Металлопрокат
Металлоконструкции
Обработка металла
Дальнейшее развитие сталей класса прочности К60 (Х70) происходило путем оптимизации химического состава применительно к сортаменту труб и технологии производства проката. Например, совершенствование технологии позволило во многих случаях отказаться от микролегирования ванадием, а при необходимости вводить в состав стали элементы, повышающие устойчивость аустенита (Cr, Ni, Cu, Mo).
Современные стали данного класса прочности производятся металлургическими компаниями России, Германии, Японии, Кореи и других стран как по технологической схеме низкотемпературной контролируемой прокатки (с завершением в (γ+α)-области) и последующим охлаждением на воздухе (иногда ускоренным охлаждением), так и по схеме высокотемпературной контролируемой прокатки с последующим ускоренным охлаждением в зависимости от требований, сортамента, имеющихся оборудования и технологий, а также экономических соображений.
В табл. 4.2 приведен ряд вариантов получения проката класса прочности Х70 (К60), различающихся композицией легирования, схемой TMO и конечной структурой; применяемые подходы зависят от сортамента, требований к прокату и имеющегося у производителя оборудования.
Снижение содержания углерода в связи с повышением температуры превращения ведет к укрупнению ферритного зерна и выделений карбонитридов, поэтому важно поддерживать температуру Ar3 на достаточно низком уровне путем увеличения содержания аустенитообразующих элементов (Mn, Ni, Cu), следует также учитывать и влияние ускоренного охлаждения. Молибден, помимо высокой прокаливаемости, обеспечивает формирование мелкого рекристаллизованного зерна и подавляет рекристаллизацию аустенита независимо от температуры нагрева сляба под прокатку. Добавка ниобия в молибденсодержащую сталь более эффективна для получения низкотемпературных продуктов превращения.
Далее анализируются результаты исследования (совместно с Ю.Д. Морозовым, О.Н. Чевской, В.И. Изотовым) современного проката класса прочности К60 для изготовления труб диаметром 1420 мм с толщиной стенки от 18,7 до 25,8 мм трех ведущих зарубежных производителей. Композиции легирования и примененные схемы TMO приведены в табл. 4.2 (варианты № 4-6).
Микроструктура варианта № 4 — ферритно-перлитная, характерная для сталей контролируемой прокатки, варианты № 5 и № 6 имеют структуру, состоящую из феррита и полос сдвиговых структур, характерных для использования технологии ускоренного охлаждения проката (рис. 4.2). Механические свойства проката приведены в табл. 4.3, из которой видно, что все варианты производства удовлетворяют требованиям, предъявляемым к прокату класса прочности К60.
Испытания образцов ИПГ до температуры -60 °C не позволили выявить преимущества какой-либо стали по хладостойкости. Все исследованные листы обладают высокой хладостойкостью: температура перехода в хрупкое состояние для всех вариантов находится ниже -60 °С.
Максимальный уровень ударной вязкости соответствовал минимальному содержанию углерода в исследуемых сталях. Испытания ударных образцов до температуры -196 °C также показали высокий уровень хладостойкости всех исследованных листов, при этом самой высокой хладостойкостью обладает прокат, полученный по варианту № 4, температура перехода в хрупкое состояние Т80 составляет -100 °С. Близок к нему и вариант № 5; вариант № 6 несколько уступает по хладостойкости: температура перехода в хрупкое состояние Т80 на 15-20 °С выше (рис. 4.3, 4.4). Следует отметить, что листы из стали варианта № 4 имеют самую большую толщину — 25,8 мм. Высокая хладостойкость таких листов связана с технологией контролируемой прокатки, которая приводит к получению излома характерного вида — с множественными расщеплениями, наблюдаемыми при испытаниях в интервале температур от +20 до -100 °С.
При электронно-микроскопическом исследовании структуры трех сталей установлено (рис. 4.5): полосчатая микроструктура стали варианта № 6 включает слои полигонального феррита с низкой плотностью дислокаций, чередующегося со слоями реечного мартенсита. Микроструктура стали варианта № 5 включает слои феррита с низкой плотностью дислокаций, чередующиеся со слоями бейнитной составляющей. Бейнит можно отнести к разновидности верхнего бейнита, в котором вдоль границ кристаллов a-фазы располагаются цементиные пластинки. В части феррита наблюдаются субзерна размером 1-3 мкм. Полосчатая микроструктура стали варианта № 4 включает слои феррита, чередующиеся со слоями перлита. Зерна феррита представляют собой конгломерат субзерен с дислокационными границами.
Исследованные варианты проката класса прочности К60 подтверждают тезис о том, что состав стали класса прочности К60 может изменяться в зависимости от требований, сортамента и возможностей оборудования.
Проблемы, связанные с производством трубных сталей, за последние 30-40 лет изменялись. Это обусловлено как изменением требований, так и состоянием металлургической технологии. Во многом потребности газовой промышленности явились движущей силой развития металлургических технологий.
Исторически первой проблемой в производстве металла для газопроводных труб большого диаметра явилась хладостойкость — доля вязкой составляющей в изломе образцов для ИПГ (DWTT). Первое поколение трубных сталей производилось по технологии, включающей горячую прокатку и последующую нормализацию.
Для того чтобы решить проблемы хладостойкости, потребовалось применение контролируемой (термомеханической) прокатки. Это, в свою очередь, обусловило необходимость создания современных прокатных станов и изменения химического состава стали. Сначала был использован наиболее мощный из существующих стан 3600 комбината «Азовсталь», позже был введен в эксплуатацию специализированный прокатный стан 3000 комбината им. Ильича. Что касается химического состава стали, то был осуществлен переход от сталей типа 17Г2АФ, 14Г2АФ-У к малоперлитным сталям, микролегированным ниобием, и освоено производство стали марки 09Г2ФБ.
Постепенно повышающиеся требования по ударной вязкости (что связано с повышением параметров трубопроводов: диаметра, давления) удалось обеспечить путем разработки и внедрения технологии глубокой десульфурации и последующего модифицирования оставшихся сульфидных включений. В связи с этим получила мощное развитие внепечная обработка стали.
Ужесточение требований по сплошности проката (по результатам УЗК) привело к необходимости удаления водорода из стали. Этот вопрос решался применением специальной технологической схемы производства проката, включающей замедленное охлаждение листов после прокатки в штабелях для удаления диффузионноподвижного водорода, а также вакуумирование жидкой стали. Это также позволило несколько повысить пластичность стали, поскольку требование по относительному удлинению (не менее 22%) для класса прочности К60 является очень жестким.
Увеличение требуемых толщин проката от 15-21 до 25 мм и выше привело к развитию технологий в двух направлениях: применение технологической схемы термомеханической прокатки с последующим ускоренным охлаждением и увеличение толщины разливаемых слябов от 250 мм до 300-315 мм, в отдельных случаях — даже до 350-400 мм.
Дополнительные требования по стойкости металла к сероводородному растрескиванию потребовали решения трех основных вопросов: кардинального повышения чистоты металла по неметаллическим включениям; борьбы с ликвационной неоднородностью непрерывнолитого металла и повышения однородности структуры готового проката. Требования были обеспечены путем создания сталей с пониженным содержанием углерода и ликвирующих элементов (в первую очередь Mn), повышением чистоты по сере и фосфору, использованием новых технологий при разливке стали на МНЛЗ («мягкое обжатие»), управлением фазовыми превращениями (устранение полосчатости и формирование однородной структуры) путем применения ускоренного охлаждения после прокатки.
Потребность в прокате классов прочности выше К60 (Х70) привела к необходимости изменения структурного подхода (переход от преимущественно ферритной матрицы к матрице структур промежуточного типа) — это потребовало изменить схему легирования, добавив в сталь легирующие элементы, повышающие устойчивость аустенита (Mn, Cr, Ni, Cu, Mo и др.).
Следующий виток повышения требований по ударной вязкости был связан с повышением рабочих давлений в трубопроводах до 120-200 атм., что привело к повышению норм по ударной вязкости при температуре эксплуатации в отдельных случаях до 250 Дж/см2 при высоком уровне прочностных свойств (Х70-Х80). Решение этого вопроса было найдено путем глубокой десульфурации стали (обычно до 0,001-0,003% S), снижения содержания углерода до 0,04-0,06% и формирования структуры дисперсного низкоуглеродистого бейнита.
Снижение содержания углерода в стали привело к проблеме повышения соотношения σт/σв, что учтено при создании сталей с ферритно-бейнитными или ферритно-бейнитно-мартенситными структурами.
Дальнейшее развитие трубных сталей шло в следующих направлениях: создание материалов для проката большей толщины (условно 30 мм и выше) и более высокого класса прочности (К65 (Х80)) и выше. Здесь уже необходимо применение ускоренного охлаждения проката для формирования требуемой структуры, т.е. задача заключается в том, чтобы либо создать структуру из более низкотемпературных продуктов превращения аустенита, либо сформировать оптимальную дисперсную структуру в толстых сечениях.