Металлопрокат
Металлоконструкции
Обработка металла
Смысл исследований и разработок, направленных на создание проката и труб класса прочности X120, тот же, что и при разработке Х100: значительное снижение общей стоимости трубопроводов для транспортировки газа на большие расстояния. Такая экономия может быть достигнута благодаря снижению затрат на многих этапах, включая материал, конструкцию, компрессию и комплекс операций по прокладке трубопровода. Перспективы создания таких трубопроводов комментируются с учетом приведенных выше результатов испытаний труб класса прочности Х100.
На рис. 4.43 показаны результаты приближенных расчетов диаметра, толщины стенки и массы на единицу длины высокопрочных трубопроводов при условии постоянного объема транспортировки природного газа. Даже если стоимость материала на единицу длины для разных классов прочности одинакова, значительное сокращение массы трубы и толщины стенки при применении более высокопрочной стали, несомненно, ведет к снижению стоимости транспортировки и монтажной сварки. Кроме того, в условиях массового производства сложно получить лист большой толщины и толстостенные трубы.
Компанией Nippon Steel совместно с Exxon Mobil разработка стали класса прочности Х120 была начата в 1996 г. Исходные требования к металлу труб приведены в табл. 4.23.
Следует отметить важный момент при массовом производстве проката: в случае поставок большого количества труб для строительства крупных трубопроводов в течение ограниченного периода времени важно использовать сталь в состоянии после TMCP без термической обработки.
На рис. 4.44 схематически показано соотношение между температурой фазового превращения и пределом прочности при растяжении для трех сталей с различным содержанием углерода: можно предположить, что сталь со структурой нижнего бейнита с низким содержанием углерода (ниже 0,06%) и сталь со структурой верхнего бейнита с довольно высоким его содержанием (около 0,10%) являются перспективными для проката класса прочности X120. При содержании в стали 0,02% углерода требуемый уровень прочности не достигается.
С учетом требований по низкотемпературной вязкости, а также производительности для создания проката класса прочности X120 была использована сталь, имеющая в основном структуру нижнего бейнита; был применен процесс прерванной прямой закалки (IDQ) после термомеханической прокатки, обеспечивший формирование в основном структуры нижнего бейнита. В зависимости от температуры окончания IDQ свойства металла изменяются (рис. 4.45). Временное сопротивление уменьшается с повышением температуры окончания IDQ, хотя до 400 °C изменение относительно мало. Температура вязкохрупкого перехода начинает повышаться, а работа удара снижается при температуре прерывания охлаждения ~450 °С. Микроструктура изменяется от преимущественно нижнего бейнита (HБ) до преимущественно верхнего бейнита (BE) (рис. 4.46), что вызывает повышение температуры вязкохрупкого перехода.
Для сохранения структуры HE при экономном легировании была опробована добавка в сталь бора. На рис. 4.47 показаны термокинетические диаграммы сталей без бора и с добавкой бора в состоянии, имитирующем термомеханическую прокатку. В обеих сталях в диапазоне скоростей охлаждения, которые могут быть достигнуты в процессе IDQ, формируется структура HБ при постоянной температуре начала бейнитного превращения (Bs) около 450 °C. Однако следует отметить, что для стали, не содержащей бора, требуется намного более высокое содержание легирующих элементов, чем для стали с бором.
Более высокая ударная вязкость стали с бором в основном металле и ОШЗ указывает на то, что его добавка предпочтительна для достижения сочетания высокой прочности и высокой ударной вязкости, требуемой для Х120. Кроме того, сталь с бором позволяет, как это уже отмечалось, снизить количество легирующих добавок, слишком высокая стоимость которых нивелирует выгоду от применения высокопрочной стали. Для наиболее эффективного использования бора в стали требуется определить его оптимальное содержание и выбрать правильную технологию ввода. Для улучшения прокаливаемости бор должен находиться в твердом растворе по границам зерен. Для предотвращения образования BN азот связывается в TiN путем введения титана в стехиометрическом количестве. Кроме того, необходимо подавить образование Fe13(CB)6, который может выделяться в процессе охлаждения в аустенитной области. Чтобы избежать этого, бор вводится в состав стали в узких пределах выше минимально необходимого количества, потому что его избыток ускоряет формирование Fe23(CB)6. Ввод в состав стали Mo и/или Nb также положительно влияет на стабилизацию бора.
Для стали со структурой, преимущественно состоящей из мартенсита и НБ, предел прочности в основном контролируется содержанием углерода. На рис. 4.48 показана зависимость временного сопротивления разрыву от содержания углерода для мартенсита (ОШЗ) и для толстолистовой стали Х120; для сравнения также приведены опубликованные данные для сталей X100 и Х80. График показывает, что временное сопротивление для стали Xl20 линейно зависит от содержания углерода и поэтому его содержание должно контролироваться в узком диапазоне для получения требуемой прочности стали с НБ. Для данного содержания углерода различие между твердостью мартенсита и твердостью НБ (Х120) мало. Так как твердость мартенсита — это максимальная твердость, которая может ожидаться в ОШЗ, то максимальное увеличение твердости в ОШЗ относительно уровня основного металла ограничено, даже если прокаливаемость (или Рст) очень высока.
Таким образом, был выбран базовый химический состав — 0,04-0,05% С + (Mn-Mo-Nb-Ti-B). Для достижения прокаливаемости, обеспечивающей превращение преимущественно в структуру НБ по всей толщине стенки, в сталь дополнительно вводили Ni, Cu, Cr.
Пакеты НБ обычно занимают всю толщину «оладьеобразного» зерна аустенита; следовательно, толщина аустенитного зерна определяет размер пакета. Поэтому температура вязкохрупкого перехода снижается с уменьшением толщины зерна, и должны быть предприняты возможные технологические воздействия для измельчения зерна. Идея стали со структурой нижнего бейнита не новая, давно известно, что эта структура характеризуется хорошим соотношением прочности и вязкости. Новым является попытка стабильного получения этой структуры в крупногабаритных листах, в потоке стана при массовом производстве и при этом в относительно экономнолегированной стали.
Трубы класса прочности Xl20 использовались для строительства демонстрационного трубопровода длиной 1,6 км. Этот отрезок трубопровода был создан в феврале 2004 г. как часть 3,6-километровой петли газопровода, работающего в Северной Альберте, Канада. Сталь содержала около 0,04% С, около 1,95% Mn, 0,33% Mo, бор и другие легирующие и микролегирующие элементы, Рст в среднем равнялся 0,21.
Итак, общая концепция композиции легирования стали Х120 выглядит следующим образом:
— содержание углерода — в узких пределах вблизи 0,04%;
— добавка бора, необходимая для стали с небольшим содержанием легирующих элементов;
— добавка титана для того, чтобы эффективно использовать бор;
— добавка молибдена — для стабилизации эффекта бора (бор даже имеет синергетический эффект с молибденом);
— ниобий полезен во многих отношениях (ТМСР, эффект бора);
— достаточная устойчивость аустенита, обеспечиваемая оптимальным легированием Mn, Mo, Cr, Cu, Ni и др.
В работе изучено влияние бора на фазовые превращения при непрерывном охлаждении низкоуглеродистой трубной стали (табл. 4.24). Показано (рис. 4.49), что добавка бора в сталь в количестве 15 ppm приводит к следующим изменениям на диаграмме: в исследованном диапазоне скоростей охлаждения (0,1-100 °С/с) исчезает область перлитного превращения и область образования квазиполигонального феррита (QPF), снижается температура начала фазовых превращений.
В работах изложены результаты экспериментов по разработке стали Х120, проведенных компанией Mannesmannrohren Miilheim. Исходные требования были аналогичны требованиям Nippon Steel. Подход к легированию, изложенный в работах, также похож: низкое содержание углерода, легирующие элементы — Mo, Ni, Cu, Cr, микролегирующие V, Nb, Ti, а также В.
С точки зрения технологии производства проката отмечается важность оптимизации температуры нагрева, максимальной степени деформации в первой стадии и приближения температуры окончания прокатки к критической точке Ar3 для управления процессом деформирования зерен аустенита. Параметры ускоренного охлаждения: скорость охлаждения выше 20 °С/с до температуры ниже 400 °С.
После лабораторной отработки технологии содержание углерода было рекомендовано в пределах 0,035-0,05%, марганца — около 1,9%, добавки Mo, Ni, Cu, Cr, содержание бора должно выдерживаться в узких пределах. Углеродный эквивалент предложенного состава стали — в интервале 0,50-0,55. При испытании цилиндрических образцов были получены следующие свойства: предел текучести σ0,5 = 843 Н/мм2, σв = 1128 Н/мм2, относительное удлинение δ5 = 14,3%, КV-40 = 227 Дж.
Компания Dillinger Hiitte опробовала два состава стали для получения проката класса прочности Х120. Стали содержали, мае. %: 0,06 С, 1,90 Mn, легирующие добавки — Mo, Ni, Cu, Cr; микродобавки — Nb, V, Ti и отличались только содержанием бора, мас. %: 0,0011 и 0,0017.
Микроструктура стали с содержанием бора 11 ppm представляет собой сверхтонкие (менее 0,5 мкм) рейки бейнита с высокой плотностью дислокаций. Вторая структурная составляющая в данной стали представлена в форме очень тонких линзоподобных островков М/А или в форме обломков, главным образом мартенсита внутри рейки феррита. В рейках частиц цементита обнаружено не было. Такой тип структуры был назван вырожденным нижним бейнитом. В работе установлено влияние температуры окончания ускоренного охлаждения на предел прочности и ударную вязкость стали с содержанием бора 11 ppm: ниже определенной Tko обе характеристики оставались практически постоянными. Это является важным, поскольку дает надежное технологическое окно для завершения охлаждения.
В стали с содержанием бора 17 ppm структура также представляла собой рейки бейнита, при этом отличаются тип и распределение вторых фаз: отличительной чертой является наличие пластинок цементита внутри бейнитного феррита (наклон пластин примерно 60° к оси реек бейнитного феррита), большинство частиц цементита соприкасается с гранями реек феррита. Некоторые более мелкие частицы заключены в рейки феррита. Вторая сталь имела переходную температуру хрупкого разрушения на 30 °C ниже, в образцах DWTT этой стали при -20 °C было 75% вязкой составляющей. Первая сталь также отвечала требованиям: КV-30 ≥ 231 Дж. Предел прочности обеих сталей значительно превосходил требуемое значение в 931 Н/мм2. Различия по показателям вязкости объясняются типом вторых фаз. В первом случае — вырожденный нижний бейнит с М/А (преимущественно с мартенситом) внутри реек, повышающий переходную температуру. Во втором случае были сформированы хорошо развитые тонкие пластинки цементита внутри реек феррита, схожие с обыкновенным нижним бейнитом. Последнее, по всей видимости, является предпочтительным для низких переходных температур. В соответствии с данными работы, объясняется это явление тем, что цементит уменьшает содержание углерода в окружающем феррите и таким образом вызывает эффект притупления трещины.
В работе для получения свойств стали класса прочности Х120 были опробованы технологии для получения микроструктур: преимущественно нижнего бейнита, двухфазной (рис. 4.50) и отпущенного (пакетного) мартенсита. Технологические схемы получения проката приведены на рис. 4.51. Цель исследования — создание стали без дорогостоящего легирования на основе использования возможности существующих производств стали, проката и труб, включая базовый химический состав и технологические окна.
Чтобы достичь низкой переходной температуры и предела текучести 827 Н/мм2 без значительного легирования никелем, подсчитано, что размер доменов (характеризующихся углом разориентировки как минимум 10°) в структуре нижнего бейнита и пластинчатого мартенсита должен быть менее 2 мкм, а для этого размер зерен аустенита в направлении толщины проката должен быть не более 6 мкм.
Основная идея по двухфазной стали: прочность определяется объемной долей мартенсита, однако должен быть соблюден баланс между прочностью и вязкостью, которая обеспечивается ферритной фазой. Для обеспечения требуемого предела текучести в трубе с большой объемной долей феррита для вязкости могут быть использованы два подхода: повышением плотности дислокаций или дисперсионным твердением.
В стали со структурой нижнего бейнита требуемые свойства были достигнуты в широком интервале температур остановки охлаждения (≥ 200 °С).
Сталь с двухфазной структурой обеспечила требуемый уровень свойств (с учетом повышения предела текучести при трубном переделе). Еще один плюс — высокая деформационная способность (благоприятна для strain-based design). К недостаткам этой стали следует отнести повышенную цену. Кроме того, в результате проведенных исследований столкнулись с определенными сложностями при получении двухфазной структуры в микролегированных бором низкоуглеродистых сталях, поскольку температура начала ферритного превращения в таких сталях слишком низка, что снижает производительность.
В третьем варианте (отпущенный мартенсит) были получены повышенное соотношение σт/σв и низкая вязкость; к недостаткам способа относится также повышенная цена (из-за необходимости операции отпуска).
После анализа полученных результатов дальнейшие исследования были направлены на получение стали Х120 со структурой нижнего бейнита.
Смещение ферритного превращения «вправо» (в область более низких скоростей охлаждения) при микролегировании стали бором приводит к формированию бейнитных микроструктур также при более низких скоростях охлаждения. Это означает расширение технологического окна и повышение устойчивости технологии производства.
В работе сообщается об опытном производстве компанией JFE листов толщиной 19 мм и труб диаметром 914 мм класса прочности Х120. Сталь содержала 0,06% С, 0,15% Si, 1,91% Mn, 0,27% Mo и другие добавки, Pct составлял 0,22. Прокат был произведен с применением технологии НОР и имел двухфазную структуру (бейнит и феррит) (рис. 4.52). Трубы характеризовались низким соотношением σт/σв в продольном направлении и равномерным удлинением 4%, переходная температура (85% волокна в изломе образцов DWTT) находилась в пределах от -22 до -25 °С.
Таким образом, используя развитие известных подходов и оценку свойств по результатам испытаний образцов, рядом компаний были достигнуты требования к прокату из стали класса прочности Х120.
