ВЫСОКОЛЕГИРОВАННАЯ СТАЛЬ И СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА ТРУБ ИЗ ЭТОЙ СТАЛИ ПРИ ПОМОЩИ ФОРМОВАНИЯ ВНУТРЕННИМ ВЫСОКИМ ДАВЛЕНИЕМ
HIGH-ALLOY STEEL AND METHOD FOR PRODUCTION OF PIPES FROM THIS STEEL BY INTERNAL HIGH-PRESSURE FORMING

Высоколегированная сталь и способ производства труб из этой стали при помощи формования внутренним высоким давлением
Изобретение относится к высоколегированной стали, в частности, для производства труб при помощи формования внутренним высоким давлением (IHF), при наличии свойств TRIP и/или TWIP и частично или полностью аустенитной микроструктуры при по меньшей мере 5% остаточного аустенита, и к способу производства IHF труб из этой стали.
Термин «высоколегированные стали» здесь относится к сталям, которые легированы, например, хромом, никелем и, возможно, дополнительными легирующими элементами для улучшения антикоррозийных свойств и/или холодного деформирования. Сталь 1.4301 (X5CrNi18-10) или сталь 1.4618 (X9CrMnNiCu17-8-5-2) можно назвать примерами таких сталей. Эти стали имеют в основном аустенитную микроструктуру.
Формование труб внутренним высоким давлением известно уже давно, и описано подробно, например, в опубликованном документе DE 10 2008 014 213 A1. В этом случае, рабочие образцы производятся из заготовки полого профиля, которая вставляется в инструмент по меньшей мере из двух частей с геометрией конечного рабочего образца таким образом, чтобы заготовка полого профиля подверглась с внутренней стороны высокому давлению жидкости и расширилась в соответствии с геометрией инструмента. Материал должен быть таким, чтобы значительная деформация такого материала могла поглощаться без разрушения этого материала.
Использование устойчивых к ржавчине высококачественных сталей для производства труб с формованием внутренним высоким давлением описано в полезной модели – документ DE 296 12 387 U1. Этот документ не описывает конкретный состав использованного сплава для стали.
Известные высоколегированные стали, такие как, например, сталь 1.4301, которые в основном тоже можно использовать при производстве труб с формованием внутренним высоким давлением, имеют тот недостаток, что сталь относительно дорогостоящая из-за высокого содержания никеля, и в некоторых случаях возможность холодного деформирования материала недостаточно в случае формования внутренним высоким давлением.
При том, что сталь 1.4618 имеет улучшенную способность к холодному деформированию по причине легирования медью, производство холодных полос из известных сталей по известному производственному маршруту непрерывного литья, горячей прокатки, холодной прокатки при промежуточном отжиге, отливки холодной полосы в щелевидную трубу, сварки трубы очень дорого и поэтому не экономично.
На фоне описанного предшествующего уровня техники, цель данного изобретения представить экономичную высоколегированную сталь с высокой способностью к холодному деформированию, в частности, для производства труб с формованием внутренним высоким давлением (IHF-труб), и представить экономный способ производства IHF-труб из этой стали.
Высоколегированная сталь, в соответствии с настоящим изобретением, описывается более подробно в пункте 1 формулы изобретения и зависимых пунктах 2 – 18 формулы изобретения. Существенные компоненты стали с содержанием С от 0,005% до 0,04%, и содержанием N от 0,002% до 0,3% - это, в частности, высокое содержание Cr от 7% до 20 % и Mn от 2% до 9%.
Использование термина «до» в определении диапазона содержания, например, от 7% до 20%, означает, что крайние значения – 7 и 20 в данном примере – тоже учитываются.
В соответствии с настоящим изобретением, в случае с материалом с температурно-зависимой TRIP (пластичность, наведенная превращением) или TWIP (пластичность, наведенная двойникованием), такой эффект используется и способствует сильному повышению способности к холодному деформированию стали при формовании труб внутренним высоким давлением. Эти эффекты возникают в высоколегированных аустенитных сталях или сталях с высоким содержанием марганца, и характеризуются, при пластичной деформации стали при формовании внутренним высоким давлением, образованием мартенсита деформации (эффект TRIP) или двойникованием при деформации (эффект TWIP).
Материал, используемый при производстве IHF-труб, характеризуется, в зависимости от конкретного состава сплава, частично или полностью аустенитной микроструктурой, по меньшей мере с 5% остаточного аустенита, который, в соответствии с настоящим изобретением, дает TWIP и/или TRIP эффект при механической нагрузке.
Предпочтительные составы сплавов стали для использования при производстве труб описаны в пунктах 2 – 18 формулы изобретения.
Сплав по пункту 2 формулы изобретения образует, по причине содержания Cr по меньшей мере 10%, плотный оксидный слой на поверхности, при этом, в случае сталей, в соответствии с настоящим изобретением, при содержании Cr по меньшей мере 18%, эффект от оксидного слоя относительно защиты от коррозии повышается слабо. Пропорция никеля от 2% до 6% стабилизирует аустенит в той степени, что образуется по меньшей мере частично аустенитная микроструктура с появлением TRIP/TWIP эффекта при механических воздействиях.
Содержание более 6% Ni дает дополнительную стабилизацию аустенита за счет пропорции феррита и мартенсита в микроструктуре, то есть ухудшается прочность материала.
Сплав по пункту 3 формулы изобретения, по причине содержания Cr по меньшей мере 12%, образует плотный оксидный слой, при этом более высокое содержание примесей и карбидов может быть терпимым в сравнении со сплавом по пункту 2 формулы изобретения. При содержании Cr более 17%, понижаются свойства по расширению, и нет какого-либо преимущества для стали в соответствии с настоящим изобретением.
Сплав по пункту 4 формулы изобретения имеет содержание Mn от 2% до 7%. Марганец повышает стабильность аустенита и поэтому обеспечивает по меньшей мере частично аустенитную микроструктуру, которая создает TRIP/TWIP эффект при механических воздействиях. Для достижения соответствующего эффекта, минимальное содержание марганца должно быть 2%. Содержание Mn более 7% повышает подверженность точечной коррозии, и по этой причине содержание в сплаве, в соответствии с настоящим изобретением, предпочтительно ограничивается максимально 7%.
Сплав по пункту 5 формулы изобретения содержит от 0,5 до 5% Ni. Никель используется в качестве элемента, который стабилизирует аустенит и обеспечивает по меньшей мере частично аустенитную микроструктуру с TRIP/TWIP эффектом в случае механических воздействий. В дополнение, Ni улучшает сопротивляемость точечной коррозии и повышает прочность материала. Для достижения соответствующего эффекта, минимальное содержание никеля должно быть 0,5%. При содержании никеля более 5%, не только повышается стоимость сплава, но и повышается стабильность аустенита, что нежелательно по причине уменьшения ферритной и мартенситной пропорций в микроструктуре и сопутствующего этому понижения прочности.
Сплав по пункту 6 формулы изобретения содержит по меньшей мере один из элементов V, Nb и/или Мо при минимальном содержании 0,005% для отдельного элемента и максимальное содержание менее 5% для всех вместе. В стали эти элементы действуют, как агенты образования карбида, нитрида или карбонитрида, тем самым обеспечивая стабилизацию в отношении старения через удаление связанных с этим элементов С и N, также обеспечивается затвердевание через образование осаждения, а также измельчение зерен и сопутствующее этому повышение прочности и ударной вязкости. Для получения соответствующего эффекта, необходимо минимальное содержание для отдельного элемента 0,005%. При общем содержании более 5%, при повышенном содержании углерода, имеет место осаждение больших количеств карбидов и ухудшение свойств сплава. В дополнение, при общем содержании 5% и выше, не ожидается дополнительного улучшения свойств.
Сплав по пункту 7 формулы изобретения содержит от 0,005% до 2% Ti при максимальном содержании N менее 300 частей на миллион. Титан действует, как карбидообразующий агент, и обеспечивает измельчение зерен, при этом улучшаются прочность и ударная вязкость. Для достижения соответствующего эффекта, необходимо минимальное содержание Ti 0,005%. При содержании Ti более 2% не будет дополнительного улучшения свойств. В случае с этими сплавами, содержание N ограничено до менее, чем 300 частей на миллион – для минимизации образования нежелательного осаждения TiN.
Сплав по пункту 8 формулы изобретения содержит от 0,05% до 3% Al и имеет содержание N менее 300 частей на миллион. Алюминий приносит не только раскисление расплава, но также понижает удельную плотность и улучшает свойства по коррозии. В дополнение, Al повышает прочность сплава в соответствии с настоящим изобретением. Для достижения соответствующего эффекта необходимо минимальное содержание Al 0,05%. При содержании более 3%, может иметь место осаждение нежелательных фаз. Содержание N ограничено до менее, чем 300 частей на миллион для понижения нежелательных осаждений игольчатой формы.
Сплав по пункту 9 формулы изобретения содержит от 0,03 до 2% Si. В этом случае, кремний оказывает эффект раскисления и понижает удельную плотность при повышении прочности сплава в соответствии с настоящим изобретением. Для получения соответствующего эффекта, необходимо минимальное содержание Si 0,03%. При более, чем 2% Si, понижаются свойства по расширению и ухудшается способность к деформированию сплава в соответствии с настоящим изобретением.
Сплав по пункту 10 формулы изобретения содержит от 0,05% до 4% Cu. Медь улучшает свойства по коррозии и прочности сплава в соответствии с настоящим изобретением. Для достижения соответствующего эффекта, минимальное содержание Cu должно быть 0,05%. При более, чем 4% Cu, ухудшается возможность по обработке материала из-за образования фаз с низкой точкой плавления при горячем деформировании или литье, и нет какого-либо дальнейшего улучшения свойств.
Сплав по пункту 11 формулы изобретения содержит от 0,005% до 0,5% Sb. Сурьма понижает диффузию С, N, О и Al, при этом карбиды, нитриды и карбонитриды осаждаются более мелко. Это повышает эффективность использования этих легирующих элементов, повышая экономическую целесообразность и понижая потребление ресурсов, а также улучшаются прочность, свойства по расширению и ударная вязкость материала. Для достижения соответствующего эффекта, в соответствии с настоящим изобретением, необходимо содержание Sb по меньшей мере 0,005%. При содержании выше 0,5% имеет место нежелательное осаждение Sb на границах зерен и ухудшаются свойства по расширению и ударной вязкости.
Сплав по пункту 12 формулы изобретения содержит от 0,0002% до 0,5% B. Бор улучшает прочность и качество кромки горячекатаной полосы даже при небольшом добавлении 0,0002%. При содержании более 0,5% сильно ухудшаются свойства по расширению и ударной вязкости сплава в соответствии с настоящим изобретением.
Сплав по пункту 13 формулы изобретения содержит от 0,05% до 5% Со. Кобальт стабилизирует аустенит и улучшает термостойкость. Для достижения соответствующего эффекта необходимо минимальное содержание 0,05%. Максимальное содержание ограничено до 5%, потому что при большем содержании Со ухудшаются свойства по расширению и имеет место нежелательная дополнительная стабилизация аустенита, при этом понижается содержание феррита и мартенсита, с сопутствующим этому ухудшением прочности.
Сплав по пункту 14 формулы изобретения содержит от 0,005% до 3% W. Вольфрам действует, как карбидообразующий агент и повышает прочность и термостойкость. Для достижения соответствующего эффекта необходимо минимальное содержание 0,005%. При более чем 3% W ухудшаются свойства по расширению в сплаве в соответствии с настоящим изобретением.
Сплав по пункту 15 формулы изобретения содержит от 0,005% до 2% Zr. Цирконий действует, как карбидообразующий агент и повышает прочность сплава в соответствии с настоящим изобретением. Для достижения соответствующего эффекта необходимо минимальное содержание 0,005%. При содержании более 2% ухудшаются свойства по расширению сплава в соответствии с настоящим изобретением.
Сплав по пункту 16 формулы изобретения содержит от 0,0005% до 0,1% Са. Кальций используется для модифицирования неметаллических оксидных включений, которые в ином случае приведут к нежелательному разрушению сплава в результате включений в микроструктуре, действующих, как точки концентрации напряжений, ослабляя металлический композит.
В дополнение, Са повышает однородность сплава в соответствии с настоящим изобретением. Для достижения соответствующего эффекта необходимо минимальное содержание 0,0005%. При содержании более 0,1% Са не проявляется дополнительных преимуществ по модификации включений, но ухудшается возможность по обработке, и этого нужно избегать по причине высокого парового давления Са в стальных расплавах.
Сплав по пункту 17 формулы изобретения содержит от 0,008% до 0,6% Р. Фосфор повышает предел эластичности и повышает устойчивость к коррозии при атмосферных воздействиях. Для достижения соответствующего эффекта необходимо минимальное содержание 0008%. При содержании Р более 0,6% ухудшаются свойства по расширению в сплаве в соответствии с настоящим изобретением.
Сплав по пункту 18 формулы изобретения содержит от 0,01% до 0,2% S. Сера повышает возможности обработки. Для достижения соответствующего эффекта необходимо минимальное содержание 0,01%. При содержании серы более 0,2% имеет место нежелательное осаждение MnS и сильное ухудшение ударной вязкости и свойств по расширению у сплава в соответствии с настоящим изобретением.
Вышеописанная сталь особенно предпочтительна для производства труб посредством формования внутренним высоким давлением.
Способ производства, в соответствии с настоящим изобретением, для производства труб посредством формования внутренним высоким давлением из стали, в соответствии с настоящим изобретением, обеспечивается при помощи следующих рабочих этапов:
- выплавка стали со следующим химическим составом, мас.%:
Cr: от 7 до 20
Mn: от 2 до 9
Ni: до 9
C: от 0,005 до 0,4
N: от 0,002 до 0,3
при этом остаток – это железо и неизбежные сопутствующие стали элементы, при добавлении в качестве опции следующих элементов, мас.%:
Al: от 0 до 3
Si: от 0 до 2
Mo: от 0,01 до 3
Cu: от 0,005 до 4
V: от 0 до 2
Nb: от 0 до 2
Ti: от 0 до 2
Sb: от 0 до 0,5
B: от 0 до 0,5
Co: от 0 до 5
W: от 0 до 3
Zr: от 0 до 2
Ca: от 0 до 0,1
P: от 0 до 0,6
S: от 0 до 0,2
- производство пред-полос посредством процесса горизонтального или вертикального литья с приближением к конечным размерам или производства слябов посредством процесса горизонтальной или вертикальной отливки слябов или тонких слябов;
- производство горячей полосы посредством горячей прокатки пред-полосы при толщине более или равной 2 мм, или посредством горячей прокатки сляба;
- в качестве опции, холодная прокатка горячей полосы или холодная прокатка пред-полосы при толщине менее 2 мм;
- формовка горячей или холодной полосы и ее сварка для формирования трубы, и
- формование трубы внутренним высоким давлением активной среды и активная среда отпускается при температуре выше комнатной (RT) до 500°С.
Для способа согласно настоящему изобретению, сплав, в соответствии с настоящим изобретением, производится посредством процесса литья с приближением к конечным размерам, или посредством традиционного непрерывного литья и последующей горячей прокатки и/или холодной прокатки. Горячая полоса или холодная полоса, полученная таким способом, затем формуется и состыковывается в трубу, например, при помощи высокочастотной индукционной сварки или лазерной сварки. Однако можно использовать и иные процессы состыковки, которые приняты в производстве труб, такие, как, например, дуговая сварка под флюсом или сварка металла в атмосфере защитного газа.
Труба затем подвергается формованию внутренним высоким давлением (IHF), при этом, в процессе формования внутренним высоким давлением, активная среда отпускается до температуры выше RT до примерно 500°С, что дает дополнительные важные улучшения в способности к деформированию стали в соответствии с настоящим изобретением. Предпочтительно температура активной среды от 40°С до 300°С, при этом оптимален диапазон от 80°С до 240°С.
Отпуск среды служит для повышения стабильности и энергии дефектов упаковки аустенита, при этом превращение мартенсита, вызванное воздействиями, подавляется, при предпочтительном эффекте TWIP. Поэтому способность к деформированию материала значительно улучшается относительно деформации при комнатной температуре.
Это улучшение свойств по деформированию также делает возможными процессы отжига, которые в ином случае необходимы выше по потоку от процесса формования внутренним высоким давлением, сократить или убрать вовсе, и при этом энергопотребление в связи с этим, и стоимость производства IHF-трубы из этого материала, значительно уменьшаются.
В порядке предпочтения, возможно опустить термообработку трубы для повышения способности к деформированию посредством формования внутренним высоким давлением, или перед процессом формования внутренним высоким давлением, если для производства горячей полосы или холодной полосы задана степень деформирования менее 80%.
В случае более высокой степени деформирования, можно осуществить необходимую в такой ситуации термообработку в порядке предпочтения непосредственно после формовки трубы и процесса сварки продольного шва, при этом термообработка может осуществляться в непрерывной печи или стационарной печи (например, подовая печь, муфельная печь) или посредством отпущенной активной среды как таковой. Температура термообработки находится в диапазоне между 80°С и 0.9*TS (температура плавления соответствующего сплава в °С).
Обычно возможные процессы литья с приближением к конечным размерам включают в себя горизонтальную отливку полос и вертикальную отливку полос (например, отливка полосы с двумя валками). При этом получается толщина пред-полосы примерно от 1 до 30 мм, предпочтительно от 1 до 20 мм.
В порядке предпочтения, отливка полосы осуществляется в инертной атмосфере, или атмосфере с пониженной способностью к окислению, или слабо-окисляющей атмосфере, и поэтому горячие трещины значительно понижаются при горячей прокатке.
Пред-полоса получается посредством процессов литья с приближением к конечным размерам, или со слябом с горячей прокаткой, и при этом начальная температура горячей прокатки составляет по меньшей мере 900 – 1200°С, а конечная температура составляет по меньшей мере 650°С. В соответствии с настоящим изобретением, пред-полоса с приближением к конечным размерам проходит горячую прокатку из максимум 6 фаз прокатки, предпочтительно 2–4 фазы прокатки. Затем горячая полоса наматывается на катушку и либо далее обрабатывается непосредственно с получением трубы, либо далее обрабатывается, как холоднокатаная полоса.
В качестве альтернативы, в случае коротких труб, листы можно также вырезать из намотанной горячей полосы или холодной полосы для последующей обработки.
В случае толщины пред-полосы менее 2 мм, процесс горячей прокатки можно опустить по причине низкой степени деформирования. Вместо этого, полоса проходит сразу процесс холодной прокатки.
Обычно, после процесса прокатки, толщина от 1,5 мм до 15 мм достигается для горячей полосы, и толщина от 0,2мм до 12 мм достигается для холоднокатаной полосы.