» » Трубные стали класса прочности Х80 (К65)
24.01.2015

Производство стали Х70 (К60) было освоено более тридцати лет назад, и прокат такой прочности производился и производится для изготовления миллионов тонн электросварных труб большого диаметра.
Для этой цели используются две основных технологических схемы (если не считать термическую обработку) производства проката класса прочности Х70 (К60):
— низкотемпературную контролируемую прокатку с последующим охлаждением на воздухе;
— высокотемпературную контролируемую прокатку с последующим ускоренным охлаждением.
Сопоставление этих технологических схем проведено в главе 5, отмечается, что класс прочности Х70 (К60) обычно является некой границей применения одной из этих технологических схем.
Скорость охлаждения при стандартной схеме ускоренного охлаждения проката класса прочности Х70 составляет 10-15 °С/с, температура завершения охлаждения — около 550 °С, затем следует охлаждение на воздухе. При стандартном химическом составе стали Х70: (0,08% С, 1,50% Mn, 0,04% Nb) конечной микроструктурой является феррит с некоторым количеством бейнита.
Чтобы повысить прочность, не уменьшая при этом вязкость, необходимо увеличить объемную долю бейнита, что обычно достигается путем введения в сталь большего количества легирующих элементов, таких как марганец, молибден или никель, которые тормозят (у - а)-превращение и изменения режима охлаждения.
Первые небольшие трубопроводы из стали класса прочности Х80 были построены в 80-х годах XX в. в Германии и Чехии, потом в Германии был построен более крупный трубопровод с использованием труб StE 550 (в соответствии с германской спецификацией). Минимальный предел текучести этих труб составил 550 Н/мм2, что соответствует классу прочности Х80, но при этом минимальное временное сопротивление составило 690 Н/мм2, что выше 620 Н/мм2, соответствующих API. Для строительства этого трубопровода (протяженностью 260 км) было использовано 145 тыс. т труб диаметром 1219 мм с толщиной стенки 18,3 мм, которые успешно эксплуатируются при давлении 100 атм. Сталь в связи с высокими требованиями по временному сопротивлению имела содержание углерода около 0,09% и повышенное содержание марганца (среднее содержание 1,94%), в остальном не отличалась от стандартной стали Х70. Требуемый комплекс свойств был достигнут путем получения большей, чем в стали Х70, объемной доли бейнита в микроструктуре.
Экспериментальные трубы API Х80 с большей толщиной стенки (диаметром 914x32 мм) для работы в условиях Севера были изготовлены с использованием той же технологической концепции, более низкие требования по временному сопротивлению по сравнению со сталью StE 550 позволили уменьшить содержание углерода до 0,07%, однако потребовалось введение молибдена до 0,30%.
Актуальность работ по созданию высокопрочной трубной стали обусловлена значительными перспективами применения труб большого диаметра, особенно при строительстве газопроводов, рассчитанных на повышенные давления, в этом случае становится целесообразным применение сталей повышенной прочности. Создание стали и труб класса прочности Х80 позволяет снизить металлоемкость газопроводов по сравнению с газопроводами из труб класса прочности Х70 (К60) и благодаря этому улучшить многие технико-экономические показатели их строительства и эксплуатации.
Первые промышленные эксперименты в нашей стране были проведены в 80-х годах, причем к созданию сталей такого типа были различные подходы.
Первая идея была такова: не изменяя химического состава и стали типа 10Г2ФБ, применить ускоренное охлаждение для изменения типа структуры от ферритно-перлитной до ферритно-бейнитной. Для изучения влияния параметров контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения на структуру и свойства стали типа 10Г2ФБ ЮД. Морозовым и автором проведен цикл экспериментов в условиях стана 3600 MK «Азовсталь». Сталь содержала 0,09% С, 1,72% Mn, 0,1% V, 0,036% Nb. Слябы нагревали до 1150 °С, прокатывали до толщины 45 мм, после охлаждения подката проводили прокатку в чистовой клети до толщины 15,7 мм (температуру окончания прокатки варьировали в интервале 710-800 °С), после чего часть листов охлаждали на спокойном воздухе, а часть подвергали ускоренному охлаждению до 580-600 °C со скоростью ~15 °С/с. Полученные результаты показали, что применение ускоренного охлаждения приводит к существенному повышению прочности стали и слабо влияет на ударную вязкость и сопротивление хрупкому разрушению. Эффект упрочнения за счет ускоренного охлаждения уменьшается при понижении температуры окончания прокатки ниже критической точки Ar3, что обусловлено интенсивным протеканием превращения до начала ускоренного охлаждения. Структура стали после обработки по схеме ВКПУО более мелкозернистая, чем после охлаждения на воздухе (средний размер зерна феррита 5-5,5 мкм), с дисперсными участками перлита и продуктов промежуточного превращения, балл полосчатости не более 1. При прокатке с завершением при 780-800 °C и последующем ускоренном охлаждении предел текучести составлял 570-580 Н/мм2, временное сопротивление 660-680 Н/мм2, KCV -15 ~ 150 Дж/см2, что соответствовало требованиям к стали класса прочности Х80 (К65). В связи с тем, что стан 3600 был оснащен недостаточно эффективной установкой ускоренного охлаждения, работы в этом направлении не получили дальнейшего развития.
Для получения проката класса прочности К65 также была предпринята попытка развить традиционный подход с использованием низкотемпературной контролируемой прокатки. Были изготовлены промышленные партии толстолистового проката (толщиной 14,3 мм) для газопроводных труб повышенной прочности (категории прочности К65) из стали 08Г2ФБТ. Сталь характеризовалась повышенным (до 2%) содержанием марганца, низким содержанием серы, была микролегирована ниобием (до 0,06%), ванадием и титаном; после термомеханической прокатки и отпуска имела следующий комплекс свойств: σв ≥ 640 Н/мм2; σт ≥ 510 Н/мм2; δ5 ≥ 20%; KCV-15 ≥ 88 Дж/см2; доля вязкой составляющей на образцах DWTT-15 ≥ 85%. К сожалению, такой подход не позволил полностью сбалансировать прочность, пластичность, вязкость и хладостойкость и обеспечить высокий выход годного.
В основу дальнейших работ в этом направлении была положена современная концепция создания высокопрочных трубных сталей, предусматривающая снижение содержания углерода, микролегирование ниобием, использование химических элементов, снижающих температурный интервал (γ→α)-превращения, достижение высокой чистоты по вредным примесям и неметаллическим включениям и управление фазовыми превращениями путем применения регламентированного ускоренного охлаждения. Отечественные исследования в этом направлении впервые привели к промышленному опробованию производства проката класса прочности Х80 (К65) на стане 5000 ОАО «Северсталь», оснащенном достаточно эффективной установкой ускоренного охлаждения. Работа была проведена совместно ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» и ОАО «Северсталь» (автор и В.И. Ильинский) в 2001 г.
В проведенных на толстолистовом стане 5000 экспериментах уровень прочностных свойств, соответствующих классу прочности Х80 (табл. 4.14), был достигнут при различных вариантах химического состава, технологии контролируемой прокатки и последующего охлаждения, а следовательно, и структуры стали (рис. 4.16).
Трубные стали класса прочности Х80 (К65)

Показано, что требуемый уровень прочности может быть достигнут различными способами (ТМП в γ- и (γ+α)-областях с ускоренным охлаждением или без него) при различном химическом составе стали и при различном соотношении структурных составляющих (матрица феррита с субзеренной структурой и 10-15% бейнита; 50% феррита и 50% бейнита; преимущественно бейнитный феррит) (рис. 4.17). Однако при этом достигаются различные сочетания вязкости и хладостойкости. Установлено, что наилучшее сочетание прочности, вязкости и хладостойкости достигается при структуре, представляющей собой матрицу безуглеродистого бейнита (рис. 4.18), которая формируется при термомеханической прокатке с последующим ускоренным охлаждением низкоуглеродистой стали системы легирования Mn-Mo-Ni-Cu-Nb. Химический состав стали промышленной плавки, мас. %: 0,05 С; 0,12 Si; 1,81 Mn; 0,009 Р; 0,003 S; 0,20 Ni; 0,26 Cu; 0,25 Mo; 0,03 Al; 0,011 Ti; 0,09 Nb; 0,008 N2.
Трубные стали класса прочности Х80 (К65)

Анализ влияния технологических параметров термомеханической прокатки и последующего охлаждения на свойства опытной стали класса прочности Х80 (К65) позволил установить следующие основные закономерности.
1. При использовании ускоренного охлаждения на уровень предела текучести основное влияние оказывает температура окончания прокатки — наблюдается снижение предела текучести стали со снижением температуры окончания прокатки (рис. 4.19). Эффект обусловлен тем, что при более низкой температуре окончания прокатки превращение аустенита с выделением полиэдрического феррита начинается до начала ускоренного охлаждения, что снижает долю продуктов промежуточного превращении.
Трубные стали класса прочности Х80 (К65)

2. На уровень временного сопротивления значительное влияние оказывает температура окончания ускоренного охлаждения: снижение этой температуры приводит к повышению временного сопротивления (рис. 4.20), что обусловлено формированием наряду с квазиполигональным ферритом более низкотемпературных продуктов превращения аустенита: верхнего и нижнего бейнита и даже мартенсита.
3. Формирование структуры опытных сталей, состоящей из полиэдрического феррита и небольшой доли (12-15%) продуктов промежуточного превращения (преимущественно верхнего бейнита), обеспечивает уровень предела текучести 510-530 Н/мм2, что ниже требований для стали класса прочности К65 (570 Н/мм2). Описанная структура формируется при прокатке с завершением в γ-области (780 °С) с последующим охлаждением на воздухе.
Трубные стали класса прочности Х80 (К65)

При снижении температуры окончания прокатки в (γ+α)-область (~710 °С) доля продуктов промежуточного превращения не изменяется, но в значительной части феррита формируется субзеренная структура, что позволяет повысить предел текучести до требуемого уровня.
Трубные стали класса прочности Х80 (К65)

4. При использовании прокатки с завершением при температуре несколько ниже точки Ar3 (в (γ+α)-области) с последующим интенсивным ускоренным охлаждением наблюдается формирование структуры, состоящей из полиэдрического феррита с низкой плотностью дислокаций, некоторой части феррита с субзеренной структурой и продуктов промежуточного превращения (преимущественно верхнего бейнита). При этом уровень предела текучести определяется долей верхнего бейнита и требуемое его значение обеспечивается, если она превышает 60%.
5. При прокатке с завершением в γ-области (780 °C и выше) стали 05Г2НМДБ с последующим ускоренным охлаждением формируется структура, представляющая собой матрицу бейнитного (гранулярного) и квазиполигонального феррита (рис. 4.21). Требуемый уровень предела текучести в этом случае достигается при доле этих продуктов более 80% (остальное — полиэдрический феррит), углеродсодержащие фазы (структурные составляющие) представляют собой бейнит, цементит, М/А.
Трубные стали класса прочности Х80 (К65)
Трубные стали класса прочности Х80 (К65)

В Северной Америке обращение к промышленному производству стали API Х80 произошло сначала в 1994 г., а затем в 1996 г. Решение строить первый коммерческий трубопровод класса прочности Х80 в США было принято в 2003 г. Проект El Paso Cheyenne Plains включал 616 км труб диаметром 914 и 762 мм при толщине стенки 9,8-16,9 мм. Обычно в Северной Америке материал API Х80 получали, используя сталь системы лигирования C-Mn-Mo-Nb с микроструктурой бейнитного и полигонального феррита. В данном случае у двух разных поставщиков был применен разный подход к легированию для получения требуемой микроструктуры. Оба поставщика использовали сталь химического состава, сочетающего преимущества повышенного содержания ниобия и низкого содержания углерода (так называемый НТР-процесс), при этом один из поставщиков использовал композицию C-Mn-Mo-Nb, а другой C-Mn-Cr-Nb (табл. 4.15).
Трубные стали класса прочности Х80 (К65)

Стали, соответствующие обоим подходам к системе легирования, были прокатаны на станах Стеккеля. Из стали системы легирования C-Mn-Mo-Nb был прокатан рулон для изготовления спиральношовных труб; из стали второй системы легирования прокатывали листы для изготовления труб по технологии UOE. Несмотря на разницу подходов, в обоих случаях была получена требуемая структура (рис. 4.22). По вязкости к металлу предъявлялись средние требования (KV ≥ 106 Дж при температуре испытания -7°С), и они были существенно превышены (рис. 4.23).
Трубные стали класса прочности Х80 (К65)

Для проекта газопровода «Бованенково-Ухта» впервые в России было принято решение о применении труб из стали класса прочности К65 (Х80). Повышение прочности стали и рабочего давления трубопровода требует повышения таких качественных показателей, характеризующих эксплуатационную надежность стали, как хладостойкость, низкотемпературная вязкость, свариваемость и др. Анализ показал, что в сравнении с существующими за рубежом трубопроводами из стали класса прочности К65 (Х80) данный проект существенно сложнее с учетом диаметра труб (1420 мм), рабочего давления трубопровода (11,8 МПа) (и соответственно толщины стенок труб: 23, 27,7 и 33,4 мм) и климатических условий (-40 °С). Производство листового проката для изготовления таких труб явилось сложной задачей для металловедов и металлургов.
В табл. 4.16 приведены примеры химического состава стали Х80 (К65) различных производителей для труб по проекту «Бованенково-Ухта».
При анализе данных, приведенных в табл. 4.17, в отдельных случаях можно отметить стремление снизить себестоимость стали за счет использования повышенного содержания углерода и кремния, а требуемые свойства получить на экономичном составе (без добавок молибдена) за счет интенсивного охлаждения и наоборот — скомпенсировать недостатки охлаждающего (или правильного) оборудования дополнительным легированием элементами, повышающими устойчивость аустенита. В принципе за исключением одного-двух вариантов идеи композиций легирования различных производителей близки, особенно если учитывать, что по мере корректировки требований ОАО «Газпром» и проведения полигонных испытаний труб производители оптимизировали состав и технологию. Разница в свойствах первых опытных партий наблюдалась существенная: в табл. 4.17 приведены некоторые комбинации прочностных свойств и пластичности.
Далее приводятся результаты сопоставительных исследований нескольких технологических вариантов производства проката Х80, произведенные совместно с О.Н. Чевской, В.И. Изотовым (номера — см. табл. 4.16).
Трубные стали класса прочности Х80 (К65)

Сталь (вариант 2) имеет ферритно-бейнитную (мартенситную) полосчатую структуру с соотношением феррита и бейнита + мартенсита 30-35/70-65% (рис. 4.24, а). Наличие чередующихся полос бейнита и деформированного феррита в структуре является следствием использования при производстве листового проката контролируемой прокатки с окончанием деформации в двухфазной области с последующим ускоренным охлаждением.
Микроструктура стали состава 6 представляет собой смесь, состоящую из полос бейнита и полигонального мелкозернистого феррита (см. рис. 4.24, в). Микроструктура стали состава 8 преимущественно бейнитная (~90%), полосчатая (балл 1), ферритные зерна мелкие недеформированные (см. рис. 4.24, д). Встречаются зерна с сильно изрезанными границами — квазиполигональный феррит. Микроструктура стали состава 4 (см. рис. 4.24, б) практически полностью бейнитная, полосчатая (соотношение бейнита и феррита 90 : 10). Микроструктура металла состава 5 (см. рис. 4.24, г) состоит преимущественно из бейнита с очень небольшой долей полигонального феррита (5-10%).
Трубные стали класса прочности Х80 (К65)

Трубные стали класса прочности Х80 (К65)

Исследования тонкой структуры образцов показало следующее. Сталь состава 2 имеет выраженную полосчатую микроструктуру с существенной долей сдвиговой фазы — в основном мартенсит реечной морфологии, а также бейнит, кристаллы которого включают грубые пластины цементита. Ферритная составляющая представляет собой вытянутые в направлении прокатки (Н.П.) крупные зерна, а также протяженные участки с субзеренной структурой (рис. 4.25, а). Структура стали состава 6 представляет собой чередование пластин мелкозернистого (полигонального) и бейнитного феррита (см. рис. 4.25, б). Феррит включает вытянутые в направлении прокатки субзерна толщиной 1-2 мкм. На периферии пластин располагается в малом количестве высокоуглеродистая бейнитная фаза в форме пластин толщиной 0,3-1,0 мкм и длиной до 5 мкм.
В структуре стали состава 8 выявлены слои полиэдрических зерен феррита вдоль направления прокатки (рис. 4.26, а). Зерна имеют низкую плотность дислокаций, характерную для феррита после нормального (γ-α)-превращения, а также частицы карбонитридов размерами до 100 нм. Между слоями полиэдрических зерен располагаются слои, включающие пластины бейнитного феррита с повышенной плотностью дислокаций (см. рис. 4.26, б), толщиной до 1 мкм. Углеродсодержащие фазы в структуре представлены в основном цементитом в форме тонких пластинок на границах ферритных зерен и бейнитом в виде небольших островков на границах пластин феррита.
Трубные стали класса прочности Х80 (К65)

В структуре стали состава 5 пластины бейнитного феррита образуют пакеты, включающие пластины с малоугловыми и высокоугловыми границами (рис. 4.27, а). Еще одной заметной составляющей структуры этой стали являются мелкие зерна феррита (размером 2-3 мкм) (см. рис. 4.27, б). Зерна имеют искривленные границы, вдоль которых местами располагаются тонкие пластины цементита. Цементит располагается также на границах пластин бейнитного феррита (см. рис. 4.27, в).
Трубные стали класса прочности Х80 (К65)

В структуре стали состава 4 представлены пластинчатый бейнитный феррит (рис. 4.28, а) и мелкозернистый полигональный феррит, которые располагаются слоями по толщине проката. На периферии бейнитного феррита имеются участки мартенсита и М/А-составляющей (см. рис. 4.28, б).
Анализ вязкостных свойств сталей показал следующее. Самая низкая вязкость у стали составов 2 и 4 (рис. 4.29); самая низкая хладостойкость у стали 5 (рис. 4.30), самую лучшую хладостойкость имеет сталь состава 6, самая лучшая вязкость у стали составов 5 и 8. Различия в структуре связаны не только с составом стали, но и технологией прокатки. Из анализа изломов видно, что сталь состава 2 прокатана при самой низкой температуре и характеризуется максимальной плотностью расщеплений (рис. 4.31); сталь составов 4, 6 и 8 также подвергалась деформации в (γ+α)-области и в области вязкохрупкого перехода, у них также наблюдаются расщепления (см. рис. 4.30). Вообще состав и технология прокатки стали 6 ориентированы на максимальную хладостойкость, в ее составе также максимальное содержание серы. Сталь состава 2 характеризуется самым экономичным химическим составом (повышенное содержание углерода и кремния и отсутствие молибдена), и для баланса свойств необходимо было производить прокатку при низкой температуре и интенсивном ускоренном охлаждении, что привело к неоптимальной структуре. Вариант 4 характеризуется избыточным содержанием легирующих элементов и неоптимальной технологией, в структуре наблюдается значительное количество мартенсита. Сталь состава 5 прокатана в γ-области, что и обеспечило при однородной структуре и низком содержании углерода и серы ее крайне высокую вязкость.
Трубные стали класса прочности Х80 (К65)

Принципиально уровень прочности проката, соответствующий классу прочности Х80 (К65), как уже упоминалось, может быть достигнут при нескольких сочетаниях технологии и состава стали, в том числе с использованием даже традиционной трубной стали типа 10Г2ФБ с повышенным содержанием углерода и контролируемой прокатки (без применения ускоренного охлаждения). Наилучший комплекс вязкости и хладостойкости обеспечивается при структуре гранулярного бейнита. Существенно проигрывают стали со структурой деформированного феррита и верхнего бейнита; структурой феррита и верхнего бейнита (см. рис. 4.18).
Трубные стали класса прочности Х80 (К65)

Практические варианты технологии термомеханической прокатки для производства листов из стали класса прочности К65 (Х80) для проекта «Бованенково-Ухта» сводятся к следующим трем.
Первый — чистовая стадия прокатки осуществляется в γ-области, температура начала последующего ускоренного охлаждения также в γ-области. Структура представляет собой преимущественно продукты промежуточного превращения (рис. 4.32, а).
Второй — прокатка осуществляется полностью в γ-области, ускоренное охлаждение начинается в (γ+α)-области — вероятно, единственный способ закончить деформацию вблизи критической точки Ar3 (к этому следует стремиться) и, таким образом, снизить температуру окончания прокатки. В структуре при этом появляется некоторая доля полигонального феррита (см. рис. 4.32, б). Можно предположить, что это положительный фактор для вязкости стали, поскольку приводит к существованию в структуре дополнительного количества высокоугловых границ.
Трубные стали класса прочности Х80 (К65)

Третий — завершение прокатки в (γ+α)-области, начало ускоренного охлаждения в (γ+α)-области: металл характеризуется наличием интенсивной кристаллографической текстуры в феррите (расщепления в изломе), значительной долей феррита, вторая структурная составляющая — бейнит (и даже частично мартенсит реечной морфологии) (см. рис. 4.32, в). Хладостойкость обеспечивается в первую очередь за счет особого характера разрушения с формированием «расщеплений» в изломе.
При выборе технологической схемы следует учитывать ряд соображений.
Проблемный вопрос при использовании первой схемы — обеспечение хладостойкости, поскольку температура деформации относительно высока. Необходимо знать и использовать технологические приемы для формирования мелкодисперсной и равномерной структуры аустенита перед превращением, при последующем ускоренном охлаждении необходимо сформировать определенный тип бейнита. Основная трудность — значительная толщина проката.
Трубные стали класса прочности Х80 (К65)

Третью схему следует считать наиболее простым технологическим вариантом обеспечения хладостойкости. В случае прокатки в (γ+α)-области необходимо несколько повысить содержание углерода для обеспечения требуемого соотношения σт/σв. Термомеханическая прокатка с завершением в (γ+α)-области обеспечивает хорошую хладостойкость, но при этом вязкость и пластичность существенно более низкие в сравнении с этими свойствами стали с 0,05-0,06% С после термомеханической прокатки в γ-области. Оптимальным, вероятно, выглядит второй вариант технологии.
Важно достичь баланса свойств проката с учетом технологических противоречий в достижении сочетаний свойств в системе «прочность-вязкость-хладостойкость» (рис. 4.33). Попытка повысить прочность противоречит задаче повышения хладостойкости (особенно при низком содержании легирующих элементов); попытка повысить вязкость также противоречит обеспечению хладостойкости — из-за влияния температуры окончания прокатки. В целом вязкость стали обеспечить легче, чем хладостойкость, поскольку вязкость в большей степени связана с химическим составом стали (чистота по примесям и неметаллическим включениям, содержанием углерода), последняя в большей степени определяется технологией.
Трубные стали класса прочности Х80 (К65)

Важен также выбор технологии в зависимости от химического состава стали:
— повышение содержания углерода и кремния с целью снижения себестоимости металла не оставляет выбора в технологии кроме прокатки в (γ+α)-области и интенсивного охлаждения — отсюда высокая плотность расщеплений в изломе образцов, пониженная вязкость и пластичность;
— снижение содержания углерода повышает вязкость и хладостойкость, но повышается и соотношение σт/σв, что ограничивает нижний уровень содержания углерода уровнем 0,05-0,06%;
— снижение углеродного эквивалента (C3) требует применения интенсивного ускоренного охлаждения и высокой температуры окончания прокатки, что может привести к неоднородному распределению свойств по сечению (переупрочненная поверхность), снижению хладостойкости, пластичности, ухудшению плоскостности проката.
Анализ последних требований к основному металлу труб Х80 для проекта «Бованенково-Ухта» показывает (см. табл. 4.17), что общее направление изменения требований после проведения полигонных испытаний труб в целом обеспечивает повышение надежности, однако в ряде случаев необходимо учитывать существующие связи между требованиями, с одной стороны, и технологией и процессами, проходящими в металле, — с другой.
1. Ограничение содержания углерода ведет к повышению вязкости стали, снижение содержания кремния (ферритообразующего элемента) также полезно.
2. Ограничение значения углеродного эквивалента (Сэ не более 0,45), на первый взгляд, улучшает свариваемость, однако при массовом производстве реально производить партии металла с разбросом углеродного эквивалента 0,03-0,04 (от 0,42 до 0,45), при этом для плавок с низким углеродным эквивалентом, вероятно, придется изменять технологию, как это отмечалось выше. Достаточный уровень легирования (кинетика превращения аустенита) обеспечивает повышение равномерности структуры по сечению проката при данных условиях охлаждения.
Второй вопрос — свариваемость (в данном случае вязкость зоны термического влияния). Скорость охлаждения в ОШЗ определяется тепловложением при сварке и толщиной стенки трубы (возможности повышения скорости охлаждения ограничены) и при сварке труб рассматриваемого сортамента относительно низка. Кинетика превращения аустенита в ОШЗ определяется химическим составом стали (Сэ). Обеспечение оптимальной структуры ОШЗ (повышение ударной вязкости при низких скоростях охлаждения) требует оптимального легирования; содержание углерода в стали определяет только уровень максимума ударной вязкости, а интервал этого максимума определяется системой легирования.
3. Высокие требования по ударной вязкости (KCV-40 ≥ 250 Дж/см2), безусловно, способствуют повышению надежности трубопровода, однако это не должно достигаться в ущерб хладостойкости. Кроме того, в сталях со сверхвысокой вязкостью обнаруживается неизвестный ранее эффект: влияние самого процесса испытания на результат испытаний на ударный изгиб (например, ИПГ (DWTT)), что выражается в сильной деформации образца со стороны удара и его наклепе, который надо учитывать.
Попытка получить экономный вариант химического состава (повышенное содержание С и Si) в сочетании с третьей технологической схемой не привела к желательным результатам. Результаты полигонных испытаний показали необходимость корректировки требований по механическим свойствам основного металла (KCV-40 ≥ 250 Дж/см2), показав четкую корреляцию уровня вязкости и результата полигонных испытаний (см. рис. 4.33, б). Это впоследствии привело к сближению подходов различных производителей как по химическому составу стали, так и технологической схеме прокатки. Анализ показал, что величина ударной вязкости проката и основного металла труб определяется: содержанием С; S; Ni; Si, применяемой технологической схемой и структурой металла. Невысокая хладостойкость наблюдается при разных технологических схемах и композициях легирования, иными словами, определяется тонкой настройкой технологии («ноу-хау»).
С точки зрения системы легирования стали необходимо управлять видом диаграммы превращения, обеспечивая широкую область бейнитного превращения (типичная диаграмма для подобной стали приведена на рис. 6.50), дальнейшее управление типом и количеством формирующихся фаз и структурных составляющих определяется технологией (это уже «ноу-хау»).
Дополнительные критерии оценки свойств металла. Определенную информацию может дать вид излома и самого образца после испытания (KCV, ИПГ). В зависимости от технологии и состава стали можно увидеть две особенности изломов: наличие расщеплений (плотность расщеплений) и степень развития деформации образца. Повышенная плотность расщеплений отражает режим прокатки на завершающей стадии с окончанием в (γ+α)-области и (как это уже отмечалось) является одним из механизмов обеспечения хладостойкости металла. Деформация («утяжка») образца характеризует вязкость и пластичность металла (рис. 4.34). Следует отметить, что при правильно выбранном соотношении состава стали и технологии в обоих указанных на рисунке случаях расщепления в изломе присутствуют. Следует отметить также, что степень развития расщеплений зависит от температуры испытания и максимально проявляется в области вязкохрупкого перехода. Вероятно, оптимальным вариантом является излом с небольшой плотностью расщеплений.
Трубные стали класса прочности Х80 (К65)

Металл также может быть охарактеризован верхним порогом хладноломкости, например T90 (% от KCVmax), т.е. температурой испытания, при которой величина ударной вязкости (работы удара) снижается, например на 10% от уровня так называемой «полки» (KCVmax), или использовать другие критерии, связанные с появлением разброса результатов; этот порог должен быть ниже температуры эксплуатации.
Результаты визуальной оценки изломов могут быть дополнены результатами определения поглощенной энергии при испытаниях образцов ИПГ (DWTT), в том числе определяя изменение энергии при различных температурах испытания для дополнительной информации по температуре перехода от вязкого к хрупкому разрушению.
Трубные стали класса прочности Х80 (К65)

Кроме уровня свойств важное значение имеет их соотношение. На рис. 4.35 приведено соотношение прочности и вязкости двух партий проката К65(Х80): первых опытных плавок и после корректировки состава и технологии. Показано общее направление оптимизации. Видно также, что правильная корректировка позволяет улучшить вязкость, снизить разброс и устранить излишнее упрочнение стали. Пунктирной линией условно отделены области благоприятных и неблагоприятных сочетаний свойств, что подтверждается результатами полигонных испытаний.
Аналогично на рис. 4.36 показано, что и в других координатах, например «прочность-пластичность», «вязкость-пластичность» различные варианты сочетаний могут быть разделены на благоприятные и неблагоприятные области, что соответствует результатам полигонных испытаний труб.
Трубные стали класса прочности Х80 (К65)