Современные технологии упроченных трубных сталей

В ряде случаев низколегированную сталь прокатывают на непрерывных широкополосных станах по обычной технологии без изменения условий нагрева слябов и режимов прокатки, но полосу перед смоткой в рулон подвергают ускоренному охлаждению водой. В этих случаях говорят о «контролируемом охлаждении», а не о контролируемой прокатке.

Итак, контролируемая прокатка способствует максимальному измельчению зерна с использованием эффекта дисперсионного твердения и созданию благоприятной субструктуры, благодаря чему полученная сталь обладает высокими прочностью и вязкостью, а также хорошей свариваемостью. Все эти свойства сталь приобретает в горячекатаном состоянии без термической обработки. При прочих равных условиях (в том числе по значению углеродного эквивалента) эта сталь характеризуется более высокими показателями прочности по сравнению с аналогичными показателями после нормализации. В зависимости от легирования и режимов прокатки по временному сопротивлению это различие может достигать 4—10 кгс/мм2 и в несколько большей степени по пределу текучести (до 15 кгс/мм2). Такое увеличение прочностных свойств в стали, полученной с помощью контролируемой прокатки, имеет большое значение, особенно при использовании ее в условиях, когда необходимы высокая свариваемость в сочетании с высокими прочностными характеристиками. Контролируемая   прокатка   обеспечивает   также   высокую   хладостойкость.

  Для получения конструкционных сталей с высокой свариваемостью (низким углеродным эквивалентом) необходимо обеспечить резкое измельчение ферритного зерна применением контролируемой прокатки, уменьшение доли свободного азота введением алюминия, некоторое упрочнение выделенными частицами при микролегировании и существенное уменьшение содержания углерода.

Для осуществления контролируемой прокатки требуется сооружение специализированных прокатных станов, позволяющих выдерживать большие усилия прокатки при деформации металла с пониженной температурой.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

4 ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ПРОКАТКА КАК СПОСОБ ПОЛУЧЕНИЯ ВЫСОКОЭФФЕКТИВНЫХ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ ДЛЯ ТРУБ БОЛЬШОГО ДИАМЕТРА

 

            Исследование трещиностойкости или сопротивляемости металла труб действующих магистральных нефтегазопроводов хрупкому разрушению является актуальной проблемой как с точки зрения определения рациональной загрузки длительно эксплуатируемых трубопроводов, так и оценки их остаточного ресурса. В металле  длительно эксплуатируемых труб всегда имеются усталостные трещины, постепенно развивающиеся во времени. Все стандартные механические параметры, которые применяются при расчетах труб на прочность, не учитывают возникших трещин, их опасность, тогда как любые разрушения металла трубопроводов (кроме коррозионных и эрозионных) происходят из-за образования и роста трещин.

Характеристики сопротивления разрушению определяют трещиностойкость металла – его способность работать в конструкции с трещиной. Применение таких характеристик как критериев конструкционной прочности, позволило решить ряд задач, которые не поддавались решению с использованием традиционных характеристик предельной прочности.

       Сочетание  высокой прочности и хладостойкости стали достигается применением контролируемой прокатки с завершением деформации в γ+α области (НКП). Процессы структурообразования при НКП отличаются от ВКП наличием дополнительной III стадии деформации (Агз-Аг1), в ходе которой происходят наклеп и последующая полигонизация феррита, формируется кристаллографическая текстура, являющаяся причиной специфического характера разрушения с образованием расщеплений в изломе. Основными недостатками такой схемы, как это уже указывалось, являются сильная анизотропия свойств, неравномерная (полосчатая) напряженная структура, низкое сопротивление сероводородному растрескиванию и КРН.

     Химический состав микролегированной ниобием стали (типа 09Г2ФБ, 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, 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.

       В сталях определенных составов отсутствуют температурные интервалы для проведения стадий КП, что снижает эффективность ее применения. В условиях одновременного протекания процессов наклепа аустенита, его рекристаллизации и роста зерна, выделения феррита, его наклепа и полигонизации не представляется возможным отделить II и III стадии КП, что приводит к увеличению размера зёрна феррита и разнозернистости. У низколегированной Мп стали (типа 09Г2) без добавок ниобия интервал II стадии КП узок для практического использования. 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.

   Наиболее эффективно как с точки зрения комплекса свойств, так и с экономической точки зрения получение листового проката для труб с использованием термомеханической прокатки с ускоренным охлаждением (ТМСР), т.е. контролируемого процесса, включающего КП с завершением  в области (ВКП) и регламентированное ускоренное охлаждение. ТМСР представляет собой комплексную технологию, обеспечивающую формирование оптимальной структуры и свойств проката из микролегированной ниобием стали в потоке стана, при этом ни одна из стадий не может быть опущена или выполнена неправильно.

   Черновая стадия прокатки должна выполняться выше температуры полного протекания рекристаллизации аустенита с интенсивными обжатиями (15-20% за проход) для эффективного измельчения зерна и проработки металла в центральной части заготовки.

     Чистовая стадия деформации проводится при температурах ниже температуры полного торможения рекристаллизации аустенита. Микролегирование стали ниобием в максимальной степени повышает температуру рекристаллизации аустенита и расширяет область проведения чистовой стадии прокатки. Важнейшим технологическим параметром является суммарная степень деформации. Удлиненная форма зерен в деформированном аустените (увеличенная удельная площадь поверхности границ), формирующиеся внутри них полосы деформации, границы двойников, ячеистая дислокационная структура и прочие дефекты, которые могут являться местами зарождения новой фазы, увеличивают удельную эффективную поверхность аустенита и позволяют существенно измельчать зерно феррита. Механизм влияния деформации аустенита на структуру бейнита заключается в уменьшении длины бейнитной рейки и величины пакета с повышением степени обжатия, а также в наследовании субзеренных границ деформированного аустенита.

   С увеличением толщины проката до 20 мм и более необходимо повышение частных обжатий в чистовой стадии прокатки для обеспечения требуемого уровня хладостойкости.

   Имеющиеся результаты показывают, что уже для получения комплекса свойств стали К60 (Х70) лучше получать феррито-бейнитную структуру взамен традиционной феррито-перлитной. А для более высоких классов прочности феррито-перлитная структура уже не обеспечивает необходимого соотношения прочности, вязкости и свариваемости. Сталь с бейнитной структурой должна быть низкоуглеродистой, а соотношение упрочнения и охрупчивания при формировании бейнита зависит от структуры аустенита перед γ-α превращением: низкоуглеродистая бейнитная сталь после контролируемой прокатки имеет порог хладноломкости на 90-100°С ниже, чем в случае горячей прокатки.

   В целом увеличение суммарной степени деформации приводит к одновременному повышению, как прочности, так и хладостойкости стали со всеми типами структуры.

   Увеличение скорости охлаждения в температурном интервале превращения приводит к измельчению зерна феррита, изменению соотношения структурных составляющих (например, формированию бейнита и/или участков мартенсита и остаточного аустенита взамен перлита). Количественные изменения параметров структуры зависят от состава стали, условий деформации и охлаждения. При постоянных прочих параметрах упрочнение при использовании ускоренного охлаждения зависит от химического состава стали: в углеродистой стали, оно определяется в основном измельчением зерна феррита и не превышает 25-40 Н/мм2; в низколегированной стали - оно возрастает до 80-120 Н/мм2 за счет усиления дисперсионного упрочнения, а также формирования низкотемпературных продуктов превращения аустенита. В бейнито-ферритных сталях с добавками Сг, Nі, Сu, Мо повышение прочности (до 120-150 Н/мм2) в значительной мере обусловлено изменением объемной доли продуктов промежуточного превращения.

   Увеличение скорости охлаждения также противодействует образованию вторичных ликвационных явлений в виде полосчатости. При быстром охлаждении вследствие подавления обратной диффузии углерода и образования спонтанных центров кристаллизации формирование полосчатой структуры подавляется.

   В целом при ускоренном охлаждении формируется более дисперсная и равномерная структура, а технологические параметры и химический состав стали позволяют управлять соотношением структурных составляющих.

   Замедленное охлаждение готового проката применяют для удаления из металла диффузионно-подвижного водорода, снижения напряжений и улучшения структурного состояния в осевой зоне, что обеспечивает повышение сплошности проката по результатам УЗК (устраняет микротрещины водородного типа в осевой зоне проката) и улучшение пластичности металла.

  При переходе к повышенным классам прочности и большим толщинам проката особое внимание уделяется управлению превращением за счет экономного легирования и ускоренного охлаждения. Здесь необходим выбор рациональной композиции легирования с определенным видом диаграммы превращения (например, с широкой бейнитной областью) за счет экономного легирования Сг, Nі, Сu, Мо.

   Для обеспечения требуемого уровня свойств необходимо оптимальное сочетание параметров деформации, последующего охлаждения и химического состава стали, поскольку в ряде случаев наблюдаются нелинейные зависимости от технологических параметров, и получение требуемого уровня некоторых характеристик входит в противоречие (например, Gт и ИПГ). Значительное влияние параметры охлаждения оказывают на коррозионную стойкость проката, здесь также имеются области оптимальных значений параметров деформации и охлаждения.

   Учитывая результаты проведенных Институтом исследований, можно считать установленным, что структурное состояние влияет на склонность стали к КРН. Воздействуя на дисперсность структуры (размер зерна и структурных составляющих) и ее однородность (наличие или отсутствие полосчатости) за счет технологии термомеханической прокатки с последующим ускоренным охлаждением, можно существенно повысить сопротивление стали КРН.

   В рамках данной концепции определены требования к структуре трубных сталей различных классов прочности:

К60(Х70): феррит + 20% бейнита;

К65(Х80): феррит + не менее 50% бейнита;

К80 (Х100): бейнит (на стадии лабораторной проработки) [3].

В широком смысле контролируемую прокатку можно рассматривать как разновидность термомеханической обработки (ТМО), поскольку в обоих этих процессах используется эффект низкотемпературной деформации.

    По данным работы [10], между контролируемой прокаткой и ТМО отсутствует четкая граница. Авторы работы [10] считают, что различие между контролируемой прокаткой и ТМО заключается в конечной цели обоих процессов. Цель контролируемой прокатки — достижение для низколегированной стали свойств, равноценных или превосходящих свойства нормализованного металла; при ТМО стремятся достичь свойств, превосходящих обычно значения, наблюдаемые у термически улучшенного метала [8-11].

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

 

         Сложные  условия разработки нефтяных  и газовых месторождений и  необходимость более надежной  и экономичной их транспортировки  по трубопроводам из мест добычи к потребителю становятся движущей силой для разработки новых сталей и технологического процесса их производства. Для осуществления этих задач развитие трубного производства будет продолжаться в ХХI веке с более высокой эффективностью.

Для решения  задачи безаварийной эксплуатации магистральных нефте- и газопроводов необходимо детальное изучение процессов разрушения металла труб, закономерностей изменения тонкой структуры и свойств трубных сталей при длительной эксплуатации нефтепроводов.

      Необходимость повышения конструктивной прочности сталей определяет переход к высокоточным, наукоёмким металлургическим технологиям. Для труб высоких классов прочности очевидна перспектива малоуглеродистых сталей с комплексным упрочнением и гетерофазной структурой, содержащей продукты низкотемпературного распада аустенита и применение технологии контролируемой прокатки, которая позволяет получать оптимальные сочетания прочностных и вязких свойств готового проката без использования термической обработки и при более низком расходе дефицитных легирующих добавок.

     Освоение производства такой продукции требует качественного изменения основных мощностей отечественных металлургических предприятий на основе использования современных технологий, получивших широкое применение в мировой практике. 

 

 

 

 

ПЕРЕЧЕНЬ ССЫЛОК

 

1. Технология термической обработки стали: / Лейпциг, 1976. Пер. с нем. под ред. М.Л. Бернштейна.- М.: «Металлургия», 1981.- 608 с.
2. Архаров В. И.  Теория микролегирования сплавов. М.: Металлургия. 1975. - 61 с.
3. Голубцов В. А.  Повышение качества стали с использованием способов микролегирования, модифицирования и инокулирования. Бюллетень НТИ ЧМ.1990. № 2. С. 19 - 23.
4. Дюдкин Д. А.  Особенности комплексного воздействия кальция на свойства жидкой и твёрдой стали. Сталь. 1999. № 1. С. 20 - 25.
5. Бронфин Б.М., Емельянов А.А., Швейкин В.П. Двухфазные феррито-мартенситные стали, упрочненные карбидами ванадия / Химия, технология и применение ванадиевых соединений: Тезисы докладов IV Всесоюзного совещания. Нижний Тагил, 1982. С. 106.
6. Бронфин Б.М., Емельянов А.А., Швейкин В.П. Субструктурное упрочнение двухфазных феррито-мартенситных сталей // Субструктурное упрочнение металлов и дифракционные методы исследования. Киев: Наукова Думка. 1985. С. 133—135.
7. Харионовский В.В. Надёжность и ресурс конструкций газопроводов. – М.: ОАО "Изд. "Недра", 2000. – 467 с.
8. Ганошенко И.В. Контролируемая и термомеханическая прокатка на стане 3600 толстолистовой стали для труб большого диаметра, в том числе по международным стандартам / И. В. Ганошенко, В. В Володарский, Ю.И. Матросов // Прогрессивные толстолистовые стали для газонефтепроводных труб большого диаметра и металлоконструкций ответственного назначения.: Сб. докладов международной научно-технической конференции "Азовсталь - 2002".
9. Эфрон Л.И. Термомеханическая прокатка как способ получения высокоэффективных высокопрочных сталей для труб большого диаметра / Л.И. Эфрон // Прогрессивные толстолистовые стали для газонефтепроводных труб большого диаметра и металлоконструкций ответственного назначения: Сб. докладов международной научно-технической конференции "Азовсталь - 2002".
10. Разработка и технологический процесс производства трубных сталей в ХХI веке / Ю.И. Матросов,   Ю.Д. Морозов,  А.С. Болтов,    Ф. Хайстеркамп // Сталь.- 2001,  № 4.- С. 58-62.
11. Остсемин А.А., Дильман В.Л. Трещиностойкость и ударная вязкость прямо- и спиральношовных труб // Сталь. - 2001, № 10.- С. 44-49.