» » Трубные стали, стойкие к сероводородному растрескиванию
24.01.2015

Начиная с 50-х годов в газовой и нефтяной промышленности происходили аварии трубопроводов, которые могли быть связаны с присутствием сероводорода (H2S). Механизм растрескивания, инициируемого водородом, заключается в следующем. Агрессивная среда («кислый газ») вызывает анодное растворение железа:
Fe → Fe2+ + 2е.

В результате катодной реакции
H+ + е → H

образуется атомарный водород, который может в результате адгезии скапливаться на поверхности стали. Затем атомарный водород абсорбируется и перераспределяется внутри стальной матрицы диффузионным путем. Маленький атом водорода будет либо внедренным между атомами железа в кристаллической решетке, либо находиться в «ловушках» в стальной матрице. Атомарный водород может перейти в молекулярную форму (Н2) в местах неоднородностей стальной матрицы, преимущественно на межфазной поверхности между включениями и матрицей. Это приведет к возникновению внутреннего давления газа. Особенно высокие напряжения могут возникнуть на больших, плоских и вытянутых включениях, таких как сульфиды марганца или скопления оксидов. Эти растягивающие напряжения по соседству с такими неметаллическими включениями могут привести к образованию пор. После стадии зарождения трещина, инициированная водородом, формируется по механизму слияния нескольких пор. Образовавшиеся трещины распространяются преимущественно через твердые и хрупкие составляющие микроструктуры. Этот механизм приведен на рис. 4.53, а, а вид трещины — на рис. 4.53, б.
Трубные стали, стойкие к сероводородному растрескиванию

Испытания сталей на водородное растрескивание проводят в соответствии с NACE Standard TM 0284-2003 путем погружения трех одинаковых образцов из исследуемой стали в раствор (5% NaCl + 0,5% CH3COOH) в дистиллированной воде, насыщенной сероводородом при температуре 25 °C; pH раствора обычно 3-3,5. Испытания осуществляют в течение 96 ч, после испытаний образцы разрезают на четыре части, каждую часть в месте реза полируют и травят. Сопротивление водородному растрескиванию оценивается по величине показателей, характеризующих растрескивание инициируемое водородом: по длине (CLR), ширине (CTR) и площади (CSR) трещин (рис. 4.54).
Трубные стали, стойкие к сероводородному растрескиванию

Испытания на стойкость против сероводородного растрескивания под напряжением проводятся по Standard TM 0177-2005, метод А под воздействием постоянной нагрузки образцов в течение 720 ч. Обезжиренный образец помещается в ячейку, нагружается до расчетной нагрузки по динамометру. Усилие может быть растягивающее или по схеме четырехточечного изгиба. После интенсивной продувки раствора сероводородом до заданной концентрации дальнейшая его подача для поддержания содержания в растворе происходит с малой интенсивностью. В качестве испытательного применяется водный раствор (5% NaCl + 0,5% CH3COOH). Если в течение 720 ч испытаний не происходит разрушения образца, то такой образец считается выдержавшим испытание.
В качестве примера требований к сталям для труб, транспортирующих сероводородсодержащий природный газ, приведены технические требования ОАО «Газпром»:
Трубные стали, стойкие к сероводородному растрескиванию
Трубные стали, стойкие к сероводородному растрескиванию

Поскольку рекомбинация атомарного водорода обычно происходит на включениях, особенно если они имеют вытянутую форму с острыми концами (например, MnS) или строчечную (оксиды), то при выплавке стали особое внимание уделяется мероприятиям, препятствующим образованию таких включений. Напряжения зависят от формы, размера включений, количества, распределения и расстояния от поверхности. Вытянутые включения MnS действуют как инициаторы растрескивания в сероводородной среде.
Одним из самых важных требований к сталям для труб, транспортирующих «кислый» газ, является высокая чистота по содержанию серы. При испытаниях в растворе с pH = 5 (S менее 0,003%), сталь не склонна к водородному растрескиванию, однако испытание в среде с pH = 3 показывает, что содержание серы должно быть менее 0,001% (10 ppm). В работе показано, что при pH = 5 среды содержание серы должно быть ниже 0,002%, а для среды с pH = 3 — ниже уровня 0,001%. Кроме того, стали с высоким сопротивлением к водородному растрескиванию подвергаются обработке кальцием в процессе внепечной обработки для того, чтобы избежать образования сульфидов марганца и сформировать включения сферической формы. Для более эффективного воздействия добавки кальция должны превышать стехиометрическое соотношение Ca : S (1,25). Если содержание кальция превышает необходимый уровень, то его излишки могут образовывать оксид, который будет действовать как инициатор растрескивания в сероводородной среде. Типичное соотношение Ca : S приблизительно равно 1,5-2, соответственно 20 ppm Ca и 10 ppm S в стали. В работе подчеркивается, что обработка кальцием необходима для того, чтобы обеспечить стойкость к сероводородному растрескиванию даже при очень низком начальном содержании серы в стали.
Чистота по оксидным включениям также является важным фактором увеличения стойкости к водородному растрескиванию, так как даже для очень чистой стали по содержанию серы (0,001-0,002%) склонность к HIC может быть повышенной за счет большого количества строчечных оксидов. Контроль оксидных включений проводится в процессе внепечной обработки. Стали, стойкие к водородному растрескиванию, производятся обычно с использованием вакуумирования и раскисления алюминием. С целью облегчения отделения содержащих алюминий частиц обычно используют мягкую продувку аргоном, предварительно убедившись в том, что верхний слой шлака не поврежден и не происходит вторичного окисления. Использование погружных разливочных стаканов между ковшом и промежуточным ковшом так же, как между промежуточным ковшом и кристаллизатором, препятствует возможным контактам металла с воздухом, перегородка в ковше также способствует дальнейшему отделению включений. Все эти меры обеспечивают содержание кислорода в конечном продукте ниже 20 ppm со средним значением порядка 11 ppm, однако следует стремиться обеспечить его содержание на уровне 10 ppm максимум.
Следует отметить, что количество и однородность распределения неметаллических включений в первую очередь оксидов, зависят от типа МНЛЗ, лучшая ситуация на машине вертикального типа.
По данным работы, многочисленные небольшие недеформированные включения не приводят к формированию трещин при испытаниях на водородное растрескивание.
Содержание углерода и марганца как основных ликвирующих элементов в стали, ответственных за появление сегрегационной неоднородности и образование полос со структурами повышенной прочности, также сильно влияет на чувствительность стали к водородному растрескиванию.
Дендритная ликвация, имеющая место в процессе затвердевания, может быть уменьшена путем диффузии. В этом случае низкое содержание углерода является полезным, расширяя температурную область существования δ-феррита, где гомогенизация проходит быстрее.
Из других элементов наиболее существенное влияние на этот процесс оказывают фосфор благодаря его высокому коэффициенту сегрегации и марганец, содержание которого в трубных сталях наиболее высокое по сравнению с другими легирующими элементами. Содержание фосфора следует поддерживать на низком уровне, обычно менее 0,012%. Приемлемое содержание марганца в стали зависит от содержания в ней углерода (рис. 4.55, а), и чем выше содержание углерода, тем ниже допускаемое содержание марганца. На рис. 4.55, б показана область благоприятного соотношения углерода и марганца (ниже линии). Граничное содержание углерода связано как с содержанием марганца, так и с технологией производства (структурой стали): граничное значение содержания марганца для появления HIC при конкретном содержании углерода в стали выше после закалки и отпуска, чем в горячекатаном состоянии.
Трубные стали, стойкие к сероводородному растрескиванию

Микролегирование стали, стойкой к сероводородному растрескиванию — важный фактор формирования комплекса свойств, поскольку позволяет при описанных ограничениях базового химического состава (содержание С, Mn) обеспечить требуемый уровень прочностных свойств по механизму дисперсионного твердения.
Невозможно полностью исключить наличие неметаллических включений в стали (мест зарождения трещин), и растрескивание в сероводородной среде не может быть предотвращено, если трещины могут достаточно легко распространяться. В непрерывнолитом металле очень трудно полностью исключить осевую ликвационную зону, которая может быть основным местом распространения трещин. Структура осевой зоны отличается от структуры основной части проката, что обусловлено ликвацией Mn и С и повышением твердости в этой зоне, что приводит к растрескиванию по осевой линии во время испытаний в сероводородной среде. Измерения микротвердости показывают, что в осевой зоне стали, содержащей 1,5% Mn, она может возрастать до HV300 при том, что на V4 толщины значения менее HV250. Растрескивание по осевой линии может быть предотвращено снижением содержания Mn в низкоуглеродистой, с низким содержанием серы, обработанной кальцием, стали. Следует отметить необходимость контроля содержания в стали ниобия, который также сильно ликвирует.
Требования потребителей, связанные с повышением стойкости к водородному растрескиванию труб большого диаметра, вызывают необходимость оптимизации параметров процесса непрерывной разливки. Мягкое обжатие около вершины лунки помогает уменьшить центральную ликвацию и предотвратить пористость.
Трещины распространяются в основном по твердым и хрупким составляющим структуры. Поэтому водородного растрескивания можно избежать, если микротвердость в сегрегационной полосе будет ниже, чем 330HV. Для того чтобы ограничить сегрегацию, необходимо поддерживать техническое состояние МНЛЗ на требуемом уровне, например, необходимо избегать смещения роликов в зоне вторичного охлаждения, так как это сразу же приводит к локальному обогащению легирующими элементами остатков жидкой фазы. Периодически наблюдаемый высокий уровень HIC может являться результатом биения ролика, вызвавшего выпучивание сляба в том месте, где контакт с роликом был потерян. Кроме того, необходимо избегать образования центральной сегрегации в слябе, используя известные приемы: «мягкое обжатие», уменьшение температуры перегрева металла в ковше и др. Химический состав стали оказывает влияние на сегрегационную неоднородность, в частности на образование дендритной ликвации. Жидкий металл, который кристаллизуется в первую очередь, обеднен углеродом и другими легирующими элементами. Такой металл располагается в сердцевине дендритных кристаллов. По мере процесса затвердевания последующие слои кристалла в возрастающей степени обогащаются легирующими элементами. Когда интервал между температурой ликвидус и солидус уменьшается, уменьшается и сегрегация, что особенно характерно для сталей с более низким содержанием углерода. Помимо усадки сляба при охлаждении наблюдается дополнительное уменьшение объема в течение перитектической реакции, которое вызвано частичным превращением первичного δ-феррита в аустенит, характеризуемым уменьшением параметров кристаллической решетки.
На стойкость к сероводородному растрескиванию негативно влияют: повышенная твердость, внутренние напряжения, негомогенность микроструктуры стали.
Твердые составляющие, которые присутствуют в микроструктуре мягкой матрицы, являются следствием кинетики (γ-α)-превращения, в ходе которого углерод диффундирует в определенные области. Так как марганец понижает температуру (γ-α)-превращения, области с его повышенным содержанием будут подвержены превращению в последнюю очередь и поэтому содержание углерода в них будет повышаться. Эта вторичная сегрегация углерода определяет вид структуры: полосчатая, ферритно-перлитная или ферритно-бейнитная, где перлитные (бейнитные) колонии соответствуют областям, обогащенным марганцем, образовавшимся ранее в процессе кристаллизации. Для того чтобы избежать формирования таких полос и «островков» мартенсита, которые наряду с включениями могут действовать как центры зарождения трещин, для сталей, стойких к водородному растрескиванию, применяется ускоренное охлаждение после термомеханической прокатки.
Увеличение скорости охлаждения противодействует таким вторичным ликвационным явлениям, как полосчатость. Полосчатость является следствием дендритной ликвации легирующих элементов, в результате чего при горячей деформации возникают слои разного химического состава, в которых превращение протекает при различных температурах (смещение критических точек). Из этих слоев и формируются полосы феррита и перлита вследствие вытеснения углерода из областей, где прошло ферритное превращение и обедненных легирующими элементами, в слои с повышенным содержанием легирующих элементов, из которых и образуется перлит. При быстром охлаждении вследствие подавления обратной диффузии углерода формирование полосчатой структуры подавляется (рис. 4.56 и 4.57). В этом случае слабее текстура и меньше плотность расщеплений.
На рис. 4.56 показано влияние скорости охлаждения на стойкость стали к водородному растрескиванию и структуру стали.
Трубные стали, стойкие к сероводородному растрескиванию

Основное преимущество использования «бедного» состава стали и ускоренного охлаждения — снижение эффекта химической сегрегации, повышение микроструктурной гомогенности.
Общее заключение: гомогенная микроструктура при меньшем содержании углерода менее подвержена HIC и SSCC. Для низкоуглеродистой трубной стали структура бейнитного феррита в большей степени препятствует сероводородному растрескиванию, чем структура, содержащая полигональный феррит.
Как уже отмечалось, существует граничная твердость в осевой зоне 300-330HV, ниже которой трещины вообще не образуются. Ускоренное охлаждение тормозит образование полосчатой структуры и уменьшает твердость в осевой зоне, для конкретного содержания углерода в стали при использовании ускоренного охлаждения твердость в осевой зоне на 10-20HV ниже, чем в случае охлаждения на воздухе. Соответственно при ускоренном охлаждении трещины появляются при более высоком содержании углерода: при охлаждении на воздухе трещин нет при 0,05% С, при УО — 0,08% С. Механизм этого явления представляется следующим: сегрегация марганца одинакова в обоих случаях, поскольку она сформировалась при кристаллизации слитка, а распределение углерода при ускоренном охлаждении более однородное, поскольку подавляется его диффузия в обогащенную марганцем полосу (рис. 4.57), отсюда более однородная структура и распределение твердости (в осевой зоне образуется меньше твердых фаз).
Трубные стали, стойкие к сероводородному растрескиванию

Итак, снижение уровня сегрегационной неоднородности и повышение гомогенности структуры (например, устранение перлитных полос или островков мартенсита) способствуют повышению стойкости металла к сероводородному растрескиванию, распространение водородной трещины происходит в основном по границам между твердыми составляющими микроструктуры и ферритом, а высокая гомогенность сталей после УО препятствует этому процессу, поэтому стойкость к HIC возрастает с повышением скорости охлаждения. В целом при ускоренном охлаждении формируется более дисперсная и равномерная структура, а технологические параметры и химический состав стали позволяют управлять соотношением структурных составляющих. Здесь имеются области оптимальных значений параметров деформации и начала ускоренного охлаждения (рис. 4.58, а). Все связано с тем, что при прокатке в (γ+α)-области формируется острая кристаллографическая текстура в феррите, а при ускоренном охлаждении сохраняется полосчатость структуры, при этом перлит преобразуется в бейнит (см. рис. 4.58, б), т.е. микроструктура сталей, полученных методом КП и УО, достаточно чувствительна к условиям прокатки и охлаждения, и, соответственно, стойкость стали может изменяться. Если температура начала ускоренного охлаждения Tно близка к критической точке Ar3 или выше ее, возможно формирование практически полностью бейнитной структуры. Если Tкп (Tно) ниже Ar3, то может формироваться ферритно-бейнитная или ферритно-бейнитно-перлитная структура, при этом наблюдается полосчатость структуры. В первом случае стойкость стали к сероводородному растрескиванию выше. Когда первоначальное формирование ферритной фазы происходит в условиях медленного охлаждения ( Tно≤Ar3), это приводит к концентрации углерода и легирующих элементов в аустените, который затем превратится в бейнит. В этом случае разница в твердости феррита и бейнита становится значительной, и трещина может распространяться вдоль границы этих структурных составляющих.
Трубные стали, стойкие к сероводородному растрескиванию

Оптимальные параметры ускоренного охлаждения связаны с типом структуры. Так, если температура завершения ускоренного охлаждения (Тко) выше оптимума, то формируется полосчатая ферритно-перлитная структура, ниже оптимума — большое количество продуктов промежуточного превращения и участки М/А (рис. 4.59 и 4.60).
Трубные стали, стойкие к сероводородному растрескиванию
Трубные стали, стойкие к сероводородному растрескиванию

Области использования трубопроводов, рассчитанных на эксплуатацию в агрессивной среде, расширяются: это и подводная среда, или районы с холодным климатом, что требует одновременно более высокой прочности и хладостойкости, т.е. возникает необходимость достижения противоположных требований.
Есть разница между пониманием того, как следует производить прокат с требуемыми свойствами и возможностью производить коммерческие партии проката. Здесь надо отметить противоречия требований по стандартным свойствам и специальным, а также требования стабильности результатов (при массовом производстве могут быть отклонения).
Из всего этого вытекает сужение технологического окна. Требуется более сложная система контроля качества (не двух-, а трехступенчатая: «да», «нет», «требуются дополнительные испытания»), при этом могут возникнуть требования проведения дополнительных испытаний на более ранних стадиях производства (например, технологических параметров при разливке и т.д. (рис. 4.61).
Трубные стали, стойкие к сероводородному растрескиванию

Ключевые аспекты стабильного производства больших объемов такой стали:
— единая, сквозная, концепция производства:
— специфические цели по технологическим параметрам;
— особая система контроля качества;
— необходимое оборудование.
Удовлетворить жестким требованиям к трубам, эксплуатируемым в условиях агрессивных сред, с учетом повышенной толщины стенок и повышенной прочности затруднительно даже после применения всех вышеизложенных мер. Хотя существует необходимость общего снижения стоимости трубопроводов за счет использования высокопрочных труб, устойчивых к воздействию высокосернистых веществ. Их применение обычно ограничено классом прочности сталей Х65, и в отдельных случаях Х70, производимых в промышленных масштабах. Существует ограничение по балансу прочности и стойкости к сероводородному растрескиванию, поскольку стойкость снижается с повышением прочности стали для традиционно используемых структур. Для повышения уровня прочности таких сталей до уровня Х70-Х80 были предложены идеи использования сталей с различными структурами, включая однофазные ферритные (дисперсионно-упрочненные) и двухфазные ферритно-бейнитные.
Листовая сталь, полученная со скоростью охлаждения выше 20 °С/с, обеспечивает лучшее соотношение прочности и вязкости и более низкую переходную температуру при более высокой прочности, чем листовая сталь, полученная при скорости охлаждения примерно 10 °С/с. Во всех исследованных диапазонах скорости охлаждения размер зерна уменьшается при повышении скорости охлаждения от 10 до 30 °С/с. В диапазоне скоростей охлаждения, при которых возможно достичь однородной бейнитной микроструктуры, выше 20 °С/с, влияние скорости охлаждения становится менее значительным. Данная тенденция обычно затрудняет получение высокой прочности толстостенных труб, когда при ускоренном охлаждении реализуются относительно невысокие скорости охлаждения. Так же, как и процесс ускоренного охлаждения, на свойства стали для магистральных трубопроводов значительно влияют условия прокатки: переходная температура снижается с повышением суммарной степени деформации при контролируемой прокатке. Хладостойкость может быть увеличена за счет снижения температуры окончания прокатки; при этом снижение Ткп ведет к снижению Тно, что как уже упоминалось, приводит к снижению стойкости к сероводородному растрескиванию. По этой причине температура окончания прокатки должна тщательно выбираться для достижения наилучшего соотношения механических свойств и устойчивости к сероводородному растрескиванию. В любом случае подверженность растрескиванию под воздействием водорода повышается с увеличением прочности. Это приводит к трудностям стабильного массового производства труб класса прочности Х70 для эксплуатации в высокосернистой среде.
Попытка обойти закономерность — чем выше прочность, тем хуже сопротивление водородному растрескиванию — привела к идее применения дисперсионного твердения, и сейчас для получения высокопрочных сталей этот механизм широко используется. Полностью ферритная микроструктура с мелкодисперсными выделениями может быть получена в процессе смотки горячекатаных полос, когда скорость охлаждения так низка, что аустенит может полностью превратиться в ферритную фазу. В лабораторных условиях данная технология была осуществлена для производства стального листа толщиной 20 мм, высокая прочность (около 800 МПа) была достигнута за счет использования Mo- и Ti-содержащей стали.
Во всех образцах дисперсионно-твердеющей стали при испытаниях на стойкость к водородному растрескиванию не было обнаружено трещин, даже для образца с полностью ферритной структурой с прочностью 800 Н/мм2. В ферритно-бейнитных сталях, для которых прочность была повышена с 600 до 700 Н/мм2 путем изменения содержания легирующих элементов, также не образовались трещины в ходе проведения испытаний на сероводородное растрескивание. С другой стороны, растрескивание в сероводородной среде происходит и у обычных сталей с полностью бейнитной микроструктурой, когда прочность превышает 650 Н/мм2. Результаты упомянутых испытаний показывают, что ферритная микроструктура имеет более высокую сопротивляемость к образованию трещин в водородной среде по сравнению с обычной полностью бейнитной микроструктурой. Дальнейшее добавление легирующих элементов необходимо для получения высокой прочности путем упрочнения в результате превращения, и это приводит к образованию твердых и хрупких составляющих в зоне осевой ликвации, таких как М/А. В работе высказано предположение, что ферритная сталь дисперсионного твердения является возможным материалом для изготовления труб класса прочности Х70 или выше, для эксплуатации в высокосернистой среде.
С использованием этой концепции были изготовлены листы толщиной 12-32 мм с применением термической обработки после ускоренного охлаждения. Также были изготовлены листы класса прочности Х65 по стандартной схеме УО после КП, но без применения какой-либо термической обработки. При одинаковом базовом составе (0,04-0,05% С; 1,3% Mn; 0,04-0,05% Nb) класс прочности Х70 по предлагаемой технологической схеме был достигнут при C3 = 0,26 в сравнении с 0,30-0,33 при стандартной схеме, класс прочности Х70 проката толщиной 32 мм был обеспечен при C3 = 0,29, при этом были обеспечены высокая вязкость и хладостойкость.
Наиболее значительным эффектом дисперсионного твердения является то, что при одинаковом химическом составе аналогичные уровни прочности могут быть достигнуты для листов различной толщины (от 12 до 32 мм). Обычно химический состав стали для производства более толстых листов из обычных сталей, упрочненных в результате превращения, должен быть «усилен», потому что скорость охлаждения убывает с возрастанием толщины листа. Также было отмечено, что более низкое содержание химических элементов в сталях дисперсионного твердения обеспечивает хорошую свариваемость и вязкость зоны термического влияния.
Общая стратегия производства стали, стойкой к сероводородному растрескиванию изложена ниже:
Трубные стали, стойкие к сероводородному растрескиванию

На рис. 4.62 приведены результаты испытаний на сероводородное растрескивание основного металла и сварного соединения большой партии труб из стали Х65 диаметром 36"х27,2-33,1 мм производства EUROPIPE GmbH из листового проката производства Dillinger Hiittenwerke. Среднее содержание углерода в стали составляло 0,04%, марганца — 1,38%, серы — 0,001%.
Трубные стали, стойкие к сероводородному растрескиванию

Интересным является результат, полученный в промышленных условиях на стали 03ГХГ2НДБ состава, мас. %: 0,03 С; 0,16 Si; 1,49 Мn% 0,013 Р; 0,001 S; 0,27 Cr; 0,16 Ni; 0,25 Cu; 0,024 Al; 0,011 Ti; 0,09 Nb; 0,005 N.
После прокатки с завершением в γ-области без применения ускоренного охлаждения листовой прокат толщиной 14 мм имел благоприятную структуру (рис. 4.63) и высокую стойкость к водородному растрескиванию (CLR и CTR равны нулю).
Для обустройства Оренбургского месторождения газа, содержащего сероводород, необходимо было опробовать в условиях ОАО «Северсталь» производство проката класса прочности Х46 толщиной 20-22 мм для электросварных труб диаметром 720 мм, производимых ОАО «ВМЗ». К прокату предъявлялись следующие требования: σпор не менее 0,7 от σт; CLR не более 6%; CTR не более 1%. Была предложена сталь типа 07ГБ, состава, мас. %: 0,077 С; 0,31 Si; 0,88 Mn; 0,008 Р; 0,001 S; 0,05 Cr; 0,05 Ni; 0,1 Cu; 0,017 Ti; 0,032 Nb; 0,027 Al; 0,006 N; 0,0021 Ca; C3 = 0,26, Pct = 0,14.
Трубные стали, стойкие к сероводородному растрескиванию

Листы толщиной 20-22 мм были прокатаны по схеме термомеханической прокатки (Tкп = 799-830 °С) с последующим ускоренным охлаждением до 560-580 °С. Характерная структура листов приведена на рис. 4.64. Загрязненность металла неметаллическими включениями приведена в табл. 4.25.
При больших объемах производства, естественно, наблюдается разброс результатов. На рис. 4.65 приведены данные производственных испытаний на водородное растрескивание листов толщиной 19,4 мм класса прочности Х65 (100 000 т) производства Dillinger Hiittenwerke.
Трубные стали, стойкие к сероводородному растрескиванию

Химический состав стали класса прочности Х65 промышленного производства, мас. %: С — 0,04; Si — 0,27; Mn — 1,40; P — 0,011; S — 0,0004; N — 0,0037; Al — 0,032; Cu — 0,17; Ni — 0,22; Nb — 0,045; Ti —0,014; Ca —0,001.
Трубные стали, стойкие к сероводородному растрескиванию

Прокат толщиной 26,5 мм после термомеханической прокатки с последующим ускоренным охлаждением имел следующие механические свойства: σв = 591-604 Н/мм2, σт = 517-541 Н/мм-, δ5 = 24,0-26,2%, KCV-20 = 400-550 Дж/см2, DWTT-20 = 85-100%.
При испытаниях на стойкость к водородному растрескиванию (HIC) все образцы показали отсутствие трещин (CLR = 0, CTR = 0).
При производстве рулонного проката небольшой толщины содержание легирующих элементов может быть ниже. Например, из стали, содержащей (маc. %): 0,04 С; 0,93 Mn; 0,18 Si; 0,011 Р; 0,001 S; 0,037 Al; 0,048 Nb; 0,003 N; 0,002 Ca, был произведен рулонный прокат толщиной 8 мм класса прочности Х60: σв = 540 Н/мм2, σт = 480 Н/мм2, δ5 = 30% (структура стали приведена на рис. 4.66). При испытаниях на стойкость к водородному растрескиванию (HIC) все образцы показали отсутствие трещин (CLR = 0; CTR = 0).
Трубные стали, стойкие к сероводородному растрескиванию