с повышением прочности стали пластичность падает. По поводу влияния легирующих элементов на повышение уровня пластичности экспериментально подтверждено только положительное влияние увеличения содержания никеля. Размер зерна, по некоторым данным, не оказывает существенного влияния на уровень равномерного удлинения, хотя мелкое зерно несколько повышает общую пластичность.
В низкоуглеродистых сталях с микроструктурой, состоящей из ферритной матрицы с островками второй фазы (бейнит + MA), равномерное удлинение обычно выше, чем в ферритно-перлитных сталях, при одинаковом уровне прочности. Это связано как с более низким содержанием углерода в этих сталях, так и с особенностями микроструктуры. Структуры промежуточного превращения, образованные сдвиговым механизмом, имеют высокую степень подвижности дислокаций при высоком уровне прочности, а низкоуглеродистая ферритная матрица имеет высокую пластичность. Объемная доля карбидов в подобных сталях уменьшена, что также улучшает равномерное удлинение. Влияние легирования на пластичность таких сталей не имеет строго определенных зависимостей, так как легирующие элементы действуют в двух направлениях: с одной стороны, увеличение степени упрочнения как твердорастворного, так и дисперсными частицами отрицательно влияет на показатели пластичности; с другой — легирование увеличивает прокаливаемость стали, необходимую для образования второй фазы, резко повышающей равномерное удлинение. Как и для сталей с ферритно-перлитной структурой важное значение имеет степень загрязненности неметаллическими включениями. Наклеп ферритной матрицы как в процессе промежуточного превращения, идущего с увеличением объема, так и при технологических операциях прокатки, правки и трубного передела снижает равномерное удлинение.
Важным моментом, который необходимо учитывать при разработке стали, является зависимость пластичности стали от уровня прочности (рис. 2.10). В пределах этой зависимости для определенного уровня прочности пластичность может быть повышена путем повышения чистоты стали и применения оптимальных механизмов упрочнения.
Разработка химического состава стали и технологии производства на примере сталей для труб большого диаметра

3. Повышение хладостойкости, низкотемпературной вязкости и трещиностойкости проката является важнейшим фактором повышения надежности конструкций и сооружений. Процесс разрушения стальных изделий является многофакторным и зависит от условий эксплуатации, химического состава и структурного состояния стали. Иными словами, множество факторов, оказывающих влияние на механизм разрушения, можно разделить на две группы: внешние и внутренние. Внешние факторы связаны с условиями нагружения и включают температурно-скоростные параметры, геометрическую форму и размеры изделий, воздействие среды; внутренние вызваны природой металла, его химическим составом и структурным состоянием.
При испытании образцов низколегированных сталей при комнатной температуре разрушение обычно происходит по вязкому механизму, протекающему после значительной локальной пластической деформации в шейке образца путем образования и слияния пор. Излом при этом носит классический «чашечный» характер.
Однако в условиях низких температур или высоких скоростей деформации, а также при наличии внешних или внутренних охрупчивающих факторов, например острого надреза, воздействия на металл коррозионных сред и водорода, разрушение происходит по хрупкому механизму транс- или интеркристаллитно. Примерами такого разрушения являются хрупкий излом строительных сталей при низких температурах испытания или растрескивание газопроводных труб в условиях коррозии под напряжением («стресс-коррозия») и водородного охрупчивания.
Явление хладноломкости металлов и сплавов с ОЦК-решеткой обусловлено температурной зависимостью предела текучести: рост значения предела текучести при понижении температуры приводит к разрушению материала при напряжениях ниже напряжения начала макропластической деформации. Условием зарождения хрупкой трещины является предшествующая ему микропластическая деформация, приводящая к локальной концентрации напряжений и образованию трещин. Способность металла к развитию микродеформации определяет возможность вероятного протекания процессов релаксации локальных напряжений и, следовательно, возможность предотвращения хрупкого разрушения. Опасность хрупкого разрушения возрастает с понижением температуры и увеличением скорости деформации, когда недостаточная подвижность дислокаций не обеспечивает возможности релаксации напряжений.
Наиболее часто применяемыми критериями оценки перехода к хрупкому разрушению являются:
— ударная вязкость (KCV, KК CU), включая вид излома образцов и определение переходной температуры хрупкого разрушения;
— доля вязкой составляющей в изломе полнотолщинных образцов для ИПГ и переходная температура хрупкого разрушения по результатам испытания таких образцов;
— температура перехода к нулевой пластичности и температура остановки трещины (по Пеллини);
— вязкость разрушения (K1C или KC);
— J-интеграл (JC);
— критическое раскрытие трещины (COD);
— скорость роста трещины (Vp) и др.
Подвижность дислокаций в железе и стали зависит от концентрации примесей внедрения (углерода и азота), которые, образуя атмосферы атомов примеси на дислокациях, снижают их подвижность. Механизм влияния углерода в стали на склонность к хрупкому разрушению связан с повышением сопротивления микропластической деформации за счет блокировки дислокаций атомами углерода. Механизм влияния легирующих элементов на переход стали в хрупкое состояние может быть связан с непосредственным влиянием легирующих элементов на подвижность дислокаций или через изменение структурного состояния.
Хладноломкость низколегированных сталей в значительной степени зависит от загрязненности металла неметаллическими включениями. Сегрегации атомов примесей (фосфор, цветные металлы) на границах зерен оказывают влияние на сопротивление сталей разрушению, снижая эффективную поверхность энергии разрушения.
В целом, как уже указывалось, все используемые механизмы упрочнения стали (дислокационное, дисперсионное, упрочнение крупными частицами второй структурной составляющей) отрицательно влияют на хладостойкость стали. В связи с этим требуется выбор механизмов, оказывающих наименьшее охрупчивающее влияние на единицу упрочнения в комплексе с максимальным измельчением зерна.
4. Повышение коррозионной стойкости. Эта проблема решается в зависимости от требований и условий эксплуатации конструкций. Для низколегированных трубных сталей важными являются стойкость к общей коррозии, стойкость к атмосферной коррозии, стойкость в среде сероводорода.
Основным фактором, вызывающим преждевременный выход из строя из-за коррозии трубопроводов сбора нефти, является подтоварная или пластовая вода, поступающая при добыче нефти. Достаточно высокая агрессивность подтоварных вод по отношению к низколегированным сталям обусловлена в основном высоким содержанием хлоридов в сочетании с довольно высоким содержанием кислорода и pH, смещенным в кислую сторону. Коррозия низколегированных и углеродистых сталей в промысловых трубопроводах является электрохимической, и поэтому внутренняя поверхность трубы, находящаяся в контакте с подтоварной водой, представляет собой протяженный электрод, чему способствует электропроводность подкисленной воды. Скорость коррозии низколегированных сталей в подтоварных водах нефтепромыслов практически определяется скоростью катодного процесса. Поэтому применительно к условиям эксплуатации трубопроводов эффективный способ повышения их долговечности — применение низколегированной стали с пониженным электродным потенциалом, что достигается применением легирующих добавок, таких как хром, никель и медь.
В результате атмосферной коррозии выходят из строя через 20-30 лет эксплуатации различные машины, механизмы, промышленные и гражданские конструкции и сооружения, находящиеся на открытом воздухе. Основными причинами этого являются атмосферная влага, загрязненность продуктами промышленного производства, природная повышенная кислотность почвы и другие факторы. Обычные углеродистые и низколегированные конструкционные стали неустойчивы против атмосферной коррозии, так как образующаяся на поверхности пленка оксидов недостаточно плотна и не изолирует сталь от химического воздействия среды. Небольшие добавки (~0,3% по массе) меди, никеля, хрома и некоторых других элементов в углеродистые и низколегированные конструкционные стали существенно повышают их устойчивость против коррозии в атмосфере. Наиболее эффективным из этих элементов является медь. Если рассмотреть потери от коррозии в различных средах сталей разных систем легирования (наиболее агрессивными средами являются морская и промышленная среды), то наибольшие потери имеет обычная углеродистая сталь, добавка к этой стали 0,25% меди уменьшает потери от коррозии примерно в 2,5 раза в морской и примерно в 2 раза в промышленной среде; добавка к этой стали дополнительно 0,6% никеля приводит к уменьшению потерь от коррозии в 4 и 3 раза соответственно. Дальнейшее увеличение содержания меди и никеля в стали менее эффективно, наименьшими потерями от коррозии характеризуется сталь, комплексно легированная медью, никелем и хромом.
5. Важным фактором повышения конкурентоспособности современных сталей является снижение расхода и затрат на легирующие элементы. Снижение расхода легирующих элементов возможно путем оптимизации химического состава стали при условии применения эффективных схем термомеханической прокатки взамен использования горячекатаного проката или термической обработки. Общее содержание легирующих элементов в стали снижается при использовании технологических способов в такой последовательности:
а) нормализация (максимальный расход легирующих элементов);
б) контролируемая прокатка;
в) закалка с отпуском;
г) термомеханическая прокатка с ускоренным охлаждением;
д) закалка с прокатного нагрева с отпуском.
Общее снижение содержания легирующих элементов в стали позволяет снизить углеродный эквивалент и улучшить свариваемость. Кроме снижения содержания легирующих элементов важным является снижение при этом содержания углерода.
Важнейшим требованием при разработке и освоении современной металлопродукции является получение заданного комплекса характеристик при минимальных затратах. Здесь на первый план выступает необходимость сокращения числа технологических операций и снижение расхода энергоносителей. Важнейшее направление разработок — замена термической обработки с отдельного нагрева на термомеханическую прокатку. Может быть использовано несколько технологических вариантов:
— замена закалки с отпуском на КП (сокращение двух операций);
— замена закалки с отпуском на КП + УО (сокращение двух операций);
— замена закалки с отпуском на прямую закалку с прокатного нагрева с последующим отпуском (сокращение одной операции);
— замена нормализации на нормализующую прокатку (сокращение одной операции).
В целом решение задачи создания металлопроката с повышенными качественными характеристиками обычно является комплексным, требуя как оптимизации химического состава стали, так и применения и разработки новых технологических решений на стадиях выплавки, внепечной обработки, непрерывной разливки и термомеханической прокатки. Такой комплексный подход в наибольшей степени характерен при создании сталей для электросварных труб, стойких к сероводородному растрескиванию и водородному растрескиванию под напряжением.
Влияние состава на структуру и свойства сталей определяется воздействием на структурообразование в процессе деформации и последующего охлаждения, а также соотношением, морфологией и индивидуальными свойствами фаз и структурных составляющих.
Создание конструкционных сталей с комплексом повышенных эксплуатационных характеристик и технологического процесса их производства является весьма сложной задачей, поскольку предполагает проведение поиска в многомерном пространстве «химический состав — технологические параметры — структура — свойства». Чтобы уменьшить массу необходимых эмпирических данных, необходима некоторая идея. Такая идея сформулирована в металловедении: химический состав и технология создают структуру, структура определяет свойства. Прямое наблюдение структуры существенно сокращает поиск, потому что большинство зависимостей «структура-свойства» можно предсказать теоретически, а недостающие изучать в лабораторных, а не в промышленных условиях. Задача металловедения указать состав и структуру, которые обеспечат заданный комплекс свойств, и способ получения такой структуры. Поэтому объектом технологического эксперимента чаще должны быть зависимости «технология-структура», чем «технология-свойства». Причем эти зависимости нужно искать для обоснованно выбранного для данной технологической схемы состава стали.
Схема металловедческого подхода «состав-структура-свойства» не зря начинается с состава — это первая возможность изменить структуру и свойства. Разработка стали — одна из задач металловеда. И металловеду важно изменять состав осознанно: на основании известных данных о связях состава и структуры, влиянии на фазовые превращения, механизмы упрочнения и др.
Тип структуры, основные ее параметры, их характеристика, какой из них является главным, определяющим свойства стали, как получить нужную структуру — эти вопросы относятся как к составу стали, так и технологии. Связи «структура-свойства» важнейшая часть цепочки, поскольку реально требуются количественные соотношения, а их тем сложнее получить, чем сложнее сама структура.
Очень важен выбор состава стали с учетом технологической схемы производства проката. Стандартные стали в большинстве случаев непригодны для эффективной реализации КП вследствие отсутствия или недостаточной области температур для осуществления стадий контролируемой прокатки. Поэтому требуется разработка состава стали применительно к каждой используемой схеме КП и заданному комплексу свойств.
Основные принципы выбора состава стали, подвергаемой КП, предполагают:
1) возможность реализации выбранной схемы контролируемой прокатки определяется взаимным расположением критических точек и температуры рекристаллизации аустенита и для данного типа стали (базового состава) зависит от набора микролегирующих добавок;
2) получение требуемого типа структуры матрицы (феррит, бейнит и т.д.); необходимость смены типа структуры матрицы возникает в том случае, если этот тип структуры при необходимом уровне прочности не обеспечивает прочих требований (в первую очередь по сопротивлению разрушению и свариваемости); получение требуемого типа структуры матрицы (феррит + перлит, верхний бейнит и др.) означает в первую очередь выбор комплекса легирования, обеспечивающего определенный вид диаграммы превращения переохлажденного аустенита (например, с широкой бейнитной областью для высокопрочных бейнитных сталей);
3) необходимый вклад дополнительных механизмов упрочнения; под вкладом дополнительных механизмов упрочнения понимается введение легирующих и микролегирующих элементов, обеспечивающих твердорастворное (например, Mn, Si) и дисперсионное упрочнение;
4) степень чистоты стали по примесям с учетом типа структуры (уровня прочности) и требований к характеристикам сопротивления разрушению и коррозинной стойкости.
В сталях определенных составов отсутствуют температурные интервалы для проведения стадий КП (I — рекристаллизация аустенита; II — наклеп аустенита; III — деформация в (γ+α)-области), что снижает эффективность ее применения (например, в стали типа СтЗсп отсутствует интервал II стадии: T5 (температура остановки рекристаллизации — Ar3)). Одновременное протекание процессов наклепа аустенита, его рекристаллизации и роста зерна, выделения феррита, его наклепа и полигонизации не позволяет разделить II и III стадии КП, что приводит к повышению размера зерна феррита и разно зернистости. У низколегированной Si-Mn-стали без добавки ниобия интервал II стадии КП узок для практического использования (рис. 2.11). Таким образом, недостатком стандартных углеродистых и низколегированных сталей с точки зрения применения КП является неоптимальное соотношение критических точек превращения и температур рекристаллизации аустенита. Микролегирование стали ниобием позволяет стабильно осуществлять контролируемую прокатку и увеличить ее эффективность.
Разработка химического состава стали и технологии производства на примере сталей для труб большого диаметра

Химический состав микролегированной ниобием стали (типа 10Г2ФБ и др.) идеально подходит для контролируемой прокатки по схемам ВКП и НКП, поскольку взаимное расположение критических точек и температурных областей протекания и торможения рекристаллизации обеспечивает возможность четко выделить температурные интервалы всех трех стадий КП (вследствие существенного повышения T5 при микролегировании стали ниобием), эти интервалы достаточно широки, а требуемые параметры хорошо вписываются в технологическую схему толстолистовых реверсивных станов: I стадия деформации реализуется при черновой прокатке, а II и III стадии при чистовой (см. рис. 2.11).
Микролегирование стали является важнейшим фактором, определяющим возможность реализации положительных эффектов КП. Основные механизмы влияния микролегирующих добавок: 1) торможение роста зерна аустенита; 2) снижение температуры рекристаллизации аустенита; 3) дисперсионное упрочнение; 4) удаление азота из твердого раствора и модифицирование неметаллических включений.
Дисперсионное упрочнение повышает что необходимо скомпенсировать измельчением зерна и удалением азота из твердого α-раствора от азота. Оптимально микролегированные стали (при постоянной величине зерна) характеризуются порогом хладноломкости на уровне стали базового состава при более высокой прочности. При меньшей на 2,5-4 мкм величине зерна предел текучести в микролегированных сталях на 90-120 Н/мм2 выше, a T50 на 30-40 °C ниже (суммарный эффект зернограничного и дисперсионного механизмов и очистки твердого раствора). Эффективность влияния микродобавок (Nb) возрастает в сталях с бейнитной структурой по сравнению с ферритно-перлитными: T50 снижается на 90-100 °С.
Влияние химического состава на свойства сталей после КП определяется, кроме его воздействия на структурообразование в процессе деформации (рекристаллизация, рост зерна, кинетика (γ-α)-превращения), также морфологией и индивидуальными свойствами фаз и структурных составляющих.
Разработка химического состава стали и технологии производства на примере сталей для труб большого диаметра

Формирование бейнитной структуры в стали позволяет получить комплекс высоких прочностных свойств, вязкости и хладостойкости при условии пониженного содержания углерода и оптимальной технологии термомеханической прокатки (рис. 2.12 и 2.13). В целом соотношение упрочнения и охрупчивания при формировании бейнита зависит от структуры аустенита перед (γ→α)-превращением. Сталь с бейнитной структурой после контролируемой прокатки имеет порог хладноломкости на 60-70 °C ниже, чем в случае горячей прокатки. В стали с содержанием углерода 0,03-0,05% порог хладноломкости существенно (на 30-40 °С) ниже, чем в сталях с содержанием углерода 0,09-0,10%.
Разработка химического состава стали и технологии производства на примере сталей для труб большого диаметра

При горячей прокатке, приводящей к формированию крупнозернистой аустенитной структуры перед (γ→α)-превращением, замена перлита на бейнит приводит к повышению T50, однако при мелком зерне феррита (в области значений d-1/2≥12 мм-1/2) ферритно-перлитная и ферритно-бейнитная (до 30% бейнита) структуры равноценны по T50 при более высокой прочности последней.
Полученные экспериментальные данные позволяют обосновать выбор параметров структуры, обеспечивающих заданное сочетание прочности (предел текучести в интервале 325-685 Н/мм2) и сопротивления разрушению сталей, получаемых контролируемой прокаткой.
Уровень σт и T50 стали с ферритной матрицей определяется величиной зерна феррита и вкладом дополнительных механизмов упрочнения (твердорастворный и субзеренный, дисперсионное твердение), порог хладноломкости T50, кроме того, зависит от характера разрушения (наличия «расщеплений» в изломе и их плотности) (рис. 2.14). На рис. 2.14 показаны области достигнутого предела текучести сталей с ферритной матрицей в зависимости от размера зерна с учетом применения различных механизмов упрочнения. Вариант 8 представляет собой экстремальный случай применения сверхвысокого содержания (~0,2%) микролегирующих добавок и прокатки с завершением при 650 °С. На рис. 2.15 приведена зависимость уровня переходной температуры хрупкого разрушения от величины зерна феррита.
Разработка химического состава стали и технологии производства на примере сталей для труб большого диаметра

Полученные результаты по углеродистым и низколегированным сталям позволяют определить требуемую структуру, способ ее получения и тип стали, обеспечивающие заданный комплекс свойств. В большинстве случаев существует несколько вариантов (химический состав и технологическая схема), выбор среди которых диктуется возможностями оборудования, дополнительными требованиями к металлу (свариваемость и др.) и экономическими соображениями.
В бейнитных и бейнитно-ферритных сталях основные параметры структуры, определяющие комплекс свойств (рис. 2.16 и 2.17): удельная эффективная поверхность аустенита SЭфф, объемная доля продуктов промежуточного превращения и прочность самого бейнита (при постоянном содержании углерода она определяется температурным интервалом бейнитного превращения), и, конечно, — «эффективное зерно» (т.е. тип бейнита и тип границ в структуре), определяющее вязкость.
Разработка химического состава стали и технологии производства на примере сталей для труб большого диаметра

Влияние типа структуры стали на комплекс свойств в первую очередь связано с температурным интервалом превращения, поскольку снижение температуры превращения оказывает влияние на все известные структурные механизмы упрочнения: уменьшается размер зерна, повышается дисперсность выделяющихся фаз и плотность дислокаций, возрастает также тенденция задерживать атомы растворенного вещества в пересыщенном твердом растворе. Если влияние типа структуры на прочностные свойства стали в достаточной степени изучено и доведено до количественных соотношений, то изменение характеристик сопротивления разрушению практически не исследовано, за исключением сталей в термически обработанном состоянии.
Ниже приведены результаты сопоставления сталей с различными типами структуры матрицы, а также влияние различных структурных механизмов в координатах: «прочность — сопротивление разрушению».
Для сравнения комплекса свойств сталей с различными типами структуры матрицы — феррит с небольшой долей перлита (Ф), феррит с совершенной субзеренной структурой (Фс), безуглеродистый бейнит или бейнитный феррит (БФ), верхний бейнит (BE), нижний бейнит (HE), отпущенный пакетный мартенсит (MO) — был проведен эксперимент, условия которого обеспечивали получение указанных структурных состояний в максимально близких технологических условиях. Формирование требуемого типа структуры осуществляли выбором условий охлаждения или деформации в интервале фазовых превращений, а также легированием Cr, Ni, Mo и В для получения требуемой устойчивости аустенита. При этом выдерживали постоянными:
— способ выплавки и раскисления, шихтовые материалы;
— схему предварительной термодеформационной обработки, обеспечивающей одинаковую структуру аустенита перед (γ-α)- превращением: условия нагрева (температура нагрева под прокатку стали с ИФ была понижена на 100 °C в связи с более интенсивным ростом зерна аустенита; количество ниобия, перешедшего в твердый раствор, сохранялось примерно равным вследствие более низкого содержания углерода), режим черновой деформации;
— содержание вредных примесей (S, Р), микролегирующих добавок ниобия и титана.
Разработка химического состава стали и технологии производства на примере сталей для труб большого диаметра

Кроме того, для устранения влияния посторонних факторов расчетным путем учитывали влияние элементов, входящих в твердый раствор замещения, а также «расщеплений» в изломе ударных образцов. Следует отметить, что способ получения структуры, представляющей матрицу полигонального феррита с совершенной субзеренной структурой, связан с деформацией в нижней части (γ+α)-области, что приводит к формированию особого вида разрушения ударных образцов — так называемых «расщеплений», наличие которых оказывает влияние как на сопротивление вязкому, так и хрупкому разрушению. Кривая зависимости ударной вязкости от температуры испытания в присутствии расщеплений отличается от обычной: после достижения 100% вязкой составляющей ударная вязкость продолжает возрастать вследствие уменьшения плотности расщеплений и достигает максимальной величины (KCVmax) при их практически полном отсутствии. Эта максимальная величина и принималась во внимание. Для учета влияния плотности «расщеплений» (L/A — отношение суммарной длины расщеплений к площади поверхности излома) на порог хладноломкости использовали соотношение, полученное из независимого эксперимента, не связанного с формированием субзеренной структуры в феррите (плотность расщеплений варьировали путем изменения содержания в стали фосфора и условий последеформационного охлаждения):
ΔT50 = -151,8*ΣL/А.

Условия проведения конечной стадии эксперимента (деформация и последующее охлаждение) приведены в табл. 2.4, химический состав опытных сталей — в табл. 2.5.
Результаты обобщены на рис. 2.18 в координатах σт-T50 и σт-KCVmax. Для состояния Фс приведен порог хладноломкости, полученный в результате пересчета на нулевую плотность расщеплений в изломе.
Разработка химического состава стали и технологии производства на примере сталей для труб большого диаметра
Разработка химического состава стали и технологии производства на примере сталей для труб большого диаметра

Анализ полученных результатов приводит к следующим выводам: свойства сталей с исследованным рядом типов структуры матрицы при постоянном структурном состоянии аустенита перед (γ-α)-превращением (размер рекристаллизованного зерна ~20 мкм, последующая деформация s = 70% ниже температуры остановки рекристаллизации) описываются (в пределах разброса экспериментальных данных) одной общей зависимостью КCVmax-σт, показывающей снижение сопротивления вязкому разрушению с возрастанием прочности. Таким образом, при прочих равных условиях сопротивление вязкому разрушению в первом приближении зависит только от уровня прочности стали. Для соотношения прочности и сопротивления хрупкому разрушению (σт-T50) аналогичное заключение справедливо для первых четырех структурных состояний, а отпущенный мартенсит и нижний бейнит обнаруживают определенное преимущество (см. рис. 2.18).
Таким образом, повышенная прочность в сочетании с высоким уровнем сопротивления разрушению достигается после контролируемой прокатки при широкой гамме структур (от ферритно-перлитной до структур промежуточного типа и мартенситных). Из полученных результатов видно, что в случае формирования непосредственно перед (γ-α)-превращением благоприятной структуры аустенита низкоуглеродистый верхний бейнит не проигрывает по соотношению прочности и сопротивления разрушению структурам мелкозернистого феррита, бейнитного феррита и феррита с совершенной субзеренной структурой. Преимущества отпущенного мартенсита и нижнего бейнита в сталях, подвергаемых термической обработке, известны. Однако при контролируемой прокатке по оптимальному режиму различия между сталями различных структурных типов нивелируются вследствие благоприятного влияния структуры аустенита. Так, если различие в критической температуре хрупкости T50 сталей со структурой верхнего бейнита и отпущенного мартенсита в горячекатаном состоянии (Tкп=950 °С) достигает 60-80 °С, то после контролируемой прокатки оно не превышает 20-30 °С.
Далее сопоставили основные структурные механизмы упрочнения стали с ферритной матрицей с целью их ранжирования по соотношению упрочнения и охрупчивания. В качестве материала исследования использовали широкий спектр сталей: углеродистых (0,05-0,23% С), низколегированных и легированных (0,03-0,11% С) типа Г2, Г2Р, ХГ2Н, в том числе микролегированных Nb, V, Ti. Изменение соотношения параметров структуры достигали варьированием параметров деформации и последующего охлаждения. Методика выявления влияния отдельных структурных параметров предусматривала проведение множественного регрессионного анализа, учитывающего все известные структурные факторы, либо расчетную корректировку влияния сопутствующих структурных изменений (например, размера зерна феррита) на свойства стали с использованием известных соотношений. В связи с нелинейным влиянием некоторых механизмов на предел текучести в качестве характеристики упрочнения использовали временное сопротивление разрыву.
В исследованном интервале Df=4-18 мкм установлено, что, как и все прочие структурные механизмы упрочнения, измельчение зерна феррита снижает сопротивление вязкому разрушению: ΔKCVmax (Дж/см2)=-15,1*Df-1/2, порог хладноломкости с измельчением зерна, как известно, снижается: ΔT50=-(12,0-13,4) Df-1/2.
Формирование субзерен в ферритных зернах приводит наряду с упрочнением к снижению сопротивления хрупкому разрушению (ΔT50=0,23Vc), а наблюдаемое экспериментально понижение T50 обусловлено превалирующим влиянием особого характера разрушения с образованием «расщеплений» в изломе; также снижается и сопротивление вязкому разрушению: ΔKCVmax=-0,39 Vc.
Временное сопротивление линейно возрастает на 3,8 Н/мм2 на 1% перлита при статистически незначимом изменении предела текучести при одновременном снижении сопротивления вязкому и хрупкому разрушению: ΔT50=2,3 Vп; ΔKCVmax=-4,7 Vп.
При формировании 20—30% бейнита в ферритной матрице исчезает площадка текучести на кривой напряжение-деформация, а при дальнейшем увеличении его количества предел текучести линейно возрастает: Δσ0,2=2,36Vб. Временное сопротивление возрастает во всем интервале изменения объемной доли бейнита: Δσв=4,99Vб (термомеханическая прокатка). В горячекатаном состоянии (Ккп=950 °С) упрочнение несколько слабее: Δσв=4,6Vб. В горячекатаной стали увеличение объемной доли верхнего бейнита приводит к снижению сопротивления хрупкому и вязкому разрушению: ΔT50=1,1Vб; ΔKCVmax=-2,3Vб. При контролируемой прокатке ( Tкп=780 °С) формирование бейнита сопровождается существенно меньшим снижением сопротивления разрушению: ΔT50=0,36 V6; ΔKCVmax=-1,1Vб.
Бейнитный феррит (безуглеродистый бейнит) обеспечивает меньшее упрочнение (Δσв=2,17V50) в сравнении с бейнитом, но большее, чем при формировании субзеренной структуры в феррите.
Двойникованный мартенсит образуется из последних порций аустенита, значительно обогащенных углеродом, при этом наблюдаются повышение порога хладноломкости на 0,64 °C и снижение KCVmax на 0,54 Дж/см2 на каждые 1 Н/мм2 возрастания временного сопротивления.
При дисперсионном упрочнении смещение T50 при повышении предела текучести на 100 Н/мм2 составляет 12—32 °С, a KCVmax при этом снижается на 17-35 Дж/см2.
Таким образом, повышенная прочность в сочетании с высоким уровнем сопротивления разрушению может быть обеспечена после контролируемой прокатки низкоуглеродистых сталей при широкой гамме структур: от ферритно-перлитной до структур промежуточного типа и мартенситных. В стали с ферритной матрицей, подвергнутой контролируемой прокатке, низкоуглеродистый верхний бейнит и бейнитный феррит по соотношению упрочнения и охрупчивания являются более благоприятными структурными составляющими в сравнении с перлитом.
Разработка химического состава стали и технологии производства на примере сталей для труб большого диаметра

в чистом виде, вероятно, ухудшает сопротивление хрупкому разрушению.
Вязкость низкоуглеродистых сталей связана с размером и распределением разориентировок элементов структуры («эффективных зерен») бейнита. Это приводит к поиску структур с повышенной долей элементов структуры с высокоугловыми границами и в первую очередь — игольчатого феррита. Встречаются публикации о получении структуры игольчатого феррита в прокате, подвергнутом TMCP, и даже исследования, показывающие механизм улучшения хладостойкости при такой структуре. Так, например, в работе показана траектория трещин в игольчатом феррите и реечном бейните (рис. 2.19). Из рисунка видно, что трещина в бейните проходит относительно прямолинейно, а в ИФ меняет свою траекторию, что и способствует ее торможению и повышению хладостойкости. Может быть несколько комментариев к этим структурам. Например, что слева трещина проходит через крупную область бейнита, образованного из одного зерна аустенита, а справа — структура квазиполигонального феррита. Большинство исследователей придерживаются мнения, что поскольку образование игольчатого феррита связано с конкуренцией механизмов зарождения (зернограничного и внутризеренного), то его формирование реально возможно при размере зерна аустенита крупнее некоторой граничной величины. В целом вопрос дискуссионный, и исследования в этом направлении продолжаются.
Разработка химического состава стали и технологии производства на примере сталей для труб большого диаметра

Важно применить рассматриваемый подход и к анализу возможностей оборудования. Например, анализ состава и характеристик оборудования стана 2800 ОАО «Северсталь» показал, что существуют ограниченные возможности реализации технологии ТМП (отсутствует оборудование для проведения ускоренного охлаждения, нет возможности проводить низкотемпературные режимы прокатки из-за ограничений по усилию прокатки) (табл. 2.6).
Это привело к необходимости поиска вариантов сочетаний состава стали и технологических схем производства проката для обеспечения требуемого сочетания прочности и хладостойкости. Такое металловедческое решение было найдено.
Исследование фазовых превращений показывает две основные возможности формирования ферритно-бейнитной структуры: применение ускоренного охлаждения до температуры ниже начала бейнитного превращения или легирование стали хромом, никелем, медью, молибденом при отсутствии такой возможности.
Определен коэффициент легирования стали, обеспечивающий формирование ферритно-бейнитной структуры при охлаждении проката со скоростью 1-2°С/с (т.е. без применения ускоренного охлаждения). При медленном охлаждении на воздухе ферритно-бейнитная структура может быть получена в том случае, если коэффициент легирования стали
Kx = Si/30 + (Mn + Cu +Cr)/20 +( Mo/15 + Ni/60 + V/10)

не менее 0,13%. Такой подход может применяться в исключительных случаях: отсутствие оборудования для ускоренного охлаждения и необходимость производства такой металлопродукции. Формирование преимущественно бейнитной структуры может быть обеспечено одновременным использованием оптимального легирования и ускоренного охлаждения, поскольку в сталях исследованных систем легирования образование такой структуры при скорости охлаждения ~1°С/с требует высокого содержания легирующих элементов (коэффициент легирования должен быть не менее 0,16%) (рис. 2.20), что экономически неэффективно и ухудшает свариваемость стали.
Разработка химического состава стали и технологии производства на примере сталей для труб большого диаметра

Общим практически в любой публикации, посвященной трубам большого диаметра в последние годы, является вступительная фраза о том, что технические требования постоянно повышаются и связано это с повышением эксплуатационных параметров трубопроводов (экономика) и усложнением условий эксплуатации (Крайний Север, вечная мерзлота, районы повышенной сейсмической опасности, стресс-коррозия, наличие в транспортируемой или окружающей среде сероводорода и др.).
Производителям труб важно получить обоснованные требования, поскольку есть принципиальный металлургический подход к получению продукции с теми или иными свойствами, и могут возникнуть противоречия в обеспечении различных характеристик. Здесь следует отметить, что процесс создания, опробования и испытания труб класса прочности Х80 (К65) для проекта Бованенково-Ухта, труб для подводного трубопровода Nord Stream показал, что металлурги и трубники продвинулись очень интенсивно в направлении создания проката и труб с крайне высоким комплексом свойств и больших сечений (до 30 мм и более). Однако проблемы остались. Наиболее критичные вопросы из них приведены ниже:
Повышение стандартных требований:
— вязкость;
— свойства в больших толщинах;
— свариваемость при повышенных требованиях (толщина проката, класс прочности).
Противоречия между обеспечением стандартных и специальных свойств:
— противоположное влияние технологических параметров и состава;
— уменьшение технологического окна с повышением требований (прочность, хладостойкость, сероводородостойкость и др.).
Стабильное производство больших объемов проката с новыми требованиями:
— особые требования к оборудованию;
— единая сквозная концепция производства;
— специфические цели по технологическим параметрам;
— особая система контроля качества;
— равномерность свойств по площади проката и однородность по лоту.
Работы по трубам класса прочности К65 (Х80) для проекта трубопровода Бованенково-Ухта показали, что в сравнении с существующими за рубежом трубопроводами данный проект существенно сложнее с учетом диаметра труб, рабочего давления трубопровода (и, соответственно, толщины стенок труб) и климатических условий. Производство листового проката для изготовления таких труб является сложной задачей для металловедов и металлургов. Однако эта задача в целом была решена. О том, что работа шла в правильном направлении, косвенно говорит и то, что подходы различных производителей проката из Европы и Азии принципиально сблизились, особенно после корректировки Газпромом требований: в данном случае важными являются повышенная толщина и высокие требования по вязкости и хладостойкости.
Обеспечение баланса даже стандартных свойств проката при повышении их уровня — весьма сложная задача, поскольку технологические параметры могут влиять противоположно на различные свойства.
1. Вязкость и хладостойкостъ. Вязкость (например, если ее характеризовать параметром KCVmax) в большей части может быть обеспечена химическим составом стали (содержание углерода, чистота стали, микролегирование и др.). Ho даже наиболее благоприятный структурный механизм — зернограничный приводит к повышению хладостойкости при одновременном снижении вязкости. Хладостойкость (если ее характеризовать переходной температурой, определяемой по виду излома, например, T50 ( 50% вязкой составляющей в изломе) в значительной части определяется технологией (и здесь есть противоречия), например — температура окончания прокатки — параметр, при изменении которого хладостойкость может повышаться, а вязкость снижаться. В сталях с высоким уровнем ударной вязкости обнаружен эффект так называемого обратного излома, который связан со значительной деформацией образца в процессе испытания и соответствующим холодным наклепом металла в области образца, противоположной надрезу, и появлением области хрупкого излома (рис. 2.21).
2. Соотношение σт/σв и вязкость (особенно с учетом пониженного содержания углерода в современных сталях).
3. Хладостойкость и стойкость в среде H2S (через температуру конца прокатки и неоднородность структуры (полосчатость).
4. Сероводородостойкость и прочность. Использование более низкотемпературных продуктов превращения аустенита, ограничения по содержанию углерода и марганца в стали, стойкой к сероводородному растрескиванию.
5. Деформируемость (strain based design) и «стресс-коррозия» (однородность и неоднородность структуры).
6. Прочность, хладостойкость и вязкость. Даже если не вдаваться в частности, повышение прочности в целом сопровождается снижением этих характеристик.
Разработка химического состава стали и технологии производства на примере сталей для труб большого диаметра

Если к металлу предъявляют дополнительные требования, например стойкость к сероводородному растрескиванию, а стандартные не отменяются — возникают технологические противоречия, что сужает технологическое окно и затрудняет производство.
Свойства, как известно, снижаются с повышением толщины проката. Это связано с возможностями обеспечения однородной дисперсной структуры в прокате большой толщины. Это обусловливает требования к оборудованию как прокатному, так и для ускоренного охлаждения, к исходной заготовке, а также тонкой оптимизации химического состава стали и необходимости наработки «ноу-хау». При этом обычно возникают проблемы по свариваемости. Значения скорости охлаждения металла околошовной зоны (ОШЗ) снижаются при повышении толщины проката. Известен факт, что оптимальной для металла ОШЗ является структура бейнита. Все современные трубные стали обладают высокой структурной стабильностью при превращении металла ОШЗ: основным превращением является бейнитное в широком диапазоне скоростей охлаждения.
Еще один вопрос: стабильное производство больших объемов проката с новыми требованиями, поскольку существует разница между пониманием того, как сделать металл, и возможностью стабильного производства больших объемов. Здесь надо решить ряд задач:
— выполнить особые требования к оборудованию и его настройке (в противном случае может быть большой разброс, например, по ширине проката);
— выработать единую сквозную концепцию производства, специфические цели по технологическим параметрам, создать особую систему контроля качества;
— обеспечить равномерность свойств по площади проката (например, требование разброса прочностных свойств не более 60 МПа по площади листа, что обеспечивает однородную формовку труб) и однородность по лоту.
Производство проката с более высоким уровнем свойств (класс прочности выше Х80) приводит к необходимости получения структуры преимущественно одного типа, а не смеси различных продуктов превращения аустенита. А с учетом того, что формирование структуры происходит при непрерывном охлаждении, такое требование приводит к сужению технологического окна и возможного разброса химического состава стали от плавки к плавке.
Дополнительные требования к прокату должны быть обоснованы. Введение новых характеристик металла (энергия при испытаниях ИПГ, СТОД при низких температурах, критическая температура по доле ударной вязкости от величины KCVmax, относительное сужение и др.) требует проведения широких исследований. Здесь необходимы совместные усилия металлургов, трубников и потребителей труб.