ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ТРУБНУЮ СТАЛЬ КЛАССА Х80 ДЛЯ ГАЗОПРОВОДОВ, РАЗРАБОТАННУЮ АМЕРИКАНСКИМ НЕФТЯНЫМ ИНСТИТУТОМ

Постоянно возрастающая потребность в стали класса Х80 обусловила проведение множества соответствующих исследований и разработок. Стали класса Х52—Х70 с полигональным ферритом при содержании второй фазы на уровне 2030% могут б&ггь легко получены путем легирования ниобием, ванадием и титаном, а также в результате термомеханической обработки (ТМО). Однако получить сталь Х80 с ферритноперлитной структурой достаточно трудно. Для улучшения характеристик стали и, соответственно, полигонального феррита с большей долей второй фазы сталь с низким содержанием углерода (С < 0,10 %) легировали микродобавками ниобия, ванадия, меди и титана и подвергали ТМО. В данной статье рассмотрено влияние легирования и технологии производства такой стали на заводе Поханг.

Обсуждение результатов

В первую очередь изучали влияние добавок ниобия и титана при ТМО высокопрочной низколегированной (ВПНЛ) стали.

Как известно, эффект измельчения феррит ных зерен значительно усиливается, если превращение феррита осуществляется из наклепанного, чему способствует понижение температуры деформации. Наиболее предпочтительным с точки зрения его влияния на показатели прочности и микроструктуру стали считают при этом содержание ниобия в количестве 0,030,05 %. На рис.2 и 3 показано влияние ванадия и молибдена на прочностные характеристики стали. В результате добавки 0,05 % V временное сопротивление разрыву и предел текучести увеличились примерно на 50 МПа, а после введения в сталь до 0,3 % Мо временное сопротивление разрыву увеличилось на 70 МПа без увеличения предела текучести.

Несмотря на добавки ниобия и титана значительного увеличения объемной доли второй фазы не произошло и ее количество осталось на уровне 20 %. Второй фазой в стали с 0,035 % Nb является бейнит, а в стали с 0,045% — бейнит с малым количеством мартенсита.

Как уже было отмечено ранее, сталь Х70 можно получить, добавив ванадий в сталь 0,07 % С +1,9 % Мп + 0,045 % Nb + 0,015 % Ti, а сталь Х80 — посредством комбинированной добавками Mo, Си + Ni, Мо + Си + Ni в сталь класса Х70. В оптически наблюдаемой микроструктуре стали, микролегированной ванадием и Cu + Ni, присутствует полигональный феррит. Однако в стали с добавки Mo + V наблюдался игольчатый феррит с содержанием второй фазы более 30%. Вторая фаза в последней стали представляет собой сложную комбинацию бейнита и мартенсита.

Ранее отмечалось, что ТМО стали Х80 с добавками Мо, Cu + Ni, Си + Ni + Мо способствует улучшению механических свойств.

Причины увеличения прочности

Прочность стали базового состава может быть увеличена на 200 МПа путем легирования. Также было показано, что микролегирование ниобием и титаном дополнительно увеличивает прочность на 100 МПа вследствие измельчения зерна.

Такой элемент, как ванадий, повышает прочность примерно на 50 МПа вследствие выделения упрочняющей фазы, а молибден, медь и никель увеличивают прочность на 100 МПа благодаря твердорастворному упрочнению и влиянию на превращения.

Для дальнейших объяснений явления были проведены измерения микротвердости. В табл.1 приведены значения микротвердости феррита и второй фазы всех сталей. Ниобий и титан увеличивали твердость феррита, ванадий — одновременно феррита и второй фазы. Предполагают две причины такого увеличения твердости: первая — повышение плотности дисколаций в феррите, вторая — дисперсионное упрочнение.

Молибден также повышает общую твердость. Эксперимент проводили на образцах стали 0, 07% С+ 1,9% Мп, имеющей временное сопротивление разрыву 470 МПа и предел текучести 410 МПа. Удалось, как уже отмечалось, повысить ее прочность на 200 МПа в результате комбинированных добавок других легирующих элементов и получить сталь Х80. Эти результаты приведены в табл.2.

Влияние легирования на ударную вязкость стали

Как показано на рис.4, добавки ниобия и титана способствуют повышению вязкости стали, а добавка 0,04% Nb значительно увеличивает значение ударной вязкости за счет измельчения зерна.

Можно видеть, что ванадий Не оказывает отрицательного влияния на ударную вязкость стали, несмотря на наличие упрочняющих частиц. В результате микролегирования медью и никелем ударная вязкость немного увеличивается, молибден не влияет на вязкость стали. Таким образом, большинство исследованных сталей имеют высокий уровень энергии разрушения образцов Шарли, который может достигать более 120 Дж при 60 °С, что определяется в первую очередь мелким зерном феррита (рис.5—7).

Результаты промышленного опробования

На основании изложенных выше результатов эксперимента была изготовлена сталь Х80 в промышленных условиях, которая была также подвергнута контролируемой ТМО (табл.З).

Оказалось, что для достижения наилучшего соотношения статических и динамических характеристик разрушения стали оптимальным промышленным режимом контролируемой ТМО в таком случае является степень обжатия при прокатке более 70%, а окончание охлаждения в диапазоне 530 и 450 °С.

Характеристики свариваемости

Были измерены максимальные значения твердости в соответствии со стандартом J1S Z3101, чтобы оценить прокаливаемое» стали класса Х80 при охлаждении от температур сварки. Ручную сварку осуществляли низководородными электродами типа AWSE10016G с тепловложением 17,7 КДж/см. Для оценки влияния температуры предварительного нагрева на величину максимальной твердости ее значения варьировали в интервале от комнатной до 150 °С. Твердость измеряли вдоль линий, параллельных поверхности образца, с интервалом 0,5 мм и выбирали максимальное из всех измеренных значений твердости. В случае сварки при комнатной температуре без предварительного нагрева максимальная твердость в ЗТВ составляла HV 240, а в случае сварки с предварительным нагревом до 150 °С максимальная твердость составляла HV 231. Эти значения твердости, характеризующие упрочнение после сварочных циклов, свидетельствуют о несущественном упрочнении стали в ЗТВ, поскольку твердость основного металла составляла HV 200—240.

Испытание на склонность к холодным трещинам образцов с Кобразным надрезом были выполнены для обоснования температуры предварительного подогрева, предотвращающей растрескивание после сварки. При этом использовали сварочные электроды AWSE10016G из термически обработанной стали класса 70 и AWSE11016G из термически обработанной стали класса 80 (сварка с тепловложением 17,7 КДж/см2).

Температура предварительного подогрева при сварке в условиях комнатной температуры составляла 50, 70 и 100 °С.

Как показывают полученные результаты, холодного растрескивания не наблюдали ни после предварительного нагрева, ни без него, т.е. сталь не требует предварительного подогрева сварной зоны.

Оптимальная микроструктура и содержание легирующих элементов

Как было отмечено, для получения оптимальной микроструктуры, обеспечивающей необходимое соотношение прочности и вязкости, следует сформировать мелкозернистый полигональный феррит или бейнитный (игольчатый) феррит для получения требуемой вязкости и 30—50% мелкодисперсной упрочняющей второй фазы для необходимой прочности. Характеристики микроструктуры исследованных составов стали приведены в табл.5.

Изучены система легирования и технология получения оптимальной микроструктуры стали класса Х80.

Влияние легирующих элементов на микроструктуру и механические свойства заключается в следующем:

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