Зорин Н.Е., Зорин Е.Е. Современные материалы. Низколегир. кострукц. стали

Министерство образования и науки Российской Федерации РОССИЙСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ УНИВЕРСИТЕТ НЕФТИ И ГАЗА имени И. М. ГУБКИНА Кафедра проектирования и эксплуатации газонефтепроводов

Н. Е. Зорин Е. Е. Зорин

СОВРЕМЕННЫЕ МАТЕРИАЛЫ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ КОНСТРУКЦИОННЫЕ СТАЛИ НЕФТЕГАЗОВОГО СОРТАМЕНТА И ТЕХНОЛОГИЯ ИХ СВАРКИ Учебное пособие

Москва 2015

УДК 669.14 (075) Р е це нзе нты: Л. В. Давиденко – к.т.н., доцент Московского государственного машиностроительного университета (МАМИ) В. Н. Сорокин – к.т.н., доцент РГУ нефти и газа имени И. М. Губкина

Зорин Н. Е., Зорин Е. Е. Современные материалы. Низколегированные и высокопрочные конструкционные стали нефтегазового сортамента и технология их сварки: Учебное пособие. – М.: Издательский центр РГУ нефти и газа имени И. М. Губкина, 2015. – 68 с. В настоящем учебном пособии основное внимание уделено взаимосвязи эксплуатационных характеристик магистрального трубопровода и свойствами, которыми должен обладать материал для его изготовления. Приведены металловедческие основы формирования структуры для обеспечения требуемых свойств трубных сталей. Особое внимание уделено технологии производства трубных сталей на всех этапах металлургического передела, начиная от выплавки стали и кончая прокаткой готовой продукции; рассмотрена обработка, совмещающая пластическую деформацию с управлением процессами структурообразования при прокатном переделе. Кратко рассмотрены основные этапы и разобраны основные закономерности эволюции трубных сталей. Детально описан текущий этап производства трубных сталей и рассмотрены основные направления и перспективы его развития. Учебное пособие предназначено для бакалавров, магистров, аспирантов, слушателей ФПК и специалистов, изучающих вопросы трубопроводного транспорта и занимающихся проектированием и эксплуатацией трубопроводных систем.

© Зорин Н. Е., Зорин Е. Е., 2015 © РГУ нефти и газа имени И. М. Губкина, 2015

Содержание ТЕРМИНЫ, ОПРЕДЕЛЕНИЯ.................................................................. Введение ........................................................................................................

4 5

1. УСЛОВИЯ ЭКСПЛУАТАЦИИ И НАЗНАЧЕНИЕ СТАЛЕЙ НЕФТЕГАЗОВОГО СОРТАМЕНТА ......................................................

6

2. МЕТАЛЛОВЕДЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ФОРМИРОВАНИЯ СВОЙСТВ СОВРЕМЕННЫХ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ.......................... 2.1. Рост зерна аустенита при нагреве............................................ 2.2. Рекристаллизация горячедеформированного аустенита .... 2.3. Превращение аустенита.............................................................. 2.4. Выделение избыточных фаз и дисперсионное твердение .... 2.5. Микролегирование ......................................................................

10 12 13 15 17 20

3. ЭТАПЫ РАЗВИТИЯ СТАЛЕЙ ДЛЯ ГАЗО- И НЕФТЕПРОВОДОВ.................................................................................................................

34

4. ПРОИЗВОДСТВО СОВРЕМЕННЫХ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ ................................................... 4.1. Десульфация и управление формой сульфидных включений .......................................................................................................... 4.2. Дефосфация ................................................................................... 4.3. Вакуумирование ........................................................................... 4.4. Непрерывная разливка стали ................................................... 4.5. Термомеханическая прокатка ................................................... 5. ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ ТРУБ ИЗ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ НОВОГО ПОКОЛЕНИЯ ......................................................... 5.1. Экономическое обоснование применения высокопрочных сталей класса прочности К65 и система качества при сооружении магистральных трубопровод................................................ 5.2. Подход к разработке технологии сварки труб магистральных трубопроводов из высокопрочных сталей ................ Литература....................................................................................................

3

35 47 48 51 53 54 61 61 63 68

ТЕРМИНЫ, ОПРЕДЕЛЕНИЯ Контролируемая прокатка  технологический процесс, включающий нагрев заготовки, предварительную деформацию, предварительную деформацию при температуре выше температуры рекристаллизации аустенита, окончательную деформацию в области торможения рекристаллизации аустенита, либо в промежуточной γ + α- области и охлаждение проката на воздухе. Контролируемая прокатка с ускоренным охлаждением  технологический процесс контролируемой прокатки (с завершением деформации в аустенитной области вблизи критической точки Аr3) с последующим регламентированным ускоренным охлаждением. Нормализационная прокатка  технологический процесс прокатки стали, при котором заключительная стадия процесса проводится в области температур нормализации, в результате чего достигается комплекс свойств, близких к уровню нормализованного металла.

4

Введение Развитие класса материалов, активно применяющихся в промышленности, неразрывно связано с требованиями к изделиям, для которых используются данные материалы. При этом с развитием той или иной отрасли производства требования могут существенным образом меняться, определяя, в свою очередь, эволюцию данного класса материалов. В результате переход промышленной отрасли на новый этап развития будет определять или, как нередко бывает, определяться появлением нового поколения конструкционного или специализированного материала. Все сказанное несомненно можно отнести к такому классу конструкционных материалов, как низколегированные высокопрочные стали, применяющиеся для производства нефте- и газопроводных труб. При этом стоит подчеркнуть, что в особый класс можно выделить только стали, применяемые для строительства магистральных газо- и нефтепроводов, эксплуатирующихся при повышенном давлении. Так как только в этом случае к материалам предъявляются особые требования, которым не могут удовлетворять обычные широко распространенные конструкционные стали. Последние, однако, с успехом применяются для строительства распределительных сетей и магистральных трубопроводов низкого давления. К высокопрочным трубные стали относятся условно, только в сравнении со сталями, обладающими аналогичным уровнем пластичных свойств и ударной вязкости. В учебном пособии основное внимание уделено взаимосвязи эксплуатационных характеристик, которыми должен обладать магистральный газопровод, и свойствами, которыми должен обладать материал для его изготовления; без слишком сильного углубления описаны металловедческие основы формирования структуры и свойств трубных сталей, а также специфические проблемы, возникающие у данного материала в связи с особенностями его свойств и параметрами структуры. Особое внимание уделено технологии производства трубных сталей на всех этапах металлургического передела, начиная с выплавки стали и кончая прокаткой готовой продукции. Описана обработка, совмещающая пластическую деформацию с управлением процессами структурообразования на прокатном переделе. Кратко рассмотрены основные этапы и разобраны основные закономерности эволюции трубных сталей. Детально описан текущий этап и основные направления и перспективы развития. 5

1. УСЛОВИЯ ЭКСПЛУАТАЦИИ И НАЗНАЧЕНИЕ СТАЛЕЙ НЕФТЕГАЗОВОГО СОРТАМЕНТА Транспортировка природного газа и сырой нефти от места производства к потребителю по трубопроводам является наиболее экономичным способом. Основной движущей силой в разработке современных высокопрочных низколегированных сталей являлась задача обеспечения транспортировки больших объемов газа и нефти в сочетании с достаточной надежностью, позволяющей избежать протяженных хрупких или вязких разрывов. Совершенствование технологических параметров транспортировки жидких и газообразных углеводородов, увеличение диаметров и рабочего давления в трубопроводах, перемещение основной добычи нефти и газа на Крайний Север обусловило повышение требований к трубным сталям и трубам. Уже в 90-е годы 90% российского газа добывалось в Западной Сибири. Месторождения были удалены от основных потребителей на 25003000 км. Чтобы сделать транспорт газа по трубопроводам на такие расстояния эффективным, необходимо было обеспечить их высокую производительность. С этой целью в 70-е годы в СССР впервые в мире начали строить газопроводы диаметром 1420 мм. В то же время в них было повышено рабочее давление с 5,4 до 7,4 МПа. В соответствии с изменением параметров трубопроводов ужесточались нормативные требования к химическому составу и механическим характеристикам, геометрии и свариваемости труб. Магистральные трубопроводы, особенно проложенные в Западной Сибири, работают в исключительно сложных условиях, постоянномерзлых грунтах, на заболоченных территориях с низкозащемляющей способностью. К тому же трубопроводы часто пересекают районы с коррозионно-активными грунтами. Поэтому 6

в процессе эксплуатации происходят деформации трубопроводов со значительными внутренними напряжениями. С точки зрения источников возникновения, нагрузки и воздействия на трубопровод можно разделить на функциональные, природно-климатические и техногенные (антропогенные). К функциональным относятся: внутреннее давление, дополнительные весовые нагрузки и температурные воздействия, обусловленные взаимодействием конструкции с перекачиваемым продуктом, статические и динамические нагрузки и воздействия, порождаемые работой технологического оборудования. Природно-климатические нагрузки обусловлены взаимодействием трубопровода с окружающей средой. Техногенные нагрузки мы вынуждены специально учитывать, имея в виду непреднамеренные или, напротив, злонамеренные воздействия на трубопровод третьей стороны (наезды и удары ковшами экскаваторов, диверсии, падения тяжелых грузов на подводные переходы и т.п.). Согласно СНиП вся совокупность нагрузок и воздействий объединена в четыре группы в зависимости от продолжительности воздействия: постоянные, временные длительные, кратковременные и особые. В четвертую группу включены так называемые особые нагрузки и воздействия. К категории постоянных, помимо собственной массы трубопровода, значений напряжений предварительного упругого изгиба, отнесена весовая нагрузка от грунта засыпки. При определенных условиях, например, при потери устойчивости, возможен выброс трубопровода из траншеи с разрушением засыпки. В этом случае дополнительная весовая нагрузка снижается от исходного максимального значения практически до нуля. К категории временных длительных, в основном, относятся нагрузки и воздействия функционального (технологического) происхождения: внутреннее давление, температур7

ные воздействия и т.п., для которых характерное время изменения составляет от нескольких дней до сезона (34 месяца). К кратковременным отнесены сезонные природно-климатические нагрузки, а также технологические нагрузки при испытаниях трубопроводов, пропуске очистных устройств и иных операциях незначительной, по сравнению со сроком эксплуатации, длительности. В эту же группу разработчиками документа включены воздействия от селевых потоков и оползней. К четвертой группе, так называемых «особых», отнесены нагрузки и воздействия, обусловленные существенным изменением внешних грунтовогеологических условий вдоль трассы трубопровода вследствие деформаций земной коры в зоне горных выработок, солифлюкционных процессов, протаивания и разжижения вечномерзлого и сезонно промерзающего обводненного грунта и другие явления. Отечественные и зарубежные нормативные документы, регламентирующие проектирование напорных трубопроводов различного назначения, используют внутреннее давление перекачиваемого продукта в качестве ведущего параметра при выборе толщины стенки трубопровода и прочностных характеристик материала для его изготовления. В нашей стране, в соответствии с действующими СНиП, толщину стенки трубы определяют исходя из нормативного значения временного сопротивления при растяжении, диаметра трубы и максимального рабочего давления с использованием предусмотренных нормами коэффициентов. Опыт эксплуатации трубопроводов, однако, свидетельствует, что разрушения линейной части трубопроводов практически не связаны с исчерпанием несущей способности металла труб, поскольку при исправной контрольной аппаратуре невозможны перегрузки по внутреннему давлению. Разрывы труб вызваны, в ос8

новном, развитием трещин из концентраторов при действующих напряжениях, существенно ниже допустимых, определенных на основе статического расчета. Трубные стали под воздействием внешних и внутренних нагрузок, непрерывно высокого напряжения в стенках трубопроводов подвержены процессам старения. В результате длительной эксплуатации происходят необратимые деградационные процессы, повышается склонность металла к хрупкому и замедленному разрушению, что является следствием накопленных дефектов, внутренних микронапряжений и снижения защитных свойств изоляционных покрытий. В сложившихся условиях непременным условием применения высокопрочных сталей является сохранение их высокой пластичности, более того, вязкостные свойства должны значительно расти с увеличением прочности. Эти стали классифицируются как высокопрочные только в сравнении с обычной низкоуглеродистой сталью и имеют предел текучести от 350 до 700 Н/мм2. Такое ограничение связано с необходимостью обеспечения целого ряда других потребительских свойств: вязкости, пластичности, свариваемости и др.

9

2. МЕТАЛЛОВЕДЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ФОРМИРОВАНИЯ СВОЙСТВ СОВРЕМЕННЫХ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ Одним из главных «прорывов» в металлургии, оказавших принципиальное влияние на производство высокопрочных низколегированных сталей для строительства газо- и нефтепроводов, стало открытие способности микролегирующих элементов совместно с применением контролируемой прокатки, особенно ниобия (при содержании 0,020,04 %), одновременно повышать прочностные свойства и сдвигать в сторону более низких температур область хрупкого разрушения сталей. В течение длительного периода времени углерод казался наиболее подходящим химическим элементом для упрочнения стали вследствие небольших затрат и значительного влияния на прочность. Однако он оказывает отрицательное влияние на характеристики сопротивления разрушению и многие технологические свойства, такие как свариваемость, формуемость и др. Ввиду этого применение сталей, упрочненных углеродом, ограничено. Кроме того, для достижения у таких сталей достаточного баланса прочности и вязкости, необходимого для безопасности конструкций, нередко требуется применение дорогостоящих способов термической обработки - закалки и отпуска. Применение микролегирующих элементов позволяет снизить массовую долю легирующих элементов и углерода, что, в свою очередь, улучшает свариваемость, повышает вязкость стали и снижает себестоимость. Термин «микролегирование» означает, что содержание элементов невелико и обычно не превышает 101 %. К таким элементам относятся Al, V, Nb, Ti, Zr и B, причем добавки бора составляют тысячные доли процента. Помимо различия в массовой доле, позволяющее отличать легирующие и микролегирующие эле10

менты, также различен металловедческий механизм их влияния: легирующие элементы преимущественно воздействуют на матрицу стали, в то время как влияние микролегирующих элементов, в значительной мере, связано с выделением избыточных фаз. Дисперсные выделения фаз, которые формируются в структуре при распаде перенасыщенных твердых растворов, препятствуют движению дислокаций, вызывая упрочнение матрицы; кроме того, частицы оказывают влияние на размер аустенитного и ферритного зерна, тип структурных составляющих, тип и характер распределения дефектов кристаллического строения. В общем, влияние и эффективность применения тех или иных микролегирующих элементов могут быть оценены по их воздействию на следующие процессы:  рост зерна аустенита при нагреве (температура начала интенсивного роста);  рекристаллизация горячедеформированного аустенита;  превращение аустенита;  выделение избыточных фаз и дисперсионное упрочнение. При этом микролегирующий элемент может находиться в различных формах (таблица 1). Таблица 1 Влияние микролегирующих элементов на процессы происходящие в стали Эффект Измельчение зерна аустенита Торможение рекристаллизации Формирование бейнита Измельчение зерна феррита Дисперсионное твердение

Состояние МСγ МС, [М]γ [М]γ МСγ МСα

М – микролегирующий элемент; C – углерод (азот); γ, α – тип кристаллической решетки железа; [М] – нахождение микролегирующего элемента в твердом растворе железа. 11

Далее будут рассмотрены механизмы влияния микролегирующих элементов на перечисленные процессы структурообразования, конечную структуру и свойства стали. 2.1. Рост зерна аустенита при нагреве При прокатке сталей нагрев слябов является одним из важных технологических этапов, обеспечивающих формирование оптимальной структуры и комплекса механических свойств стали. Условия нагрева металла под прокатку оказывают влияние на две основные характеристики аустенита  величину зерна и состав твердого раствора вследствие растворения избыточных фаз. Перед проведением предварительной прокатки желательно, чтобы зерно аустенита было достаточно мелким и равномерным. Мелкозернистая структура имеет повышенную зернограничную поверхность на единицу объема, что приводит к избытку свободной энергии системы, которая создает движущую силу для ее уничтожения путем роста зерен. Поскольку тенденция к росту зерен всегда присутствует в реальных сталях, важно сделать так, чтобы она была уменьшена под действием каких-либо сил, замедляющих движение границ. Существует два основных механизма, позволяющих подавить рост зерна аустенита при нагреве: образование частиц второй фазы и твердорастворное торможение. В первом случае рост зерна аустенита может быть значительно подавлен в результате добавки элементов, образующих мелкие труднорастворимые частицы. Основные модели торможения границ зерен частицами основаны на рассмотрении баланса сил, которые возникают на границе:  снижение зернограничной поверхности на единицу объема при росте зерна;  тормозящая сила вследствие присутствия частиц на границе. 12

Для полного описания роста зерен необходимо знание кинетики растворения и роста частиц дисперсных фаз, позволяющего оценить температурные границы влияния данного механизма. Для этого широко используют на практике произведения растворимости. В широкой области композиций микролегированных сталей установлена линейная зависимость между температурой роста зерна и температурой растворения частиц. Наличие или отсутствия в составе стали химических элементов, способных образовывать труднорастворимые частицы, обусловливают два механизма роста  нормальный и аномальный (или вторичная (собирательная) рекристаллизация). В сталях с добавками сильных карбонитридообразуюших элементов при аустенитизации может наблюдаться аномальный рост зерна  рост небольшого количества зерен в относительно неизменной матрице при температурах ниже температуры растворения частиц. В простых низколегированных SiМn-сталях, как известно, аномальный рост зерна не наблюдается, однако оно вырастает до очень больших размеров (200 мкм и более). Как и все другие элементы, микродобавки, находясь в твердом растворе, замедляют процессы, контролируемые диффузией (рост зерна, рекристаллизацию). Это торможение возрастает с увеличением разницы размеров атомов элемента и железа. 2.2. Рекристаллизация горячедеформированного аустенита Если первая стадия контролируемой прокатки проводится выше температуры рекристаллизации аустенита, то вторая представляет собой деформацию нерекристаллизующегося аустенита. Основным структурным механизмом улучшения комплекса свойств при деформации аустенита ниже температуры рекри13

сталлизации является повышение его эффективной поверхности, в которую входят границы деформированных зерен и дефекты кристаллической решетки в теле зерна, что обеспечивает увеличение мест последующего зарождения и существенное измельчение зерна феррита. Рекристаллизация аустенита перед эвтектоидным превращением ограничивает возможности измельчения зерна феррита. Так, в простой низколегированной марганцовистой SiМn-стали температура остановки рекристаллизации лежит ниже 800 °С, поэтому температурный интервал второй стадии термомеханической прокатки слишком узок и недостаточен для реального использования, в связи с чем значительная часть чистовой стадии прокатки будет проходить в области полной или частичной рекристаллизации. Для эффективного и стабильного измельчения зерна требуется существенное повышение температуры рекристаллизации (до 900 °С и выше), что обеспечит проведение второй стадии деформации полностью ниже температуры рекристаллизации. Основные причины замедления процессов рекристаллизации аустенита при микролегировании заключаются в том, что движение дислокаций и границ сильно тормозится растворенными в аустените атомами и еще в большей степени  дисперсной фазой, образующейся в этом температурном интервале. Наличие примесных атомов в твердом растворе замедляет все диффузионные процессы, включая рекристаллизацию и фазовые превращения. Такой эффект твердорастворного торможения способствует измельчению зерна в процессе термомеханической прокатки в результате:  устранения роста зерна во время междеформационных пауз;  замедления начала процесса рекристаллизации. 14

Наиболее эффективных является совместное действие обоих механизмов, когда при более низких температурах обработки в аустените выделяются частицы второй фазы, и этот процесс ускоряется при повышенной плотности дислокаций. Указанные выделения, инициированные деформацией, окончательно подавляют рекристаллизацию (рис. 1).

Рис. 1. Взаимосвязь между выделением вторичных фаз и торможением рекристаллизации аустенита: В  выделения второй фазы; Рн  начало рекристаллизации; Рк  конец рекристаллизации

2.3. Превращение аустенита В процессе превращения аустенита формируется конечная структура стали, которая определяется состоянием аустенита перед превращением, химическим составом стали и параметрами охлаждения. Этот процесс, контролируемый диффузией, также замедляется твердорастворным торможением при микролегировании. Применяемая технология контролируемой прокатки обеспечивает получение зерна феррита размером 45 мкм, и дальнейшее его измельчение не происходит. Стремление к максимальному измельчению зерна привело к разработке сталей co структу15

рой низкоуглеродистого бейнита. Средний размер зерна бейнита обычно менее 1 мкм, ширина отдельных бейнитных пластин может составлять 0,2 мкм. Кроме того, бейнит имеет более высокую плотность дислокаций по сравнению с ферритом, что также приводит к существенному выигрышу в прочности. Так, при завершении прокатки в нижней части γ-области плотность дислокаций, в феррите и бейните составляет 3,7109 и 16,9109 см2 (рис. 2). Для получения ферритно-бейнитной структуры существуют два основных подхода, которые можно использовать отдельно или в комплексе: легирование элементами, повышающими устойчивость аустенита и применение регламентированного ускоренного охлаждения после завершения прокатки.                

Рис. 2. Сравнение структуры феррита и бейнита в стали после термомеханической прокатки

Влияние микролегирующих элементов на фазовые превращения зависит от их состояния: в твердом растворе или в виде частиц второй фазы, что в значительной мере обусловлено параметрами деформации и нагрева. При высокой температуре нагрева, когда большая часть частиц переводится в твёрдый раствор происходит повышение устойчивости аустенита, обусловленное твердорастворным торможением, и снижение температуры превращения; при приниженных температурах  снижение устойчи16

вости аустенита ввиду наличия нерастворенных частиц второй фазы. Выделение второй фазы в данном случае также подчиняется общим законам, связанным с ускорением процесса вследствие пластической деформации. Следует отметить, что торможение γ-α-превращения приводит к положительному или отрицательному влиянию на механические свойства, в зависимости от химического состава стали. Увеличение прокаливаемости приводит к повышению прочности и вязкости в сталях, которые имеют структуру низкоуглеродистого игольчатого бейнита, вследствие дальнейшего измельчения бейнитных игл. В то же время повышенная прокаливаемость негативно влияет на вязкость, когда взамен ферритно-перлитной структуры образуется высокоуглеродистый зернистый бейнит. 2.4. Выделение избыточных фаз и дисперсионное твердение Основными упрочняющими дисперсными фазами в сталях являются карбиды, нитриды и комплексные соединения на их основе. Карбиды и нитриды переходных металлов относятся к фазам внедрения и в большинстве случаев образуют кристаллическую решетку типа NaCl, в которой атомы С или N заполняют октаэдрические междоузлия. Кинетика выделения карбонитридных фаз из твердого раствора определяется условиями образования зародышей, диффузионной подвижностью элементов, степенью переохлаждения и уровнем внутренних напряжений. Процессы выделения карбонитридных фаз подчиняются общим закономерностям распада пересыщенного твердого раствора и, с термодинамической точки зрения, протекают лишь в том случае, если это понижает свободную энергию системы. Обога17

щение дефектов кристаллической решетки (границ зерен и субзерен, дислокаций и др.) растворенными атомами приводит к образованию равновесных сегрегаций и делает их потенциальными местами зарождения частиц второй фазы. Другой важной причиной зарождения частиц на дефектах является то, что энергия образования зародыша понижается за счет поверхностной энергии границы зерна (двойника) или упругой энергии линии дислокации или скопления вакансий. Морфология выделений  форма, размеры, характер взаимного расположения частиц второй фазы  является, наряду с характером сопряжения решеток фазы и матрицы, основной характеристикой, определяющей свойства сплава. Форма выделений зависит от соотношения энергии внутренних напряжений и поверхностной энергии и может иметь самый разнообразный вид: диски, многоугольники, плоские иглы, а также равновесную – сферическую или кубическую – форму. Область минимальной устойчивости («нос» С-кривой выделения фазы) смещается к повышенным температурам при увеличении термодинамической стабильности; иными словами, ее положение непосредственно связано с растворимостью данной фазы в аустените или феррите. Горячая пластическая деформация существенно ускоряет выделение карбонитридных фаз. Дисперсионное упрочнение является результатом торможения дислокаций выделениями. Упрочнение стали определяется механизмами взаимодействия дислокаций с частицами: торможение упругими полями напряжений, перерезание или огибание частиц. Эффективность механизмов упрочнения зависит от природы и морфологии фазы. Первые два механизма действуют в основном для когерентных с матрицей частиц. Величина упругих напряжений возрастает с увеличением размерного несоответствия матри18

цы и частицы. Чем больше отличается строение выделения от матрицы, тем выше требуется напряжение, необходимое для перерезания частиц дислокациями. Механизм дисперсионного упрочнения некогерентными частицами, модуль сдвига которых значительно больше модуля сдвига матрицы, заключается в удержании дислокаций на частицах до тех пор, пока прилагаемое напряжение не будет достаточным для того, чтобы линия дислокации изогнулась и прошла между частицами, оставив вокруг них дислокационную петлю. Это напряжение обратно пропорционально расстоянию между частицами. Эффект дисперсионного упрочнения, в свою очередь, будет зависеть и от объемной доли и размеров частиц. Параметр решетки карбидов и нитридов также оказывает прямое влияние на возможное упрочнение путем дисперсионного твердения. Очень эффективны для дисперсионного твердения частицы размером примерно от 1 до 2 нм. Такие дисперсные выделения когерентны с матрицей и формируются обычно в процессе или после завершения γ-α-превращения в феррите. С повышением температуры формирования частиц и понижением скорости охлаждения они имеют тенденцию к росту и становятся некогерентными с матрицей. Механизм упрочнения при этом изменяется от перерезания частиц дислокациями до образования дислокационных петель вокруг частиц. Такие «перестаренные» частицы менее эффективны для повышения прочности вследствие как своей некогерентной природы, так и значительного размера. Частицы, формирующиеся в процессе горячей деформации или термической обработки в аустенитной области, также довольно крупного размера и составляют примерно 20 нм. Следовательно, они имеют ограниченный эффект упрочнения по меха19

низму дисперсионного твердения, и их основная роль – измельчение микроструктуры. Само по себе дисперсионное упрочнение сопровождается снижением сопротивления хрупкому разрушению, поэтому важно совместить его с измельчением зерна. 2.5. Микролегирование Классическим примером микролегирования является алюминий, добавки которого широко применяются с 1940-х годов для раскисления стали и измельчения зерна за счет образования нитридной фазы. С 1960-х годов нашли широкое применение для микролегирования элементы, расположенные в периодах от 4 по 6 и группах с IVa по VIa Периодической таблицы элементов Д.И. Менделеева. Чтобы процессы структурообразования в стали протекали нормально, химический элемент, используемый в качестве микролегирующего, должен обладать следующими свойствами, особенностями и характеристиками:  потенциалом свободной энергии, необходимый для формирования частиц вторичной фазы в стали (нитридов и карбидов);  кристаллическая решетка образуемых нитридов и карбидов должна как можно лучше сопрягаться с кристаллической решеткой железа;  возможность перевода химического элемента в твердый раствор гамма-железа;  доступность и экономическая целесообразность для использования в промышленных масштабах. По сродству к углероду и устойчивости карбидов металлы рассматриваемых групп и периодов можно расположить по убыванию в следующем порядке: Cr, Mo, W, V, Nb, Ta, Ti, Zr, Hf. 20

Следует отметить, что склонность элементов к образованию нитридов выше, чем способность формировать карбиды. В то же время, карбиды элементов группы VIa имеют гексогональную кристаллическую решетку, которая, в сравнении с гранецентрированной кубической решеткой карбидов элементов групп Iva и Va, хуже сопрягается с кубической матрицей стали. Растворимость элемента в аустените связана с разностью размеров его атома и атома железа (табл. 2). Из рассматриваемых элементов цирконий и гафний вследствие большой разницы атомных радиусов с железом практически нерастворимы в нем и, следовательно, не могут быть использованы в качестве микролегирующих элементов. Таблица 2 Атомные радиусы переходных металлов Элемент

Атомный радиус, нм

Ti V Cr Zr Nb Mo Hf Ta W

0,147 0,136 0,128 0,160 0,148 0,140 0,168 0,148 0,141

Разница с атомом Fe, % + 14,8 + 6,2 ~0 + 25,0 + 15,6 + 9,4 + 31,3 + 15,6 + 10,2

Кроме того, малая распространенность и высокая стоимость препятствуют промышленному применению тантала. Таким образом, практическое применение в качестве карбонитридообразующих элементов в стали могут иметь только титан, ванадий и ниобий. Необходимость присутствия микролегирующего элемента в 21

виде частиц второй фазы или в твердом растворе аустенита для влияния на процессы структурообразования делает кинетику образования твердого раствора с кристаллической решеткой железа и образования вторых фаз (соединений с углеродом и азотом) определяющими характер, степень и механизм влияния конкретного микролегирующего элемента на свойства стали. В свою очередь, равновесие в системе «металл – неметалл», растворение и образование фаз описывается произведением растворимости. Свободные энергии формирования нитридов и карбидов титана, ванадия и ниобия приведены на рисунке 3.

Рис. 3. Свободные энергии образования карбидов и нитридов титана, ванадия и ниобия в аустените (1 кал = 4,2 Дж)

Главные особенности этих соединений (рис. 3) 1) Так как нитрид титана формируется при довольно высоких температурах, он практически не может быть растворен в аустените при нагреве. Эффект таких стабильных частиц заключается в контроле размера зерна при высоких температурах. 2) Нитрид и карбид ванадия полностью растворяются в аустените и поэтому не оказывают практически никакого влияния на размер зерна аустенита при высокотемпературном нагреве. Эти фазы выделяются только в процессе или после-превращения. Частицы, сформировавшиеся при такой низкой температуре, имеют очень малые размеры. 22

3) Произведения растворимости карбида титана, нитрида и карбида ниобия занимают промежуточное положение, что свидетельствует о возможности указанных соединений растворяться в верхней части аустенитной области и выделяться при низких температурах. На рисунке 4 приведены изотермы растворимости NbC, TiC и VN в аустените для различных температур. Температура 900 °С соответствует нормализации или иной термической обработке стали, а изотерма при 1200 °С представляет состояние, типичное для нагрева под горячую деформацию. В типичной стали с содержанием углерода 0,15 %, подвергаемой нормализации при 900 °С, практически весь ниобий находится в виде частиц фазы NbC. Это же справедливо и для TiC, который имеет только немного бóльшую растворимость в аустените, по сравнению с NbC. Изотермы при 1200 °С подтверждают, что в стали с содержанием углерода около 0,08 % (что типично для сталей, подвергаемых термомеханической обработке) может раствориться до 0,08 % Nb или 0,11 % Ti.

Рис. 4. Изотермы растворимости NbC, TiC и VN в аустените 23

Как указывалось ранее, титан является элементом, имеющим сильную тенденцию к формированию оксидов и сульфидов, а не только нитридов и карбидов, как ванадий или ниобий (рис. 5). Оксид формируется уже в жидком состоянии. Даже нитрид титана (имея в виду типичное для стали содержание азота) будет образовываться до или в процессе кристаллизации. Такие частицы, сформированные в жидком состоянии, могут быть удалены в шлак, либо их размер достаточно велик вследствие высокой температуры образования, поэтому их влияние на измельчение структуры слабое и они могут рассматриваться как включения, оказывающие неблагоприятное влияние на свойства стали.

Рис. 5. Произведение растворимости соединений титана

Однако определенное положительное влияние на свойства стали наблюдается при формировании таких частиц, как ТiО и TiN, за счет уменьшения количества кислорода и азота в твердом растворе, которые отрицательно влияют на вязкость стали. Пониженное содержание азота, кислорода или титана, а также более 24

низкая температура образования ТiO и TiN приводят к формированию более мелких частиц. Мелкодисперсные и стабильные частицы подходят для контроля размера аустенитных зерен, и этот эффект используется при нагреве под горячую прокатку и для измельчения крупнозернистой зоны термического влияния при сварке. После кристаллизации титан реагирует с серой с образованием сульфидов и карбосульфидов. Так как карбосульфид титана имеет более высокую твердость, чем сульфид марганца при температурах горячей деформации, это успешно использовалось для контроля формы сульфидов, когда стандартное содержание серы в сталях было высоким. Кроме того, в нижней температурной области существования аустенита или после эвтектоидного превращения возможно формирование карбида титана. Таким образом, с точки зрения влияния на рост зерна аустенита при нагреве, добавки ванадия и алюминия в сталь задерживают аномальный рост зерна до температур 1000 – 1100 °С, добавки ниобия – до 1150 °С, титан образует очень стойкий нитрид TiN, тормозящий рост зерна до 1200 °С и выше (рис. 6).

Рис. 6. Характер роста аустенитного зерна в сталях, содержащих различные микродобавки 25

Стали, микролегированные одновременно ниобием и титаном, имеют еще более мелкое зерно аустенита (рис. 7), поскольку ниобий дополнительно сдерживает рост зерна за счет твердорастворного торможения. С этой точки зрения, эффективным оказывается применение комплексного микролегироания ниобием и малыми добавками титана.

Рис. 7. Влияние температуры нагрева в сталях, микролегированных одновременно Ti и Nb (CMn-cталь с содержанием азота менее 0,006 %): а)  влияние на размер частиц; б)  влияние на размер аустенитного зерна 1  сталь с малой добавкой титана (Ti/N = 3,24); 2  сталь с добавкой 0,02 % Nb и Ti (Ti/N = 3,33); 3  сталь с повышенным содержанием титана Ti/N = 4,55

Наиболее эффективным способом замедления рекристаллизации аустенита при температурах горячей деформации является микролегирование ниобием. Данные, приведенные на рисунке 8, свидетельствуют о том, что сталь с 0,03 % Nb после деформации с обжатием, обычно применяемым на толстолистовом прокатном стане, не рекристаллизуется после деформации при температуре ниже 950 °С. Эффективность ниобия, находящегося в твердом растворе в начале процесса деформации, объясняется следующим. Размер 26

Рис. 8. Торможение рекристаллизации аустенита различными микролегирующими добавкам

атома ниобия на 15,6 % больше атома альфа-железа; это почти максимальная разница, при которой возможно образование твердого раствора. Поэтому все диффузионные процессы, включая рекристаллизацию или фазовые превращения, существенно замедляются в присутствии атомов ниобия, находящихся в твердом растворе. Также после нагрева под прокатку часть ниобия остается нерастворенной и способствует торможению роста зерна аустенита за счет присутствия частиц на границе. Увеличение содержания ниобия в низколегированной стали от 0 до 0,18 %, прокатанной с температурой окончания прокатки 920 °С, приводит к измельчению зерна феррита от 21 до 9,5 мкм, что обусловлено увеличением суммарной степени деформации в температурной области нерекристаллизуюшегося аустенита и увеличением количества мест зарождения ферритной фазы Процесс рекристаллизации аустенита существенно тормозится и при микролегировании стали титаном (рис. 9), но при этом температура прокатки должна бьть ниже, а содержание титана существенно выше, чем ниобия. 27

Рис. 9. Влияние температуры нагрева и содержания ниобия на кинетику выделения феррита

Наиболее экстремальный характер влияния на фазовые превращения, в зависимости от своего состояния после различных температур нагрева, показывает ниобий: при повышенных температурах нагрева – увеличение устойчивости аустенита (ниобий в твердом растворе), при пониженных температурах – уменьшение устойчивости аустенита и наличие нерастворенных частиц NbCN. Также оказывает влияние на характеристики превращения и содержание ниобия: до определенного уровня (при данной температуре натрева) – замедление, далее – превышение растворимости и ускорение. На рисунке 9 при промежуточной температуре нагрева 1100 °С одновременно демонстрируется роль растворенного ниобия до 0,03 % (торможение превращения), по сравнению с влиянием частиц при большем содержании ниобия (ускорение превращения). Ниобий в условиях термомеханической прокатки замедляет 28

фазовые превращения в высокопрочных низколегированных сталях, способствуя образованию низкоуглеродистого бейнита, что упрочняет сталь. При этом наблюдается усиление эффекта дисперсионного упрочнения. Кинетика выделения карбонитридной фазы в изотермических условиях после горячей пластической деформации показывает, что область минимальной устойчивости для фаз Nb(C,N) располагается при 900 °С, фаз TiNb (C,N) – при 1100 °С. Движущая сила выделения фазы при данной температуре обусловлена пересыщением твердого раствора. Сравнение пересыщения для различных систем микролегирования, в зависимости от температуры, позволяет сделать следующие выводы: – система Ti–N создает большое пересыщение при температурах выше тех, которые применяются для горячей прокатки; – в системах V–С и V–N значительное пересыщение наблюдается в нижней части температурной области деформации; – только система Nb–C создает пересыщение твердого раствора в требуемом температурном интервале. Отсюда следует, что титан эффективен для контроля структурообразования при высоких температурах (нагрев), ванадий может быть сохранен в твердом γ-растворе для дисперсионного твердения в феррите, ниобий эффективен в промежуточной области (контроль процессов структурообразования при термомеханической обработке). Как уже говорилось, упрочнение зависит от количества частиц и их размера. Наиболее эффективны для дисгрсионного твердения частицы размером примерно от 1 до 2 нм. Крупные частицы, образующиеся в процессе деформации в аустенитной области, некогерентны с матрицей и мало влияют на дисперсионное твердение. 29

2

Рис. 10. Повышение предела текучести при микролегировании стали различными элементами (нагрев до 1300 °С, изотермическая выдержка при 600 °С на максимальное дисперсионное твердение)

На рисунке 10 обобщены данные по эффекту упрочнения феррита при микролегировании титаном, ниобием и ванадием, справедливые для широкого интервала содержания углерода. В связи с большой разницей параметров решетки между когерентными частицами и α-железом вокруг выделений карбонитридов возникают сильные поля напряжений. Исходя из этого, эффективность микролегирующих элементов должна быть связана с параметрами решетки их карбонитридов. В результате один и тот же эффект упрочнения достигается при использовании вдвое меньшего количества ниобия, чем ванадия. Но благоприятное влияние ниобия oграничивается его тенденцией образовывать Проведенные расчеты для низколегированных сталей после термомеханической прокатки показали, что эффект дисперсионного упрочнения ниобием составляет – 17,3 Н/мм2 на 0,01 % элемента. Ванадий обеспечивает эффективное дисперсионное упрочнение стали, однако в этом случае измельчение зерна практически не наблюдается, результирующее сочетание прочности и вязкости значительно хуже, чем при микролегировании ниобием. 30

Титан также может быть использован для упрочнения по этому механизму при образовании частиц фазы TiC, однако, как это уже отмечалось, необходимо вводить слишком большое его количество, поскольку этот элемент также реагирует с кислородом, азотом и серой. Таким образом, титан, ванадий и ниобий очень эффективны как микродобавки в стали, которые оказывают влияние на микроструктуру в результате твердорастворного эффекта, а также вследствие формирования нитридов и карбидов. Хотя растворимость и физические характеристики этих элементов и их соединений имеют существенные отличия, каждый из них имеет свои достоинства. Титан формирует нитриды, которые стабильны при высоких температурах в аустенитной области и позволяют контролировать размер зерна аустенита при температуре нагрева перед горячей деформацией, а также при сварке, особенно в зоне термического влияния, примыкающей к границе сплавления. Связывание свободного азота оказывает положительное влияние на вязкость стали и делает ниобий более эффективным. Кроме того, его способность контролировать форму сульфидов может использоваться при производстве стали с повышенным содержанием серы. Ванадий практически не формирует выделений в аустените и образует очень много частиц в процессе или после эвтектоидного превращения, которые обеспечивают дисперсионное твердение. Даже учитывая, что удельная эффективность соединений ванадия относительно невысока, большая объемная доля выделений компенсирует это, особенно в стали с повышенным содержанием углерода. Ниобий является эффективным микролегирующим элементом для измельчения зерна аустенита и феррита в процессе нагрева 31

под прокатку или термическую обработку. Кроме того, он имеет максимальный эффект торможения рекристаллизации аустенита при термомеханической прокатке, которая приводит к такому измельчению зерна, которое не может быть достигнуто никаким процессом термической обработки. Другие полезные эффекты ниобия  снижение температуры эвтектоидного превращения за счет твердорастворного эффекта и дисперсионное упрочнение. Применение ниобия позволяет повысить одновременно прочность (увеличение содержания ниобия приводит к упрочнению стали до его содержания, соответствующего пределу растворимости при данной температуре нагрева и содержании углерода) и вязкость низколегированных сталей. Уже малые его добавки оказывают сильное влияние. Так, одинаковый уровень упрочнения (150 Н/мм2) достигается при микролегировании стали 0,03 % Nb; 0,10 % Ti и 0,09 % V. Однако это упрочнение достигается за счет различного соотношения двух основных реализуемых структурных механизмов  измельчения зерна и дисперсионного твердения. При микролегировании ванадием основной вклад в упрочнение вносят дисперсные частицы, а зерно феррита измельчается мало. При микролегировании титаном эффект измельчения зерна несколько выше и только при микролегировании ниобием основной вклад в упрочнение стали вносит зернограничный механизм. Микролегирование стали ниобием сопровождается существенным снижением переходной температуры (на 35 °С при введении 0,03% Nb), в то время как воздействие титана при достижении того же уровня упрочнения этот эффект существенно слабее (< 20 °С), а при микролегировании ванадием наблюдается даже повышение переходной температуры (на ~ 10 °С). Замена перлита на низкоуглеродистый дисперсный бейнит 32

(чему способствует микролегирование ниобием) улучшает соотношение прочности и сопротивления разрушению материала. Изложенное объясняет широкое применение ниобия в современных микролегированных сталях вследствие его уникального воздействия на процессы структурообразования при термомеханической и термической обработке. В ряде случаев оптимальным решением является применение комплексного микролегирования (Nb–Ti, Nb–V, Nb–V–Ti) для повышения эффективности ниобия и использования специфических возможностей других элементов.

33

3. ЭТАПЫ РАЗВИТИЯ СТАЛЕЙ ДЛЯ ГАЗО- И НЕФТЕПРОВОДОВ На каждом этапе совершенствования технологии транспорта нефти н газа, конструктивных проектных решений и методов строительства трубопроводов выдвигались все более высокие требования к трубным сталям и трубам. Увеличение диаметра и давления, особенно в газопроводах, толщины стенки и усовершенствование сварочных технологий вызвали изменения не только в требованиях к механическим показателям, химическому составу сталей, но и в технологии изготовления штрипса, листового металла, процессов формовки труб и сварки, а также физических средств контроля качества продукции. В начале 50-х годов в СССР для изготовления труб магистральных газопроводов применяли горячекатаные стали, прочностные свойства которых обеспечивались за счет повышенного содержания углерода и марганца или хрома. Стали соответствовали зарубежным стандартам категорий Х42–Х46 и обладали невысокой ударной вязкостью. Для экспандированных труб диаметром до 1020 мм применяли сталь марки 19Г, для горячеправленых труб – сталь 14ХГС. Указанные стали (особенно 19Г) имели повышенную склонность к хрупкому разрушению, известны случаи протяженных разрушений газопроводов. В середине 60-х годов для газонефтепроводных труб диаметром до 1220 мм на давление 5,5 МПа были созданы низколегированные SiMn-стали на основе твердорастворного упрочнения (горячекатаные и нормализованные) с уровнем временного сопротивления не более 510 Н/мм2 (17ГС, 17Г1С), которые позже были усовершенствованы (нормализованная сталь марки 17Г1С-У с содержанием серы не более 0,020 %). Повышение прочностных 34

свойств (до категории Х52) обеспечивалось за счет увеличения содержания марганца, некоторое снижение содержания углерода улучшило ударную вязкость. Температура эксплуатации труб из таких сталей была не ниже 0 – 5 °С. Выплавку Si–Mn-сталей проводили в мартеновских печах, сталь разливали в слитки, горячую прокатку заканчивали при температуре 950 – 1050 °С. Накопленный опыт производства и применения низколегированных Si–Mn-сталей для газопроводных труб показал, что дальнейшее повышение их прочности за счет увеличения содержания углерода и элементов, входящих в твердый альфа-раствор, не представляется возможным. С экономической точки зрения, углерод является самым подходящим химическим элементом, повышающим прочность конструкционных сталей. При увеличении объемной доли перлита в 2 раза (с 15 до 30 %) достигается увеличение предела текучести на 50 Н/мм2 и предела прочносги на 100 Н/мм2. Однако, как показано на рисунке 11, повышение содержания углерода приводит к существенному снижению характеристик сопротивления разрушению, пластичности, вязкости и свариваемости. Повышение прочности за счет увеличения содержания углерода было заменено другими, менее вредными с точки зрения охрупчивания, способами упрочнения, такими как твердорастворное, дислокационное или дисперсионное. Поэтому улучшение качества сталей осуществлялось путем дисперсионного упрочнения и измельчения зерна феррита за счет микролегирования ванадием в сочетании с повышенным содержанием азота (до 0,025 %). Низколегированные стали третьего поколения (с конца 60-х годов) с карбонитридным упрочнением (нормализованные стали 14Г2САФ, 16Г2САФ, 17Г2АФ, 14Г2АФ-У) 35

имели временное сопротивление 550590 Н/мм2 (соответствовали категориям Х56Х60 по API). Указанные стали по комплексу свойств (прочность, ударная вязкость, пластичность, свариваемость) существенно превосходили Si - Мп-стали. Высокие вязкие свойства таких сталей достигались также в результате снижения содержания серы (до 0,008 % у стали марки 14Г2АФ-У) и контролем формы сульфидных включений.

Рис. 11. Влияние содержания углерода на серийные кривые ударной вязкости ферритно-перлитных сталей

Наряду с традиционными технологиями, при производстве сталей третьего поколения началось использование выплавки в кислородных конвертерах с непрерывной разливкой; для отдельных марок использовали обработку в ковше жидкими синтетическими шлаками. Однако, с точки зрения предотвращения возможности лавинных разрушений, нормализованные стали не отвечали предъявляемым требованиям вследствие невысоких характеристик сопротивления хрупкому разрушению (например, по доле вязкой составляющей в изломе образцов DWTT). 36

Параллельно с целью повышения сопротивления хрупкому разрушению и улучшения свариваемости металла для труб с временным сопротивлением 510540 Н/мм2 была создана группа экономнолегированных сталей 13ГС, 13Г1С-У, подвергаемых термомеханической прокатке, которые характеризовались пониженным содержанием углерода, повышенной чистотой по сере (до 0,007 %) и микролегирующей добавкой титана. С увеличением рабочего давления и диаметра трубы транспортируемые объемы в газовых трубопроводах увеличились, и это получило свое выражение в явных экономических преимуществах. Повышенное давление требует увеличения толщины стенок трубы и/или прочности трубной стали. Увеличение прочности стали позволит значительно снизить толщину стенок труб при постоянном рабочем давлении. Как видно на рисунка 12, если предел текучести стали будет увеличен в два раза, то масса трубы также уменьшается вдвое (потребуется в два раза меньше металла). Экономические преимущества заключаются не только в сни-

Рис. 12. Соотношение массы труб и их диаметра при постоянном давлении в зависимости от предела текучести 37

жении количества используемой стали, но также в последующем снижении стоимости сварки и транспортировки от листопрокатных станов к трубосварочным, а затем к месту сооружения трубопровода. Снижение массы на 1 м трубы часто делает сооружение трубопровода на дальние расстояния более экономичным и практически осуществимым. Кроме заданного уровня прочности стали требуется получить необходимый уровень сопротивления разрушению, поэтому следует использовать те механизмы упрочнения, которые вызывают минимальное охрупчивание. Увеличение давления в современных трубопроводах может также явиться причиной опасности возникновения протяженных вязких разрушений в результате накопленной высокой энергии сжатого газа. Многообразные полномасштабные испытания показали, что такие вязкие трещины могут быть остановлены, если трубная сталь имеет энергию удара по Шарпи больше установленного минимального уровня. На рисунке 13 обобщены резуль-

Рис. 13. Необходимая работа удара для остановки вязкого разрушения: приведена полоса разброса результатов, полученных по различным формулам для труб диаметром 1420 мм с толщиной стенки 20 мм 38

таты многочисленных исследований, которые показывают, что повышение кольцевых растягивающих напряжений в трубе требует экспоненциально более высокой энергии удара. Создание более совершенных сталей повышенной прочности потребовало изыскания иных механизмов упрочнения. Наиболее эффективным способом улучшения как прочности, так и вязкости конструкционных сталей является измельчение зерна. Важные достижения в разработке трубных сталей произошли в середине 1970-х годов вместе с успешным внедрением термомеханической прокатки, заменившей нормализацию. Термомеханическая прокатка улучшает качество сталей путем объединения пластической деформации и управления процессами формирования микроструктуры. Трубные стали четвертого поколения – малоперлитные с добавками карбонитридообразующих элементов, подвергаемые термомеханической прокатке  были построены на базе зернограничного, субструктурного и дисперсионного упрочнения (временное сопротивление до 550–590 Н/мм2), например, 09Г2ФБ, 10Г2ФБ и др., температура эксплуатации труб из этих сталей  15 ... 20 °С. В связи с уникальным влиянием ниобия на процессы структурообразования при горячей деформации (рекристаллизация, рост зерна, дисперсионное твердение) его используют для легирования практически всех сталей четвертого поколения. Дальнейшее развитие сталей происходило в направлении создания низколегированных сталей, например 03Г2БТР, 08Г2МФБ, 08Г2ФБТ и др., с иными типами структур (игольчатого феррита, ферритно-бейнитной), подвергаемых термомеханической прокатке с временным сопротивлением до 640 Н/мм2. Основные концепции создания этих сталей кратко таковы: снижение содержания углерода и вредных примесей, измельче39

ние зерна путем термомеханической обработки, микролегирование. Полученные таким путем высокопрочные стали для трубопроводов применялись начиная с 1980-х гг. Повышенная прочность и улучшенная ударная вязкости этих сталей, по сравнению со сталями категории прочности Х60 были получены в результате дальнейшей оптимизации термомеханической прокатки и снижения соотношения С/Mn. За последнее десятилетие благодаря усовершенствованной сталеплавильной технологии, обеспечивающей узкие пределы по химическому составу жидкой стали, и компьютерному контролю всех стадий технологического процесса в целом, разброс отклонений в значениях механических свойств был резко снижен и сдвинут в сторону высоких средних значений прочности и вязкости. Это обеспечило дальнейшее снижение содержания углерода ниже 0,09 %, что позволило исключить перитектическую реакцию в процессе кристаллизации сляба и, таким образом, привело к снижению сегрегаций и улучшению свариваемости стали. Из сравнения трех типов трубной стали, производимой в различное время, следует: – нормализованная сталь имела полосчатую ферритно-перлитную структуру с достаточно крупным зерном (ASTM 7-8); – сталь, подвергнутая термомеханической прокатке, имела более равномерную и мелко-зернистую структуру (ASTM 10-11); – сталь категории Х80 после термомеханической прокатки с последующим ускоренным охлаждением (ТМСР) имела наиболее дисперсную и равномерную структуру (ASTM 11-12). В 7080-х годах состав наиболее широко применяемой стали для газопроводных труб категории прочности Х70 стабилизировался. Сталь этого типа базировалась на комплексном микроле40

гировании Nb+V, где ниобий обеспечивает формирование благоприятной структуры при термомеханической прокатке, а ванадий  требуемое упрочнение дисперсными частицами. После этого постоянно предпринимались попытки изменения состава микролегирования с целью снижения стоимости, главным образом, за счет сокращения содержания ванадия, цена на который иногда была крайне высока. Одна из таких попыток заключалась в использовании вместо ванадия более дешевого титана. Добавка 0,05 % Ti в сталь, микролегированную ниобием при (низком содержании азота), обеспечивает требуемый уровень свойств стали категории Х70 (рис. 14). Более высокое содержание титана (~ 0,07 %) позволяет даже совсем отказаться от добавки ниобия. Это объясняется тем, что (как это отмечалось ранее) титан после ниобия занимает второе место по степени торможения рекристаллизации аустенита.

Рис. 14. Влияние содержания титана на свойства листа толщиной 19 мм после термомеханической прокатки 41

Однако требуемый эффект достигается только при больших содержаниях микролегирующего элемента и более низкой температуре деформации. Подобные стали производились японскими компаниями в 80-х годах, однако европейские производители листового проката для труб не поддержали этот подход, первоначально показавшийся весьма эффективным. Основная причина в том, что зона термического влияния при сварке труб показала недостаточную вязкость для применения в арктических условиях. На рисунке 15 видно отрицательное влияние титана при его содержании, превышающем стехиометрическое соотношение с азотом (именно при превышении этого соотношения возможно упрочнение стали частицами карбида титана), на вязкость смоделированной зоны термического влияния.

Рис. 15. Влияние содержания титана на вязкость зоны термического влияния при сварке

По указанной причине были изучены другие возможности замены ванадия или его исключения из стали категории Х70, причем две из них использовались западноевропейскими производителями листов и труб, поставлявшими свою продукцию в нашу страну в конце 80-х – начале 90-х годов. Этот подход предпола42

гал использование сталей, микролегированных только ниобием, а требуемый комплекс свойств достигался оптимизацией технологии контролируемой прокатки: либо путем применения двухстадийной прокатки при пониженных температурах в γ + α-области, либо применением регламентированного ускоренного охлаждения после термомеханической прокатки (рис. 16). Обе технологические схемы обеспечивали требуемый комплекс свойств, однако наблюдалась пониженная вязкость при относительно высоких температурах испытания вследствие образования «расщеплений» в изломе образцов при высоком сопротивлении хрупкому разрушению. Высокопрочные конструкционные стали с мелкозернистой структурой можно применять в жестких условиях эксплуатации. Указанное измельчение зерна получено управлением в течение всего процесса прокатки следующими параметрами: временем, температурой и степенью деформации, а также условиями

Рис. 16. Механические свойства листов толщиной 20 мм из стали, микролегированной только ниобием в зависимости от режима термо механической прокатки 43

охлаждения. Наиболее эффективным способом измельчения зерна при приемлемой стоимости является термомеханический контролируемый процесс, который объединяет термомеханическую прокатку, т.е. деформацию без рекристаллизации аустенита и ускоренное охлаждение. Свойства, полученные этим способом, не могут быть достигнуты применением только термической обработки.

44

4. ПРОИЗВОДСТВО СОВРЕМЕННЫХ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ Основным направлением развития черной металлургии в условиях рыночной экономики является повышение качества выпускаемой продукции и снижение ее себестоимости. Что, в свою очередь, предопределило появление таких энергосберегающих технологий, как непрерывная разливка стали, термомеханическая обработка. Появление ковшевой металлургии по получению стали, обладающей чистотой по вредным примесям (сера, фосфор, азот, водород, кислород и др.) с узкими пределами содержания легирующих элементов, открыли новые возможности получения металлопродукции высокого качества. Во многом благодаря использованию микролегирующих элементов стало возможным применение термомеханических процессов взамен традиционной термической обработки (закалки с отпуском, нормализации). Результатом применения данной технологии стало уникальное сочетание повышенной прочности и вязкости и существенное повышение хладостойкости. Современные стали это комплексные системы, в которых химический состав и потребительские свойства взаимосвязаны с технологическими процессами производства. С одной стороны, должен быть получен материал с заданными характеристиками, а с другой, технологическая цепочка должна сводить к минимуму общие затраты на создание надежной конструкции. Объем производства жидкой стали в последние 25 лет практически постоянен и составляет 720 и 738 млн. т в год. Однако за этот период объем потребления стали в мире вырос почти на 45

60 млн. т. Это стало возможным благодаря увеличению доли непрерывно разлитой стали с 22 % до 73 %. На улучшение экономических показателей оказала влияние замена мартеновского способа выплавки стали кислородно-конвертерным и электросталеплавильным процессом. Таким образом, рост эффективности сталеплавильного производства позволил удовлетворить возросшую потребность стали в мире без увеличения объема произведенной жидкой стали. За последнее время совершенствовались не только экономические аспекты сталеплавильного производства, но также постоянно ужесточались требования, предъявляемые к качеству металлопродукции. Эти требования включают более высокую прочность для снижения массы конструкций, повышенную вязкость в целях обеспечения безопасного применения продукции при температурах ниже нуля, улучшенную холодную штампуемость и повышенное качество поверхности металла, особенно для автомобильной промышленности, улучшенную свариваемость, позволяющую применять более экономичные режимы сварки с высокими тепловложениями. Кроме того, потребители стали предъявляют требования к обеспечению стабильности свойств от плавки к плавке, поскольку последующие процессы обработки металлической заготовки осуществляются, главным образом, автоматизированно. Для удовлетворения указанных требований были необходимы коренные изменения как в технологии выплавки стали, так и в прокатном производстве. Часто используемый термин «чистая сталь» первоначально относился только к металлопродукции с низким содержанием оксидных и сульфидных включений. Этот термин также относится к пониженному содержанию фосфора, водорода, азота и иногда 46

даже углерода. При использовании современных технологий действительно возможно производство чистой стали, имеющей максимальное суммарное содержание в 0,060 % всех перечисленных выше элементов. 4.1. Десульфация и управление формой сульфидных включений Современные сталеплавильные процессы позволяют серийно выплавлять низкосернистые стали. Для того чтобы удалить серу из жидкого металла, необходимо использовать сульфидообразующее вещество, например, соединение кальция. Реакция образования сульфида происходит в восстановительной атмосфере, однако самым экономичным является процесс десульфурации непосредственно чугуна. Наиболее широко используемым веществом является карбид кальция, учитывая его приемлемую цену. Но наилучший коэффициент десульфурации достигается при использовании веществ, содержащих магний, и, как оказалось, наиболее экономичный процесс  совместное использование при вдувании обоих элементов. В современной практике чугун, заливаемый в конвертер, обычно содержит ниже 0,010 % S. За счет высокого окислительного потенциала любой эффект от десульфурации во время кислородно-конвертерного процесса оказывается сравнительно невысоким. Иногда даже при очень низком начальном содержании серы в чугуне содержание ее в плавке может увеличиваться за счет поступления серы из скрапа. Обычно содержание серы после выпуска плавки составляет около 0,010 %, дальнейшее снижение происходит при обработке стали в ковше. 47

Десульфурации металла способствуют:  низкий окислительный потенциал, получаемый при выпуске металла с отсечением шлака;  защита расплава инертным газом от вторичного окисления и наведение на поверхности металла защитного слоя шлака предпочтительно с восстановителем, например, алюминием;  ковш с основной футеровкой;  высокая турбулентность в ковше, обеспечивающая быстрое растворение десульфуратора и создание развитой реакционной поверхности;  достаточно высокая температура, ускоряющая реакцию десульфурации. Веществами, обычно применяемыми для десульфурации стали, являются кальцийсодержащие соединения типа SiCa или синтетические шлаки с низкой точкой плавления системы CaO-AlOCaF, содержащие алюминий. На рисунке 18 представлен один из технологических процессов, при котором достигается содержание серы ниже 0,01 %, необходимое для повышения стойкости стали против водородного охрупчивания. Эти стали также требуют управления формообразованием сульфидов (модифицирование), который осуществляется путем подачи в расплавленный металл полой проволоки, заполненной SiCa. 4.2. Дефосфация Условия дефосфорации, если не считать необходимость в сильном основном оксиде, например СаО, сильно отличаются от условий десульфурации, поскольку благоприятными условиями являются высокий окислительный потенциал и довольно низкая температура реакции. Следовательно, и обработка чугуна, и внепечная обработка, понижающие содержание фосфора, с точки 48

зрения стоимости, не являются первоочередными. Имеются другие способы снижения содержания фосфора: либо в чугуне по двухстадийному процессу, либо с использованием СаО-FеО-содержащего шлака, добавляемого во время низкотемпературного выпуска плавки, за которыми должны следовать такие операции, как удаление шлака перед раскислением и подогрев стали в ковше. Обычно для достижения пониженного содержания фосфора используют преимущества комбинированной продувки. Этот процесс включает оптимизацию положения фурмы при продувки ванны кислородом сверху и вдувание инертного газа через днище конвертера, при этом металлическая ванна и шлак достигают состояния, близкого к равновесному. Таким образом, в зависимости от основности шлака и его количества, может быть получено низкое содержание фосфора. Следует отметить, что интенсивное перемешивание ванны при вдувании инертного газа через днище также влияет на повышение выхода годного и снижение [С] [О] по сравнению с традиционной верхней продувкой. Как показано на рисунке 17, для сохранения полученного в конвертере низкого уровня содержания фосфора необходимы выпуск металла без шлака во избежание рефосфорации и применение лигатур с достаточно низким содержанием фосфора. Для предотвращения попадания шлака в ковш имеются две различные системы  либо подвижный стопор из огнеупорных материалов, либо электромагнитная система отделения шлака, приводящая в действие пневматический стопор. Описанная стандартизованная технология слива металла без шлака, использование активного шлака и продувка ковша инертным газом также приводят к улучшению чистоты стали в отношении оксидных включений. 49

Кроме того, эта технология увеличивает степень усвоения легирующих элементов, если их добавляют после раскисления, гомогенизирует расплав и обеспечивает возможность точного попадания в химический состав на более поздней стадии внепечной обработки.

Рис. 17. Дефосфорация стали путем комбинированной продувки: Л  до выпуска плавки; В  после выпуска плавки и легирования; С  после обработки в ковше; D  в процессе непрерывной разливки

Внепечная обработка должна обеспечить строгое регулирование химического состава и температуры разливки от плавки к плавке и регулирование температуры разливки. В случае необходимости понижение температуры осуществляют добавкой хорошо отсортированного скрапа до достижения оптимальной температуры, несколько превышающей точку ликвидуса. Увеличение продолжительности внепечной обработки из-за большой потери тепла может привести к снижению температуры расплава ниже необходимой для нормальной разливки. Поэтому оборудование для внепечной обработки должно предусматривать 50

подогрев жидкой стали. Такой подогрев может осуществляться или за счет электроэнергии (электродуговой подогрев), или химическим способом (алюмотермический подогрев) путем  присадки алюминия и подачи кислорода в жидкий расплав. 4.3. Вакуумирование При низком атмосферном давлении все химические реакции с образованием газообразных продуктов ускоряются. Такая вакуумная обработка может быть скомбинирована с другими вариантами вторичной обработки в камере дегазатора. Кроме того, низкое давление вызывает значительное снижение содержания водорода и азота. Помимо низкого давления на процесс дегазации также оказывает влияние количество перемешивающего газа в вакуумной камере. На рисунке 18 показано, что конечное содержание водорода ниже 0,001 % получено почти независимо от уровня содержания

Рис. 18. Снижение содержания азота и водорода в процессе дегазации в вакуумной камере 51

водорода до вакуумирования. Но для азота ситуация другая, так как кроме начального содержания азота на конечный результат влияют элементы с высокой активностью к азоту, такие как титан или алюминий. При массовом производстве стали обычно используют конвертеры очень больших емкостей  в несколько сотен тонн жидкой стали. При таком крупном тоннаже более экономичным является непрерывное порционное вакуумирование стали. В этом отношении одним из наиболее популярных является RH-процесс, который в последнее время использовался в многофункциональном агрегате. Кроме успешного снижения содержания водорода и азота, этот процесс может способствовать снижению содержания углерода в стали. В качестве исходного материала для производства таких сверхнизкоуглеродистых сталей используют плавки, произведенные по технологии с комбинированной продувкой, содержащие около 0,03 % С, и в соответствии с диаграммой равновесия около 0,06 % кислорода. При пониженном давлении в результате реакции образования СО снижается содержание углерода. Известно, что при использовании полной мощности вакуумного насоса получен уровень содержания углерода 0,012 % в установке RH уже через 12 мин. Соответствующее содержание кислорода составляет около 0,2 %. Этот кислород связывается алюминием и является достаточно низким, чтобы гарантировать высокую чистоту. Для того чтобы сохранить низкое содержание углерода, предотвратив рост его содержания в процессе дальнейшей обработки, например, из литейного порошка, следует правильно подобрать расходуемые материалы. Это не единственный путь снижения содержания углерода. 52

Ряд компаний используют вдувание кислорода в RH-дегазатор, что сокращает время реакции компонентов и обеспечивает эффективную обработку стали с начальным повышенным содержанием углерода, сокращая таким образом потери тепла во время вакуумирования. 4.4. Непрерывная разливка стали Во избежание засорения разливочного стакана твердыми частицами глинозема, который является самым важным продуктом раскисления, стали с низким содержанием серы часто обрабатывают кальцием, который ускоряет образование включений CaO – АlO, остающихся в жидком состоянии при температуре разливки стали. Следующим важным шагом при внепечной обработке является дальнейшее уменьшение числа оксидных включений. Процесс перемешивания в ковше продолжается во время транспортировки его к разливочной машине и в процессе разливки. Существует несколько источников загрязнения стали во время разливки, например, реакция с огнеупорным материалом или вторичное окисление атмосферой. Стандартные технологии для защиты применяют огнеупорные патрубки между сталеразливочным и промежуточным ковшом, погружные стаканы между промежуточным ковшом и кристаллизатором, разливочные порошкообразные смеси, а также предварительный нагрев промежуточного ковша. Имеется также тенденция дальнейшего совершенствования металлургического процесса в тромковше с целью более полного удаления включений. Перегородки, фильтры или пористые трубки весьма перспективны в этом отношении. Погружной стакан сконструирован таким образом, чтобы обеспечить удаление всплывающих включений путем их абсорбции разливочной порошкообразной смесью. Основное внимание 53

следует обратить на кристаллизатор, чтобы не загрязнять сталь экзогенными включениями. В действительности важна не только чистота стали. Некоторые условия непрерывной разливки стали, такие как вибрация и смазка, способствуют улучшению качества поверхности. В то же время незначительный перегрев, предотвращение выпучивания заготовки, «мягкое» обжатие на конечном этапе затвердевания и электромагнитное перемешивание снижают образование осевой сегрегации в непрерывнолитой заготовке. Современная технология производства стали характеризуется стремлением к оптимизации каждой стадии металлургического процесса, чтобы удовлетворить требования потребителя. Применение современных технологий повышает производительность при изготовлении металлопродукции и способствует совершенствованию всей отрасли производства стали. 4.5. Термомеханическая прокатка В Европейских стандартах термомеханическая прокатка определяется как процесс, позволяющий получить свойства материала, недостижимые при проведении только термической обработки. Усилия металловедов, изучавших в последние десятилетия связи между свойствами, структурой и режимами обработки, привели к оптимизации процессов термомеханической обработки с достижением максимального измельчения зерна. Наиболее эффективным способом улучшения как прочности, так и вязкости конструкционных сталей является измельчение зерна. Процесс термомеханической прокатки направлен на достижение этой цели путем объединения пластической деформации и управления процессами формирования микроструктуры. Основные этапы процесса: нагрев заготовки, черновая (пред54

варительная) прокатка, чистовая (окончательная) прокатка, последеформационное охлаждение. Для облегчения процесса горячей деформации традиционно применяли довольно высокие температуры нагрева под прокатку. Однако процесс термомеханической прокатки, в отличие от обычной горячей прокатки, начинается с контроля величины зерна при нагреве перед деформацией. Известно, что аустенитное зерно при нагреве растет по экспоненциальной кривой, поэтому на практике применяют такую температуру нагрева, которая достаточна для перевода в твердый раствор микролегирующих элементов, необходимых для дальнейшего воздействия на процессы структурообразования. В процессе горячей обработки давлением сталь рекристаллизуется. Управление этим процессом на стадии предварительной деформации приводит к эффективному измельчению зерна за счет многократной рекристаллизации после каждого прохода при прокатке. При этом избегают прокатки с малыми степенями обжатия за пропуск (критическая деформация), чтобы не было спонтанного роста зерна (рис. 19). Типичный режим горячей прокатки приводит к образованию среднего размера зерна аустенита примерно 50 мкм (рис. 20). При микролегировании зерно аустенита дополнительно измельчается, что связано со снижением скорости диффузии и с замедлением роста зерна между пропусками благодаря присутствию в твердом растворе атомов микролегирующих элементов. Чем меньше аустенитное зерно перед деформацией, ниже температура прокатки и выше степень деформации при каждом пропуске, тем мельче будет рекристаллизованное зерно. Если температура деформации была слишком низкой для процесса рекристаллизации, аустенитное зерно приобретает 55

удлиненную форму. С увеличением степени легирования задержка рекристаллизации может наблюдаться при более высоких температурах деформации.

Рис. 19. Размер рекристаллизованного зерна аустенита при предварительной прокатке микролегированной стали

Рис. 20. Изменение величины зерна аустенита в процессе предварительной прокатки (9 пропусков по 15 %) 56

Наиболее благоприятным местом образования центров зарождения эвтекдоидного превращения являются границы зерен. В случае превращения в деформированном аустените дислокационные полосы внутри зерен также действуют как центры зарождения. Использование в качестве этапа горячей обработки давлением деформации нерекристаллизующегося аустенита дает возможность в большей степени воздействовать на структуру стали, чем при получении перед превращением рекристаллизованного зерна аустенита. Деформированный аустенит характеризуется следующими особенностями:  зерна аустенига имеют удлиненную «оладьеобразную» форму (увеличенная удельная площадь поверхности границ), внутри зерен наблюдаются полосы деформации, границы двойников и дислокационная ячеистая структура;  границы деформированных зерен аустенита имеют повышенную плотность дислокаций и ступенчатую форму;  границы двойников некогерентны с матрицей;  полосы деформации имеют высокую плотность ячеек из сплетений дислокаций;  некоторые из дислокационных ячеек внутри зерен имеют достаточно высокую энергию для того, чтобы быть местами зарождения феррита. Таким образом, суммарная поверхность эффективных границ в деформированном аустените, являющихся местами зарождения феррита, существенно выше. Следовательно, при данной скорости охлаждения размер феррита, образовавшегося из деформированного аустенита, будет меньше. В случае прокатки выше температуры рекристаллизации окончательный размер зерна определяется температурой дефор57

мации и в существенной степени величиной деформации за проход, что требует высокой степени обжатия в последних проходах для обеспечения достаточного измельчения зерна. При термомеханической прокатке размер зерна феррита определяется суммарной деформацией. Поэтому важным параметром является толщина подката для чистовой стадии прокатки, которая должна в 3,5–4 раза превышать конечную толщину проката. Применяя более высокие скорости охлаждения, можно достичь дальнейшего измельчения зерна, поскольку более низкая температура начала превращения обеспечивает больше зародышей в переохлажденном аустените. В то время как охлаждение низколегированной стали на воздухе обеспечивает получение ферритно-перлитной структуры, ускоренное охлаждение предупреждает превращение в перлит и приводит к образованию микроструктуры, состоящей из феррита и бейнита. Обычно ускоренное охлаждение прерывается при температуре около 550 °С и в дальнейшем происходит на воздухе.

Рис. 21. Микроструктура стали, получаемая после охлаждения по различным режимам с последующим ускоренным охлаждением 58

При указанном режиме охлаждения в структуре наблюдается до 50 % бейнита, который по сравнению с ферритом имеет более мелкий размер зерна (около 1 мкм) с более высокой плотностью дислокаций, что обеспечивает достижение повышенной прочности, нередко в сочетании с определенным улучшением вязкости. Применительно к листовому прокату можно выделить четыре основные схемы термомеханической обработки в потоке стана, отличающиеся параметрами охлаждения:  прерванное ускоренное охлаждение (v < 20 °С/с, температура завершения охлаждения выше точки начала мартенситного превращения);  непрерывное ускоренное охлаждение до комнатной температуры;  прерванная закалка с прокатного нагрева (v > 30°С/с, температура завершения охлаждения выше точки начала мартенситного превращения);  прямая закалка с прокатного нагрева. Увеличение скорости охлаждения в температурном интервале превращений приводит к измельчению зерна феррита, изменению соотношения структурных составляющих, например, формированию бейнита и/или небольших участков мартенсита и остаточного аустенита взамен перлита. Ускоренное охлаждение (переохлаждение) повышает скорость зарождения на всех возможных местах, давая возможность фактически реализовать те места зарождения, которые при медленном охлаждении не действуют. Ускоренное охлаждение эффективнее использовать для деформированного аустенита, имеющего больше потенциальных мест зарождения -фазы. В рекристаллизованном аустените возможности измельчения зерна при ускоренном охлаждении ограничены (имеются в виду 59

абсолютные величины), в том числе и из-за повышенной устойчивости аустенита и образования при данном режиме охлаждения излишнего количества продуктов промежуточного превращения. Увеличение скорости охлаждения противодействует образованию вторичных ликвационных явлений в виде строчечной структуры (полосчатости). Ускоренное охлаждение приводит к размыванию сегрегации углерода в осевой зоне листа, что выражается в уменьшении пиков его концентрации, расстояний между ними и увеличении ширины зоны.

60

5. ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ ТРУБ ИЗ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ НОВОГО ПОКОЛЕНИЯ 5.1. Экономическое обоснование применения высокопрочных сталей класса прочности К65 и система качества при сооружении магистральных трубопровод В соответствии со стратегией развития энергетического сектора экономики РФ основным направлением научно-технической политики освоения новых газовых месторождений является строительство магистральных газопроводов (МГ) нового поколения диаметром 1420 мм с рабочим давлением до 11,8 МПа из высокопрочных сталей класса прочности К65 с внутренним покрытием. Данное направление в развитии трубопроводного транспорта обеспечивает следующие преимущества: снижение металлоемкости газопроводов за счет уменьшения толщины стенки; снижение объемов сварочных, строительно-монтажных и транспортных работ; повышение пропускной способности и увеличение расстояния между компрессорными станциями при высоких давлениях перекачки газа; снижение эксплуатационных расходов и энергоемкости транспортировки газа. Прочностные характеристики трубных сталей класса прочности К65 достигаются комбинацией металлургических (микролегирование V, Nb, Ti при одновременном снижении содержания углерода до 0,05 % и очистке стали от вредных примесей) и технологических приемов прокатки листа (контролируемая прокатка с последующим термическим упрочнением). Такая сложная и многофакторная технология получения высокопрочной трубной стали предъявляет повышенные требования к термодеформационному циклу монтажной сварки газопроводов особенно при низких климатических температурах (до –40  С). 61

Отечественные и международные стандарты ISO 13847, API 1104, BP: GIS 43-331, DNV OS-F101, СТН 08.0-60.30.00КТН-025-1-05 и другие регламентируют требования к механическим свойствам кольцевых стыковых сварных соединений трубопроводов, таким как твердость, ударная вязкость, температура испытаний на ударный и статический изгиб. Международными стандартами по сварке магистральных трубопроводов регламентируется обязательная квалификация сварочных процедур по характеристикам свариваемых труб, сварочным материалам и оборудованию, способам сварки и другим технологическим параметрам. Сварочное производство в РФ функционирует в законодательно регулируемой сфере и требует комплексной оценки соответствия согласно Федеральному закону о промышленной безопасности опасных производственных объектов. Управление и регулирование комплексной оценкой соответствия сварочного производства обеспечивается структурами Национального агентства контроля и сварки (НАКС) в соответствии с требованиями руководящих и методических документов системы аттестации сварочного производства (САСв). Экспериментальной составляющей оценки соответствия сварочного производства являются квалификационные испытания сварочных материалов, оборудования и технологий сварки в объеме требований к аттестации технологий сварки, регламентированных руководящими и методическими документами САСв.

62

5.2. Подходы к разработке технологии сварки магистральных трубопроводов из высокопрочных сталей Применительно к контрольным сварным соединениям труб из высокопрочной стали класса прочности Х80 (К65), выполненным двух- и односторонней автоматической сваркой в защитных газах в специальную узкую разделку, а также ручной дуговой сваркой на подъем покрытыми электродами в стандартную заводскую разделку кромок (таблица 3), было установлено, что сварные соединения, выполненные ручной дуговой сваркой, характеризуются нестабильностью значений ударной вязкости в корневой части шва и показателями твердости в зоне термического влияния (ЗТВ) шва при сравнении со сварными соединениями, выполненными автоматической двух- и односторонней сваркой. Нестабильность характеристик сварных соединений труб из стали класса прочности Х80, выполненных ручной дуговой сваркой, заставила провести расчеты и экспериментальные исследования по влиянию параметров и режимов ручной дуговой сварки на ударную вязкость, твердость металла шва и ЗТВ. Для оценки влияния погонной энергии ручной дуговой сварки (режимов и параметров) на ударную вязкость на уровне корневого и первых заполняющих слоев шва и твердость ЗТВ, погонную энергию при ручной дуговой сварке можно определить по формуле:

q/vК

I св  U д  60 1   кДж/мм  , Vсв 1000 

(1)

где К – коэффициент полезного действия сварочной дуги (для ручной дуговой сварки К = 0,65); Iсв – сварочный ток, А; Uд – напряжение на дуге, В; Vсв – скорость сварки, мм/мин. 63

Таблица 3 Ударная вязкость и твердость кольцевых стыковых сварных соединений труб класса Х80 по API 5L, выполненных автоматической и ручной дуговой сваркой

Диаметр  Технологии сварки толщина стенки, мм

Ударная вязкость (КCV40), Твердость Дж/см2 (HV10) минимальное среднее Требования международных стандартов 37,5–56,3

50,0–75,0

275–350

Автоматическая 122015,9 двухсторонняя сварка

63–96

109–171

212–272

Автоматическая односторонняя сварка

58–74

83–190

209–340

138

148–229

241–283

60

65–135

261–344

32

34–59

243–267

122027,0

Ручная дуговая сварка покрытыми элек- 122020,0 тродами

С целью обеспечения значений твердости сварных соединений в интервале нормативных требований (таблица 3) с помощью инженерного программного комплекса МГТУ им. Н.Э. Баумана «Свариваемость легированных сталей» было выполнено моделирование металлургических процессов и определены допустимые параметры погонной энергии ручной дуговой сварки на подъем покрытыми электродами. Установленная по результатам моделирования зависимость твердости ЗТВ от скорости охлаждения в диапазоне температур от 600 С до 500 С приведена на рис. 22. На основании полученных данных было установлено, что при значениях погонной энергии в интервале от 0,8 до 1,2 кДж/мм, при обеспечении предварительного подогрева в интервале от +100 С до +150 C и скорости охлаждения металла в ЗТВ в диа64

пазоне температур 600–500 °С (ω6/5) ≤ 100 °С/с, обеспечиваются значения твердости ЗТВ сварных соединений не более нормативных значений (325 HV10). Твердость, 400 HV10 350 300 250 200 150 100 50 0 0 50 100 150 200 250 Скорость охлаждения в интервале температур от 600 С до 500 С, С/с

Рис. 22. Твердость металла ЗТВ при сварке труб класса прочности Х80 в зависимости от скорости охлаждения в диапазоне температур от 600 С до 500 С

Моделирование металлургического процесса сварки дало возможность показать, что для обеспечения нормативных значений ударной вязкости (KCV-40) сварных соединений в интервале существующих требований (табл. 3), контрольные сварные соединения (КСС) необходимо выполнять ручной дуговой сваркой на подъем электродами с основным видом покрытия без раскладки валиков на погонной энергии 1,56 кДж/мм и с раскладкой валиков, начиная со второго заполняющего слоя шва, на погонной энергии 1,04 кДж/мм (рис. 23). При погонной энергии 1,04 кДж/мм с раскладкой валиков достигнуты значения ударной вязкости (KCV40) на уровне корневого слоя шва и первых заполняющих слоев в интервале от 48 до 54 Дж/см2 (табл. 4), что не ниже нормативных требований по минимальному и среднему значениям. 65

20,0 12±0,5

16-5º 35-5º

1,8±0,8

2,53,5

а

б

Рис. 23. Геометрические параметры заводской разделки кромок (а) и макрошлиф КСС, выполненного ручной дуговой сваркой электродами с основным видом покрытия на подъем с раскладкой валиков (б) Таблица 4 Ударная вязкость сварных соединений труб Ø122020,0 мм класса прочности Х80, выполненных ручной дуговой сваркой электродами с основным видом покрытия на подъем Ударная вязкость (КСV-40), Дж/см2 Место вырезки образцов Погонная энергия, кДж/мм

Верх шва

Низ шва

Верх ЗТВ

Низ ЗТВ

Нормативные требования среднее 50,0 min 37,5

среднее 50,0 min 37,5

среднее 50,0 min 37,5

среднее 50,0 min 37,5

Фактические значения 1,56 (в один валик) 1,04 (в два валика)

31,09 34,52 43,37

31,88 52,19 43,02

97,19 97,59 90,90

среднее 36,33 среднее 42,36 среднее 95,23 80,64 83,37 83,61

54,34 47,98 52,87

105,33 107,02 111,83

51,13 64,62 43,36 среднее 53,04 114,64 115,85 121,75

среднее 82,54 среднее 51,73 среднее 108,06 среднее 117,41

При погонной энергии 1,56 кДж/мм без раскладки валиков до40

стигнуты значения ударной вязкости (KCV ) на уровне корневого слоя шва и первых заполняющих слоев в интервале от 31 до 66

52 Дж/см2 (табл. 4), что ниже нормативных требований по минимальному и среднему значениям. При анализе полученных результатов путем интерполяции и экспертной оценки установлено, что при значениях погонной энергии ручной дуговой сварки в интервале от 0,8 до 1,2 кДж/мм с раскладкой валиков и предварительным подогревом от +100 С до +150 C обеспечиваются средние значения ударной вязкости на уровне корневого и первых заполняющих слоев шва не ниже нормативных требований (50 Дж/см2). Таким образом, полученные результаты исследований позволили установить интервал значений погонной энергии для ручной дуговой сварки покрытыми электродами на подъем корневого и первых заполняющих слоев шва в интервале от 0,8 до 1,2 кДж/мм и обеспечить нормативные требования к ударной вязкости и твердости сварных соединений при температуре предварительного подогрева от +100 С до +150 C. Из приведенного примера видно, как расчетно-экспериментальными методами было установлено, например, что величина погонной энергии сварки является определяющей для обеспечения таких важных конструктивно-технологических параметров металла шва и зоны термического влияния для высокопрочных сталей нового поколения типа Х80, как прочность и вязкопластические характеристики. Включение в том числе и этих дополнительных показателей к основным критериям квалификационных испытаний технологий сварки кольцевых стыковых соединений для труб класса прочности К65 позволило успешно реализовать проект строительства магистрального газопровода Бованенково-Ухта.

67

Литература 1. Зорин Е.Е., Ланчаков Г.А., Степаненко А.И., Шибнев А.В. Работоспособность трубопроводов. Ч. 1.  М.: Недра, 2000. 2. Алферов В.Н., Будузуляк Б.К., Казаченко А.Н., Поляков Г.Н., Поляков Г.Н., Поздняков В.А. Структурное состояние труб и металлоконструкций объектов газовой промышленности // Газовая промышленность.  2001.  №7. 3. Иванцов О.М., Богатов Н.А. Трубы нового поколения // Газовая промышленность.  2002.  №1. 4. Харионовский В.В. Надежность и ресурс конструкций газопроводов.  М.: Недра.  2000. – 467 с.

68

УЧЕБНОЕ ПОСОБИЕ

ЗОРИН Николай Евгеньевич ЗОРИН Евгений Евгеньевич

СОВРЕМЕННЫЕ МАТЕРИАЛЫ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ КОНСТРУКЦИОННЫЕ СТАЛИ НЕФТЕГАЗОВОГО СОРТАМЕНТА И ТЕХНОЛОГИЯ ИХ СВАРКИ Редактор Л. А. Суаридзе Компьютерная верстка: И. В. Севалкина

Подписано в печать 29.12.2015. Формат 60×841/16. Бумага офсетная. Печать офсетная. Гарнитура «Таймс». Усл. п. л. 4,0. Тираж 100 экз. Заказ № 625

Издательский центр РГУ нефти и газа имени И. М. Губкина 119991, Москва, Ленинский проспект, 65 тел./факс: (499) 507 82 12