На основе опыта эксплуатации магистральных газопроводов и исследований их работоспособности и надежности газовая промышленность выдвигает чрезвычайно высокие требования к сталям для труб большого диаметра, прокладываемых в районах Севера. Эти стали должны одновременно обладать повышенной прочностью, высокой ударной вязкостью и пластичностью, достаточным сопротивлением хрупкому разрушению и свариваемостью. Величина требований к комплексу механических свойств зависит от параметров трубопроводов, условий монтажа и эксплуатации.

Рассмотрены некоторые металловедческие аспекты трубных сталей, учет которых необходим при разработке их состава и отдельных параметров технологии их производства.

Базовый состав и вредные примеси

Исследованиями, проведенными Институтом ка-чественных сталей ЦНИИчермета им.И.П.Барди- на и меткомбинатом "Азовсталь" при освоении производства толстолистовых трубных сталей, были установлены положения об оптимальном базовом составе сталей для труб диаметром 1020—1420 мм Северных газопроводов, а также допустимом содержании вредных примесей— серы, фосфора, азота, водорода.

Показано, что избыточное содержание углерода (более 0,10 %) в сталях, микролегированных ниобием, ванадием и титаном, нецелесообразно, так как приводит к снижению ударной вязкости, ухудшению свариваемости и росту переходной температуры хрупкого разрушения. Для труб с более высокими требованиями в отношении вязкости, пластичности и свариваемости и особенно для труб, стойких в среде кислого газа, целесообразно снижение содержания углерода до еще более низких значений.

Увеличение содержания марганца более 1,75—1,85 % вызывает появление в структуре грубых игольчатых продуктов распада аустенита, что нежелательно с точки зрения требований по вязкости и свариваемости трубных сталей.

Оптимальное содержание кремния в трубных сталях с высокими показателями вязкости и сопротивления хрупкому разрушению составляет 0,15—0,35 %.

Решающим условием получения высокой ударной вязкости на уровне указанных выше требований является снижение содержания серы: для обычных труб в северном исполнении до уровня не более 0,003*0,005 %, и для труб с весьма высокой ударной вязкостью до уровня не более 0,002*0,003 %, для труб, стойких против растрескивания в среде кислого газа, не более 0,001*0,002 %. Десульфурация должна сочетаться с модифицированием остаточных сульфидных включений путем обработки кальцием.

В сталях для труб большого диаметра со-держание фосфора не превышает обычно 0,015-0,018%. Однако для сталей, стойких в среде кислого газа, его содержание целесообразно понижать до ^0,010-0,012%.

При изготовлении листовой стали для труб большого диаметра необходимо предпринимать меры по снижению в металле содержания водо-рода, так как неконтролируемое выделение дифффузионно подвижного водорода при темпе-ратурах от 550 до 200 °С после прокатки или прокатки с ускоренным охлаждением является одной из основных причин возникновения дефектов несплошности,. обнаруживаемых при ультразвуковом контроле.

Азот в трубной стали с добавками ванадия, ниобия и титана входит в состав выделяющихся в процессе горячей прокатки и последующего охлаждения карбонитридов, обеспечивающих упрочнение стали. Однако повышенное содержание азота (>0,007—0,008 %) нежелательно, так как может понизить эффективность микролегирования ниобием, способствуя формированию более грубых частиц, выделяющихся преимущественно в ^-области.

Низкое содержание углерода и высокая чистота по примесям являются весьма важными, но все же предварительными условиями получения высококачественных сталей для газопроводных труб большого диаметра. Решающее влияние на формирование окончательной структуры и свойств готового металла оказывает микролегирование добавками карбонит- ридообразу&щих элементов — ниобия, ванадия и титана в совокупности с режимами термодеформационной обработки.

Влияние микролегирования ниобием, ванадием и титаном на процессы формирования структуры

В сталях, раздельно или совместно микроле-гированных ниобием, ванадием и титаном, вы-деляются карбонитриды указанных элементов с ГЦК решеткой. Температурные области рас-творения и повторного выделения, а также параметры решеток карбонитридов ванадия, ниобия и титана различны, что определяет особенности их влияния на протекание процессов формирования структуры и конечные свойства стали.

На рис. 1 показано влияние ниобия, ванадия и титана на рост зерна аустенита при нагреве. По возрастанию сдерживающего влияния на рост зерна аустенита элементы располагаются в последовательности: V, Nb, Ti.

Микролегирующие элементы оказывают различное влияние на кинетику рекристаллизации горячедеформированного аустенита малопер-литной стали (0,10 % С, 1,5 % Мп, 0,30 % Si, 0,03 % Al) (рис. 2.). При температурах >900 °С ванадий практически не влияет на скорость рекристаллизации аустенита. Напротив, ниобий и титан весьма эффективно тормозят рекристаллизацию. При температурах <900 °С разупрочнение деформированного аустенита в сталях с ниобием (~0,04—0,08% Nb) или с титаном (~0,08—0,11 % Ti) практичеки не наблюдается, в то время как в нелегированной С—Mn-стали такое явление отмечается лишь при температурах ~800 °С. Ниобий наиболее сильно тормозит рекристаллизацию деформированного аустенита

Процессы выделения карбонитридов ниобия и титана значительно ускоряются под влиянием деформации аустенита. Максимум стимули-рованного деформацией выделения карбонитридов ниобия наблюдается при температуре около 925—900 °С, карбонитридов титана — около 870-875 °С карбонитридов ванадия— ниже 850—800 °С. Это наблюдение позволяет объяснить более высокую способность ниобия по сравнению с титаном к сдерживанию рекристаллизации аустенита при горячей пластической деформации и слабую при этом роль ванадия.

На рис. 3 показано влияние условий горячей пластической деформации в широком интервале температур 750+1100 °С на кинетику рекристаллизации малоперлитных сталей. В качестве параметра принято время, необходимое для протекания рекристаллизации на 50 %. Из рис. 3, а видно, что повышение температуры аустенитизации приводит к замедлению процесса рекристаллизации горячедеформированного аустенита простой С—Мп малоперлитной стали, что обусловлено в основном ростом зерна аустенита. Еще в большей мере повышение температуры аустенитизации влияет на замедление рекристаллизации стали, микролегированной ниобием и ванадием. Это связано с дополнительным влиянием таких факторов, как повышение содержания этих элементов в твердом растворе при повышении температуры, а также с последующим выделением под влиянием горячей пластической деформации частиц карбонитридов ниобия и ванадия, тормозящих протекание ре-кристаллизации.

Снижение температуры деформации (рис. 3, б) аустенита также замедляет его последующую рекристаллизацию. Для С—Mn-стагли основной причиной этого явления является уменьшение скорости диффузии, а для микролептрованной стали большую дополнительную роль играет усиление выделения частиц Nb, V (С, N) под влиянием деформации при понижении температуры деформации. Для С—Mn-стали после деформации ниже 850 °С и для С—Mn—V—Nb-стали ниже 950 °С рекристаллизация в значительной степени подавлена.

На рис. 4 показано влияние температуры деформации на критические точки у —> a-превращения малоперлитных сталей: простой С—Мп (0,09% С, 1,5% Мп) и мик- ролегированной С—Mn—V -Nb-стали (0,04 % Nb и 0,07% V).

Видно, что деформация повышает температуру начала и окончания распада аустенита. При этом с понижением температуры деформации от 1100 до 800 °С наблюдается рост критических точек начала распада горячедефор- мированного аустенита Аг^ и окончания распада Аг^ Точки Лг%еф и Arfe повышаются на 50-65 °С. Окончание превращения (Аг^ф) смещается из бейнитной области в ферритно-перлитную.

При достаточно низкой температуре дефор-мации, превышающей точку Аг3 недеформиро-ванного аустенита не более чем на 50— 60 °С, распад аустенита начинается непосредственно в процессе деформации, т.е. наблюдается "динамическое" у —>а-пре- вращение. Область динамического распада го- рячедеформированного аустенита, т.е. распада, происходящего во время приложения усилия прокатки, для C-Mn-стали (для данных условий эксперимента) лежит при температурах <770 °С, для С—Mn—V—Nb-стали при температурах <790 °С. Деформация при более высоких температурах инициирует "статическое" у —> a-превращение, начинающееся через не-которое время после завершения деформации.

Влияние микролегирующих элементов на механические свойства малоперлитных сталей

На рис. 5 обобщены результаты исследований по влиянию раздельного и комплексного микролегирования ниобием, ванадием и титаном на механические свойства малоперлитной стали (0,08-0,10 % С; 1,4-1,6 % Мп; 0,15- 0,20 % Si; 0,003-0,006 % S; 0,04 % А1; 0, 010—0,012 % N) в состоянии после контролируемой прокатки (толщина листа 17 мм; температура нагрева 1150 °С; температура окончания прокатки 740—760 °С; степень обжатия 65% при температурах ниже 900 °С; охлаждение на воздухе). Условные обозначения плавок и содержание в них микролегирующих элементов приведены в таблице.

С увеличением содержания ванадия проч-ностные свойства малоперлитной стали монотонно возрастают (<гв увеличивается на 5 Н/мм2 на каждые 0,01% V).

Микролегирование ниобием обепечивает на-иболее интенсивное повышение прочности при увеличении его содержания до 0,04—0,05 %, что соответствует пределу растворимости карбонитрида ниобия при температуре нагрева 1150 °С. Величина <гв возрастает на 20Н/мм2 на каждые 0,01 % Nb. Образующиеся при более высоком содержании ниобия при нагреве до 1150 °С относительно крупные частицы Nb(C, N) размером более 10 нм не принимают непо-средственного участия в дисперсионном уп-рочнении стали.

Некоторое снижение прочности при введении ’ стехиометрических добавок титана (0,02—0,03 %) обусловлено рафинированием феррита от азота вследствие его связывания в нитрид TiN, выделяющийся при высоких температурах в виде крупных частиц. Дальнейшее увеличение содержания титана приводит к возрастанию количества дисперсной фазы типа TiC (частицы размером 2—10 нм), активно упрочняющей феррит. При этом

Положительное влияние малых добавок Ti (0,02-0,03%) и V (-0,04%) на ударную вязкость и переходную температуру Т^ малоперлитных сталей связано с измельчением зерна и уменьшением концентрации азота в феррите. При более высоких содержаниях указанных элементов преобладает эффект дисперсионного упрочнения и наблюдается снижение ударной вязкости.

При температурах полностью вязкого раз-рушения упрочняющее воздействие микродобавок ниобия (до -0,04%) приводит к снижению ударной вязкости. Введение ниобия в количествах, превышающих предел растворимости карбонитрида Nb(C, N) в аустените при тем-пературе нагрева, способствует некоторому повышению ударной вязкости даже при полностью вязком изломе, по-видимому, вследствие уменьшения доли перлита в структуре стали.

Характер совместного влияния ниобия, ванадия и титана на прочностные свойства и пластйчность малоперлитных сталей подобен влиянию этих элементов в более простых сталях типа 09Г2Ф, 09Г2Б и 09Г2Т и носит аддитивный характер. Механизмы, обусловливающие влияние ниобия и титана на ударную вязкость и хладноломкость, сохраняются и при их совместном присутствии. Ванадий, обладающий меньшим сродством к азоту, в присутствии титана не вносит существенного дополнительного вклада в рафинирование твердого раствора от азота и измельчение зерна. В результате этого ванадий не проявляет способности повышать ударную вязкость и снижать Гзд стали типа 09Г2ТФ.

Проведенные исследования позволяют сфор-мулировать следующие общие рекомендации по микролегированию малоперлитных сталей, под-вергаемых контролируемой прокатке:

СБОРНИК НАУЧНЫХ ТРУДОВ Черная металлургия России и стран СНГ в XXI веке. Т о м 5, Москва 1994