Труба высокопрочная из низкоуглеродистой доперитектической молибденсодержащей стали для нефтегазопроводов и способ её производства Российский патент 2018 года по МПК C22C38/12 C21D8/10 F16L9/02 

Изобретение относится к производству высокопрочных бесшовных стальных труб из низкоуглеродистых доперитектических сталей и может быть использовано для изготовления труб из непрерывно-литой заготовки с пределом текучести более 485 МПа (группа прочности Х70, Х80 по API 5L) для магистральных нефтегазопроводов.

Известны низколегированная сталь для производства высокопрочных бесшовных стальных труб и высокопрочная труба, изготовленная горячей прокаткой с последующей обработкой из стали, имеющей следующий химический состав, мас. %: 0,15-0,18 С, 0,20-0,40 Si, 1,40-1,60 Мn, не более 0,05 Р, не более 0,01 S, от более 0,50 до 0,90 Сr, от более 0,50 до 0,80 Мо, от более 0,10 до 0,15 V, 0,60-1,00 W, 0,0130-0,0220 N, железо и обусловленные выплавкой примеси - остальное (патент РФ №2482211, С22С 38/38, С22С 38/24, опубл. 20.05.2013).

Известна трубная заготовка из низкоуглеродистой микролегированной стали для производства бесшовных труб, которая выполнена из стали, содержащей, мас. %: 0,16÷0,22 С, 1,30÷1,70 Мn, 0,35÷0,55 Si, 0,10÷0,20 V, 0,06÷0,08 Мо, 0,005÷0,015 N, 0,0001÷0,03 As, 0,0001÷0,02 Sn, 0,0001÷0,01 Pb, 0,0001÷0,005 Zn, 0,005÷0,035 S, железо и неизбежные примеси - остальное (патент РФ №2330895, C21D 8/10, С22С 38/24, С22С 38/60, опубл. 10.08.2008).

Известна мелкодисперсная ферритная сталь для производства стальных труб, содержащая, мас. %: 0,04-0,18 С; 0,01-0,9 Si; 0,20-2,00 Мn; <= 0,025 Р; <=0,02 S; 0,002-0,025 N; 0,005-0,1 Al (патент JP №57-134517, C21D 8/00, C22C 38/00, опубл. 19.08.1982).

Недостатками указанных аналогов являются недостаточно высокий уровень прочностных и вязкопластичных свойств, кроме того, протекание перитектической реакции при кристаллизации не позволяет добиться высокого качества трубной заготовки, а также получения тонкодисперсной структуры для обеспечения требуемых характеристик.

Наиболее близким решением, принятым за прототип, является трубная заготовка из низкоуглеродистой молибденсодержащей стали для производства бесшовных труб различного назначения (патент РФ №2336333, C21D 8/10, С21С 38/60, опубл. 20.10.2008) со следующим соотношением компонентов, мас. %:

Углерод 0,12-0,20 Марганец 0,40-0,80 Кремний 0,10-0,35 Молибден 0,25-0,35 Азот 0,005-0,010 Мышьяк 0,0001-0,03 Олово 0,0001-0,02 Свинец 0,0001-0,01 Цинк 0,0001-0,005 Железо и неизбежные примеси Остальное

Трубные заготовки из стали с указанным химическим составом имеют мелкодисперсную феррито-перлитную структуру, оптимальное содержание и морфологию неметаллических включений, однородную макроструктуру и благоприятное сочетание характеристик прочности и пластичности - временное сопротивление разрыву 450-600 Н/мм², предел текучести не менее 285 Н/мм² и относительное удлинение не менее 22%.

Недостатком прототипа является низкий уровень получаемых прочностных и вязкопластичных свойств в нормализованном состоянии заготовки, а также состав композиции, не позволяющий обеспечить в дальнейшем получение требуемых характеристик труб.

Известен способ производства высокопрочной трубы с проведением термической обработки (патент РФ №2368836, F16L 9/02, C21D 8/10, опубл. 27.09.2009), включающий нормализацию и двойной отпуск.

Известен способ термической обработки трубы (патент РФ №2148660, C21D 9/46, C21D 9/08, опубл. 10.05.2000), включающий нормализацию с прокатного нагрева, закалку с нагревом выше критической температуры А₃, повторную закалку с нагревом в межкритическую область температур и высокий отпуск.

К недостаткам способов относятся недостаточно высокий уровень получаемых прочностных и вязкопластичных свойств, а также низкая производительность из-за необходимости проведения повторного нагрева, что приводит к повышению себестоимости трубной продукции.

Наиболее близким решением, принятым за прототип, является способ производства труб нефтяного сортамента из хромомолибденовой стали с высоким уровнем прочностных свойств (552-800 МПа) и высокой коррозионной стойкостью в агрессивных средах (патент РФ №2599465, C21D 1/25, опубл. 10.10.2016). Трубы подвергают термической обработке, которая включает нагрев под аустенитизацию до температуры А_С3+(50÷80°С), выдержку не менее 30 минут, охлаждение в воде до температуры не более 100°С и последующий отпуск до температуры (A_С1-15)°С с выдержкой не менее 30 минут. В результате проведенной термообработки достигается требуемый комплекс коррозионных и механических характеристик труб.

Недостаток прототипа заключается в том, что нагрев под закалку до указанных температур приводит к росту аустенитного зерна до 7 балла, что отрицательно влияет на дисперсность конечной микроструктуры металла труб и не позволяет обеспечить требуемые прочностные и вязкопластичные свойства.

Технический результат, достигаемый изобретением, заключается в обеспечении требуемых прочностных и вязкопластичных характеристик труб за счет получения тонкодисперсной структуры низкоуглеродистого сорбита отпуска и повышении качества труб вследствие снижения уровня сталеплавильных дефектов типа «плена» на поверхности труб.

Технический результат обеспечивается за счет того, что труба высокопрочная из низкоуглеродистой доперитектической молибденсодержащей стали, содержащая углерод, марганец, молибден, азот, железо, согласно изобретению получена из стали, содержащей компоненты в следующем соотношении, мас. %:

Углерод менее 0,08 Марганец 1,20-1,70 Ванадий 0,040-0,10 Ниобий 0,030-0,070 Молибден 0,10-0,25 Алюминий 0,005-0,060 Азот 0,005-0,015 Железо и неизбежные примеси Остальное

и имеющая микроструктуру, состоящую из тонкодисперсного низкоуглеродистого сорбита отпуска, при этом содержание в стали углерода, марганца и молибдена находится в соотношении ([С]+[Мn]/6-[Мо]/5)≤0,26 и обеспечивает ферритный потенциал не менее 1.

Технический результат обеспечивается также за счет того, что в способе производства высокопрочной трубы из низкоуглеродистой доперитектической молибденсодержащей стали, включающем горячую деформацию и термическую обработку трубы, заключающуюся в нагреве под аустенитизацию, охлаждении в воде и отпуске, согласно изобретению деформацию трубы осуществляют при температуре 900÷1300°С, нагрев под аустенитизацию проводят до температуры А_C3+(30÷45°С), а высокий отпуск проводят при нагреве до температуры A_С1-(30÷100)°C с выдержкой не менее 2 мин на 1 мм толщины стенки трубы.

Изготовление трубы из непрерывно-литых заготовок с предлагаемым химическим составом стали позволяет при кристаллизации перевести сталь в доперитектический класс с учетом получения ферритного потенциала F_p=2.5(0,5-[C_eq])>1 с последующей горячей прокаткой труб и термической обработкой по предлагаемому режиму (C_eq - углеродный эквивалент).

Ферритный потенциал F_p=2.5(0,5-[C_eq])>1 обеспечивает перевод стали в доперитектический класс и позволяет получить в готовой трубе тонкодисперсную структуру низкоуглеродистого сорбита отпуска, высокие прочностные и вязкопластические характеристики, повышенный уровень качественных показателей готовой продукции за счет снижения уровня дефектов типа «ужимина» и «микротрещина» в непрерывно-литой заготовке (далее - НЛЗ), применяемой для производства труб.

При концентрации углерода от 0,10 до 0,16% в условиях охлаждения из жидкого состояния стали перитектического класса протекает изотермическая перитектическая реакция L+δ→γ с образованием аустенита, концентрация углерода в котором соответствует 0,16% (см. чертеж, на котором представлен верхний участок диаграммы железо-углерод). Избыточная фаза δ-феррита превращается в фазу γ-железа в интервале температур ниже 1499°С до температур, ограниченных линией полного перехода в аустенитное состояние. Образование сразу двух твердых растворов углерода в δ- и γ-железе, имеющих различные кристаллические решетки (объемно-центрированную и гране-центрированную, соответственно) способствует большей вероятности возникновения дефектной структуры из-за появления несовершенств кристаллической решетки - вакансий, межузельных смещенных атомов, дислокаций (свободных узлов решетки), дефектов упаковки и других.

Кроме того, в результате промежуточных перитектических δ→γ превращений происходит изменение объема металла в процессе затвердевания, что также может служить причиной появления поверхностных дефектов непрерывно-литой заготовки. Изменение объема металла (усадка) отрицательно сказывается при прохождении металла через зону первичного охлаждения - медный кристаллизатор. В этом случае возможно образование воздушной прослойки между поверхностью кристаллизатора и наружным корковым слоем заготовки. Это ухудшает отвод тепла, отрицательно сказывается на толщине коркового слоя и на макроструктуре заготовки в целом, ухудшая плотность центральной зоны.

При охлаждении из области жидкого состояния сталей доперитектического класса, содержащих менее 0,10% углерода, первичная кристаллизация происходит путем превращения жидкости в δ-феррит и заканчивается при температурах линии солидуса. В процессе последующего охлаждения δ-феррит претерпевает превращение в фазу γ-железа (аустенит) в интервале температур δ→γ превращения. С уменьшением содержания углерода увеличивается температурный диапазон существования δ-феррита и, соответственно, продолжительность пребывания металла в этой области. Учитывая тот факт, что диффузионная подвижность атомов углерода и других растворенных примесей в δ-феррите на несколько порядков (≈ в 10 раз) превышает скорость диффузии в аустените, увеличение продолжительности пребывания металла в области δ-феррита приводит к большей гомогенизации, перераспределению атомов примесей из междендритных областей по всему объему. В этом случае вероятность возникновения дефектов заготовки минимальна.

Для оценки гарантированного формирования при кристаллизации δ-феррита используется ферритный потенциал (Control of surface Quality of 0,08%<C<0,12% Steel Slabs in Continuous Casting/Vicent Guyot, J.F. Martin, A. Ruelle e.a. //ISIJ International, Vol. 36. - 1996. - Supplemtnt, P. S227-S230.), рассчитываемый по формуле:

где C_eq - углеродный эквивалент,

C_eq=(%C)+0.04(%Mn)+0.1(%Ni)+0.7(%N)-0.14(%Si)-0.04(%Cr)-0.1(%Mo)-0.24(%Ti)-0.7(%S).

Исходя из приведенной формулы, чем выше углеродный эквивалент C_eq, тем ниже ферритный потенциал. Таким образом, для снижения углеродного эквивалента необходимо установление определенного содержания компонентов, вносящих основной вклад в ферритный потенциал - углерода, марганца и молибдена.

Для обеспечения требуемого значения углеродного эквивалента соотношение указанных компонентов не должно превышать 0,26:

При выполнении указанных граничных условий ферритный потенциал будет более 1, что гарантирует переход класса стали в доперитектическую область при кристаллизации.

Углерод в данной композиции является одним из основных элементов, позволяющих обеспечить переход класса стали в доперитектическую область. При содержании углерода более 0,08% и минимальном содержании марганца и молибдена соотношение [2] составит 0,27, углеродный потенциал возрастет и будет способствовать снижению ферритного потенциала менее 1.

Содержание марганца и молибдена в указанных пределах обеспечивает легирование твердого раствора, его упрочнение, повышение уровня прочностных и вязкопластичных характеристик труб, а также получение требуемого сочетания прочности и пластичности и перевода класса стали в доперитектическую область.

Содержание ванадия и ниобия в указанных пределах обеспечивает снижение степени анизотропности, междендритной неоднородности стали и связанной с ней полосчатости (строчечное расположение отдельных ее элементов), получение наследственно мелкозернистой структуры с размером зерна аустенита не крупнее 9 балла и конечной тонкодисперсной структуры за счет изменения кинетики распада мартенсита в процессе отпуска, и оказывая влияние на комплекс физико-механических характеристик. При содержании ванадия менее 0,040% и ниобия менее 0,30% не обеспечивается достаточное образование карбонитридных фаз, способствующих измельчению структуры и получению требуемых характеристик. Содержание ванадия более 0,10% и ниобия более 0,070% приводит к тому, что указанные элементы не связываются в карбиды и переходят в твердый раствор, ослабляя межатомные силы связи. Кроме того, избыточное содержание ванадия и ниобия приводит к необоснованному увеличению себестоимости готовой продукции.

Содержание алюминия в указанных пределах обеспечивает получение наследственно мелкозернистой структуры за счет образования мелкодисперсных комплексных алюминатов кальция, служащих центрами зарождения аустенитных зерен. При содержании алюминия менее 0,005% не обеспечивается в полной мере связывание кислорода в оксиды алюминия для обеспечения достаточного количества центров кристаллизации и получения наследственно мелкозернистой структуры, необходимой для достижения требуемых характеристик труб, при содержании алюминия более 0,060% происходит увеличение количества неметаллических включений и их укрупнение, что неблагоприятно сказывается на характеристиках труб.

Содержание азота в указанных пределах обеспечивает образование нитридов в стали, способствующих измельчению структуры. Нижний предел 0,005% ограничен возможностями технологии производства, верхний предел 0,015% обусловлен необходимостью получения заданных характеристик прочности и пластичности труб, а также металлургическим качеством трубной продукции.

Изменение класса стали не сказывается на уровне прочностных, вязкопластичных и коррозионных свойств, позволяя получить высокие качественные показатели труб за счет уменьшения дефектов типа «плена» вследствие снижения сталеплавильных дефектов типа «ужимина» и «микротрещина» в НЛЗ, используемой для производства труб.

Полученную трубную заготовку с учетом получения при кристаллизации ферритного потенциала F_p=2.5(0,5-[C_eq])>1 подвергают горячей деформации при температуре 900÷1300°С с последующим охлаждением на спокойном воздухе. Термическая обработка труб заключается в нагреве под аустенитизацию до температуры А_C3+(30÷45°С), охлаждении в воде и последующем высоком отпуске при температуре A_C1-(30÷100)°С с выдержкой не менее 2 мин на 1 мм толщины стенки трубы. Изготовленная труба имеет следующие механические свойства - временное сопротивление разрыву 570-760 МПа, предел текучести 485-635 МПа, относительное удлинение более 25%.

Горячая деформация при температуре 900÷1300°С позволяет для выбранной композиции стали производить формоизменение гарантированно в аустенитной области. При температуре ниже 900°С происходит снижение пластических свойств стали, что приводит к увеличению нагрузки на приводы стана для прокатки труб, повышению уровня количества дефектов трубопрокатного происхождения и получению неблагоприятной микроструктуры. Повышение температуры выше 1300°С приводит к перегреву металла, увеличению размеров аустенитного зерна, деградации структуры и снижению уровня требуемых прочностных характеристик труб.

Закалка из аустенитной области при температуре А_C3+(30÷45°С) позволяет обеспечить для предлагаемой низкоуглеродистой молибденсодержащей стали полное аустенитное превращение с формированием однородной тонкодисперсной структуры по толщине стенки трубы, необходимой для обеспечения требуемых прочностных и вязкопластичных характеристик. При этом обеспечивается размер аустенитного зерна не крупнее 9 балла.

Последующий высокий отпуск при нагреве до температуры A_C1-(30÷100)°С обеспечивает получение тонкодисперсной микроструктуры низкоуглеродистого сорбита отпуска за счет происходящих процессов коагуляции, сфероидизации карбидной составляющей с выделением мелкодисперсных сложных карбидов ванадия, ниобия и молибдена и позволяет получить требуемые характеристики труб. Проведение отпуска с выдержкой, составляющей не менее 2 мин на 1 мм толщины стенки трубы, обеспечивает полную гомогенизацию химического состава, распад пересыщенного твердого раствора с протеканием процессов снятия структурных напряжений, выделением специальных карбидов молибдена и ванадия. Предлагаемый способ обеспечивает высокий уровень прочностных и вязкопластичных характеристик труб и повышение их качества.

Предлагаемый способ производства высокопрочной трубы из низкоуглеродистой доперитектической молибденсодержащей стали был опробован при производстве труб размерами 426×24 мм, 273×18 мм, 426×22 мм, 426×16 мм на ТПА 159-426 АО «Волжский трубный завод».

Изготовлена труба из стали, содержащей компоненты в следующем соотношении, мас. %: углерод - 0,06; марганец - 1,3; ванадий - 0,05; ниобий - 0,03; молибден - 0,17; алюминий - 0,027; азот - 0,008; железо и неизбежные примеси - остальное. Горячую деформацию проводили при температуре 1020÷1180°С и охлаждали на спокойном воздухе. Затем осуществляли термическую обработку труб по маршруту: закалка от температуры 905÷915°С из аустенитной области в воду и последующий высокий отпуск при нагреве до температуры 645÷650°С с выдержкой при заданной температуре не менее 2 мин. на 1 мм толщины стенки трубы (68÷85 мин).

Ферритный потенциал [1], полученный за счет оптимального подбора компонентов химического состава, составил 1,07; соотношение ([С]+[Мn]/6-[Мо]/5) составило 0,17; микроструктура после термической обработки - тонкодисперсная однородная равномерно распределенная ферритокарбидная смесь, имеющая морфологию низкоуглеродистого сорбита отпуска, с размером аустенитного зерна 9 балла по ГОСТ 5639.

Механические свойства труб после термической обработки составили: временное сопротивление - 570÷760 МПа, предел текучести - 485÷635 МПа, относительное удлинение - более 25%. Уровень сталеплавильных дефектов типа «плена» на трубах уменьшился на 15% по сравнению с ранее применяемой перитектической сталью вследствие повышения качества используемой НЛЗ за счет снижения количества дефектов типа «ужимина» и «микротрещина».

Использование высокопрочной трубы из низкоуглеродистой доперитектической молибденсодержащей стали для нефтегазопроводов, изготовленной по предлагаемому способу, обеспечивает получение высокого уровня прочностных и вязкопластичных характеристик труб, а также повышение качества труб.

Изобретение относится к черной металлургии, в частности к производству высокопрочных бесшовных стальных труб из низкоуглеродистых доперитектических сталей, используемых для магистральных нефтегазопроводов. Труба получена из стали, содержащей, мас. %: углерод менее 0,08; марганец - 1,20-1,70; ванадий - 0,040-0,10; ниобий - 0,030-0,070; молибден - 0,10-0,25; алюминий - 0,005-0,060; азот - 0,005-0,015; железо и неизбежные примеси - остальное. Содержание в стали углерода, марганца и молибдена находится в соотношении ([С]+[Мn]/6-[Мо]/5)≤0,26 и обеспечивает ферритный потенциал не менее 1. Трубу получают путем горячей деформации и последующей термической обработки. Горячую деформацию трубы осуществляют при температуре 900÷1300°С. Термическую обработку проводят путем нагрева под аустенитизацию до температуры А_C3+(30÷45)°С, охлаждения в воде и последующего высокотемпературного отпуска при температуре A_C1-(30÷100)°C с выдержкой не менее 2 мин на 1 мм толщины стенки трубы, которая обеспечивает получение микроструктуры, состоящей из тонкодисперсного низкоуглеродистого сорбита отпуска. Обеспечивается получение труб c требуемыми прочностными и вязкопластичными характеристиками. 2 н.п. ф-лы, 1 ил.

1. Труба высокопрочная из низкоуглеродистой доперитектической молибденсодержащей стали, содержащей углерод, марганец, молибден, азот и железо, отличающаяся тем, что она изготовлена из стали, содержащей компоненты в следующем соотношении, мас. %:

Углерод менее 0,08 Марганец 1,20-1,70 Ванадий 0,040-0,10 Ниобий 0,030-0,070 Молибден 0,10-0,25 Алюминий 0,005-0,060 Азот 0,005-0,015 Железо и неизбежные примеси остальное

и имеющей микроструктуру, состоящую из тонкодисперсного низкоуглеродистого сорбита отпуска, при этом содержание в стали углерода, марганца и молибдена находится в соотношении ([С]+[Мn]/6-[Мо]/5)≤0,26 и обеспечивает ферритный потенциал не менее 1.

2. Способ производства высокопрочной трубы из низкоуглеродистой доперитектической молибденсодержащей стали по п.1, характеризующийся тем, что осуществляют горячую деформацию и термическую обработку трубы путем нагрева под аустенитизацию, охлаждения в воде и последующего отпуска, при этом горячую деформацию осуществляют при температуре 900÷1300°С, нагрев под аустенитизацию проводят до температуры А_C3+(30÷45)°С, а отпуск проводят высокотемпературным при нагреве до температуры А_C1-(30÷100)°С с выдержкой не менее 2 мин на 1 мм толщины стенки трубы.