Способ производства горячекатаных листов из низколегированной стали класса прочности К65 для электросварных прямошовных труб с высокой деформационной способностью
METHOD FOR PRODUCTION OF HOT-ROLLED SHEETS FROM LOW-ALLOY STEEL OF STRENGTH CLASS K65 FOR ELECTRIC-WELDED LONGITUDINAL PIPES WITH HIGH STRAIN CAPACITY

Изобретение относится к области металлургии, в частности к производству горячекатаного проката с высокой деформационной способностью толщиной до 40 мм, предназначенного для изготовления электросварных прямошовных труб класса прочности К65, используемых для сооружения трубопроводов в районах пересечения активных тектонических разломов, повышенной сейсмичности, многолетнемерзлых грунтов, а также в районах со слабонесущими, пучинистыми и просадочными грунтами.
1
2
1
2
Известен способ производства толстолистового проката с повышенной деформационной способностью, включающий этапы, на которых: проводят аустенитизацию заготовки из стали, содержащей углерод 0,04-0,09%, марганец 1,4-2,2%, кремний 0,10-0,50%, алюминий 0,02-0,06%, титан 0,003-0,035%, ниобий 0,01-0,08%, ванадий не более 0,10%, молибден не более 0,50%, никель не более 0,60%, медь не более 0,30%, хром не более 0,50%, азот 0,002-0,010%, сера не более 0,005%, фосфор 0,003-0,015%, остальное – железо и неизбежные примеси, осуществляют черновую и чистовую стадии горячей прокатки, причем температура окончания чистовой стадии определяется по заявленному соотношению, после горячей прокатки осуществляют многостадийное охлаждение раската, при этом на первой стадии лист охлаждают водой со скоростью 15÷50°С/с до температуры T, на второй стадии лист охлаждают на воздухе в течение 20÷60 с, после чего лист охлаждают водой со скоростью 15÷50°С/с до температуры не более Т, при этому температуры Т и Т определяются по заявленным соотношениям, дальнейшее охлаждение листа осуществляют на воздухе или в стопе (RU 2709071, МПК C21D 8/02, C22C 38/00, 13.12.2019 г.).
Основной недостаток способа заключается в необходимости осуществлять многостадийное ускоренное охлаждение с выдержкой раскатов на рольганге между стадиями до 60 с и неизбежной холостой транспортировкой раскатов в обратном направлении через установку ускоренного охлаждения с последующей перестройкой режимов охлаждения, что значительно снижает производительность стана и приводит к повышению стоимости продукции.
Наиболее близким по своей технической сущности и достигаемым результатам является способ производства стального листа для труб магистральных трубопроводов высокого давления толщиной 15-40 мм, обладающего повышенной деформационной способностью, согласно которому стальной лист получают из стали, содержащей углерод 0,04-0,08%, кремний 0,10-0,30%, марганец 1,60-1,85%, фосфор не более 0,013%, сера не более 0,003%, молибден 0,10-0,25%, ниобий 0,03-0,06%, титан 0,010-0,020%, алюминий не более 0,05%, никель 0,20-0,40%, ванадий не более 0,01%, медь не более 0,30%, хром не более 0,30%, железо и неизбежные примеси – остальное, перед прокаткой сляб нагревают до температуры 1100-1200°С, прокатку сляба выполняют в контролируемом режиме в две стадии: черновую и чистовую. Черновую стадию прокатки проводят выше температуры рекристаллизации аустенита при температуре 950-1050°С с суммарным обжатием 40-50%. Чистовую стадию прокатки выполняют до требуемой толщины листа с суммарным обжатием 75-85% при температуре 700-820°С. При этом перед проведением чистовой стадии прокатки раскат охлаждают на воздухе до температуры 720-800°С. Затем осуществляют ускоренное охлаждение листа со скоростью 20-35 °С/с до температуры 300-500 °С, после чего осуществляют медленное охлаждение листа на воздухе до температуры не более 150 °С (RU 2612109, МПК C21D 8/02, C22C 38/00, C21D 8/10, 02.03.2017 г.).
Основной недостаток этого способа заключается в том, что он допускает прокатку в двухфазной области, что, в свою очередь, приводит к локальной деформации феррита, расположенного в более прочном аустените, и ввиду различных условий рекристаллизации аустенита и феррита, а также различных температурных коэффициентах расширения этих фаз, вызывает при горячей пластической деформации высокие напряжения на границах их раздела, и, как следствие, зарождение и развитие трещин в тех участках металла, в которых возникают наибольшие растягивающие напряжения.
Задачей настоящего изобретения является разработка способа производства горячекатаного проката с высокой деформационной способностью, который позволит преодолеть отмеченные недостатки указанных аналогов и получить технический результат в виде собственно высокой деформационной способности проката толщиной до 40 мм, определяемой требованиями к форме кривой растяжения в области пластической деформации, предназначенного для изготовления электросварных прямошовных труб класса прочности К65, используемых при прокладке трубопроводов на рабочее давление до 11,8 МПа в районах пересечения активных тектонических разломов, повышенной сейсмичности и многолетнемерзлых грунтов, а также в районах со слабонесущими, пучинистыми и просадочными грунтами.
Решение поставленной задачи и достижение технического результата обеспечивается тем, что в способе производства горячекатаных листов, предназначенных для изготовления электросварных прямошовных труб класса прочности К65, включающем аустенитизацию непрерывнолитых заготовок, их черновую прокатку с регламентированным обжатием за проход, подстуживание раскатов, их чистовую прокатку и охлаждение на спокойном воздухе с последующим одностадийным ускоренным охлаждением и правку, заготовки получают из стали, содержащей углерод 0,04-0,07%, кремний 0,10-0,35%, марганец 1,45-1,90%, хром не более 0,10%, никель 0,15-0,30%, медь не более 0,15%, суммарное содержание титана, ванадия и ниобия 0,05-0,15%, молибден 0,15-0,25%, азот не более 0,007%, алюминий 0,02-0,06%, сера не более 0,003%, фосфор не более 0,013% железо и примеси – остальное, аустенитизацию производят до температуры 1190-1240°С, черновую прокатку начинают при температуре не ниже 980°С и осуществляют ее на толщину раската, составляющую не менее четырех толщин готового листа, чистовую прокатку начинают и завершают при температуре 760-820°С, после чего листы охлаждают на спокойном воздухе до температуры 710-750°С и подвергают ускоренному охлаждению в спрейерной установке для контролируемого охлаждения со скоростью 10-35°С/с до температуры не выше 200°C, далее листы подвергаются правке в роликовой листоправильной машине.
Технический результат достигается также тем, что черновую прокатку осуществляют с частными относительными обжатиями не менее 10%.
Сущность изобретения заключается в следующем.
Согласно предложенному способу изготавливают непрерывнолитую заготовку из стали с заданным химическим составом. Содержание химических элементов в указанных соотношениях обеспечивает необходимые механические свойства листов при реализации предлагаемых технологических режимов.
Для получения требуемой прочности содержание углерода должно быть не менее 0,04%, при этом его добавка в количестве более 0,07% приводит к ухудшению пластических свойств стали.
Добавка кремния необходима для раскисления стали при выплавке. Для обеспечения необходимого уровня раскисленности его содержание должно быть не менее 0,10%, но не более 0,35% для ограничения количества силикатных включений, ухудшающих ударную вязкость и трещиностойкость.
Марганец повышает степень насыщения феррита растворенными элементами, участвующими в механизме дисперсионного твердения. Для его рационального использования содержание марганца должно быть не менее 1,45%. При содержании марганца более 1,90% снижается ударная вязкость стали.
В предлагаемом способе содержание хрома ограничивается остаточной концентрацией 0,1%. Хром повышает прокаливаемость стали и при ускоренном охлаждении раската приводит к образованию хрупких структурных составляющих, снижающих способность материала сопротивляться развитию трещин.
Для повышения устойчивости аустенита в сталь добавляют никель и медь. Для получения необходимого эффекта содержание никеля не должно быть менее 0,15%. Экономически нецелесообразно добавлять более 0,30% никеля. Для экономии никеля в предлагаемом способе сталь может содержать медь до половины от максимальной его концентрации не более 0,15%. Наличие меди в стали повышает прочность, но снижает пластичность и ударную вязкость, ослабляя межзеренные границы при медленном охлаждении обогащенной фазой.
Для использования дополнительного механизма дисперсионного упрочнения сталь должна быть с добавками титана, ванадия и ниобия в количестве суммарно не менее 0,05% и не более 0,15%. При суммарном содержании этих элементов менее 0,05% не достигается требуемый эффект упрочнения, более 0,15% – возникает эффект избыточного упрочнения.
Добавки молибдена придают стали мелкозернистую структуру, повышают прочность при равных показателях пластичности. Молибден в количестве менее 0,15% не оказывает значительного влияния на свойства, а его содержание более 0,25% уже значительно повышает стоимость стали, что экономически нецелесообразно.
Азот необходим для выделения мелкодисперсных нитридов для сдерживания роста аустенитных зерен. При содержании азота свыше 0,007% увеличивается его концентрация в твердом растворе, что ухудшает ударную вязкость и трещиностойкость стали при низких температурах.
Алюминий раскисляет и модифицирует сталь, связывает азот в нитриды. Для снижения содержания кислорода в расплавленной стали необходимо добавлять не менее 0,02% алюминия. При его содержании более 0,06% снижаются вязкопластические свойства стали.
Сера и фосфор являются вредными примесями, поэтому обозначенные низкие значения содержания серы не более 0,003% и фосфора не более 0,013% необходимы для получения высоких значений ударной вязкости при низких температурах.
При содержании серы свыше 0,003% в стали образуются сульфидные включения, значительно снижающие ударную вязкость и трещиностойкость.
Фосфор относится к числу элементов, обладающих наибольшей склонностью к ликвации и образованию сегрегации по границам зерен, и, как следствие, отрицательно влияющих на ударную вязкость стали и трещиностойкость, поэтому верхний предел содержания фосфора устанавливают не более 0,013%.
Оптимальные технологические параметры способа были определены эмпирическим путем.
o
Перед прокаткой непрерывнолитую заготовку нагревают до температуры 1190-1240C. Превышение верхней границы интервала стимулирует аномальный рост зерен аустенита, приводящий к снижению прочностных и вязкостных свойств. При недостижении нижней границы интервала температуры нагрева карбонитриды плохо растворяются в аустените, это оказывает негативное влияние на протекание процессов рекристаллизации, а также снижает прочностные и вязкие свойства. Черновую стадию прокатки проводят выше температуры рекристаллизации аустенита, но не ниже 980°C, что обеспечивает активное измельчение зерна за счет его повторного роста. Для обеспечения удовлетворительных результатов испытания падающим грузом с учетом увеличенной толщины проката необходимо обеспечить толщину промежуточного подстуживания не менее четырех толщин готового листа. Получение, например, пятикратного промежуточного раската по толщине снижает суммарную степень деформации на черновой стадии прокатки, препятствуя требуемому измельчению зерен аустенита.
Температурный интервал начала и окончания деформации на чистовой стадии прокатки выбирают, исходя из необходимости подготовки аустенита к последующему превращению путем создания деформированных зерен аустенита, содержащих полосы деформации и имеющих высокую плотность дислокаций. Рациональным температурным интервалом чистовой прокатки определен интервал 760-820°С.
Ускоренное охлаждение оказывает положительное влияние на прочностные и вязкопластические свойства готового проката. Выбранные условия одностадийного ускоренного охлаждения: температурный интервал начала охлаждения 710-750°С и скорость охлаждения 10-35°C/с до температуры не выше 200°C обеспечивают получение целевой феррито-бейнитной структуры. При этом более высокая температура конца ускоренного охлаждения приводит к появлению в структуре доли нежелательной структурной составляющей перлита. Далее листы подвергаются правке в роликовой листоправильной машине.
Черновую прокатку осуществляют с частными относительными обжатиями не менее 10%. С увеличением степени деформации снижается энергия активации рекристаллизации и увеличивается скорость образования новых кристаллических зерен. Опытным путем установлена минимальная достаточная степени деформации не менее 10%, положительно влияющая на рекристаллизацию и механические свойства готового проката. Для получения требуемой толщины промежуточного раската допускается последние пропуски через межвалковый зазор осуществлять с меньшей степенью деформации.
Применение способа поясняется примером его реализации при производстве листов толщиной 33,4 мм на толстолистовом стане 5000 ПАО «Северсталь».
В условиях конвертерного производства Череповецкого металлургического комбината ПАО «Северсталь» было выплавлено пять опытных плавок, три из которых имели соответствующий заявленному химический состав (№ 1, 2 и 3), две – нет (№ 4 и 5). Химический состав выплавленного металла приведен в таблице 1. Опытные плавки были разлиты на слябы толщиной 313 мм, которые прокатали на стане 5000 в листы толщиной 33,4 мм.
Механические испытания проводили на образцах, изготовленных из проб, отобранных в поперечном направлении относительно направления прокатки. Испытания на статическое растяжение проводили на плоских пятикратных образцах по ГОСТ 1497. Заданные величины деформации 0,4; 0,6; 1,0 и 2,0% для фиксации соответствующих напряжений и вычисления отношения их значений определялись при помощи контактных экстензометров. Ударный изгиб – на образцах с V-образным надрезом по ГОСТ 9454 при температуре минус 40°С, испытания падающим грузом – по ГОСТ 30456 при температуре минус 40°С, испытания на трещиностойкость CTOD – по BS 7448 при температуре минус 20°C.
Варианты реализации предложенного способа и результаты испытаний приведены в таблицах 2 и 3, 4 соответственно.
Результаты испытаний показали, что предлагаемый способ производства проката (вариант № 1-5) из стали, выбранного химического состава (№ 1, 2 и 3), обеспечивает удовлетворительный уровень механических свойств.
п0,5
в
5
c
-40
2
-40
Таким образом, применение описанного способа производства проката для труб, приведенного химического состава, обеспечивает достижение требуемого уровня прочностных (σ = 530-670 МПа, σ = 640-750 МПа) и пластических свойств (δ ≥ 19,5%) стали, вязкостных свойств (KCV ≥ 270 Дж/см, ДВС при ИПГ ≥ 90%) и критического раскрытия в вершине трещины CTOD при температуре минус 20°C (δ ≥ 0,25 мм), а также нормированного отношения последовательных значений напряжений, соответствующих участку малых пластических деформаций диаграммы растяжения
п0,6
п0,4
п1,0
п0,6
п2,0
п1,0
(σ / σ ≥ 1,070, σ / σ ≥ 1,050, σ / σ ≥ 1,020),
задающие требования к форме кривой растяжения в области пластической деформации, что позволяет применить его для изготовления труб, предназначенных для эксплуатации в составе трубопровода в районах пересечения активных тектонических разломов, повышенной сейсмичности, многолетнемерзлых грунтов, а также в районах со слабонесущими, пучинистыми и просадочными грунтами.
Таблица 1
Массовая доля химических элементов, %
Химическийсостав
С
Si
Mn
Cr
Ni
Cu
Ti+V+Nb
Mo
N
Al
S
P
1
0,041
0,11
1,45
0,04
0,15
0,05
0,05
0,15
0,005
0,02
0,002
0,011
2
0,055
0,24
1,54
0,07
0,23
0,08
0,08
0,19
0,005
0,04
0,002
0,011
3
0,065
0,31
1,90
0,10
0,30
0,14
0,15
0,25
0,006
0,05
0,003
0,012
4
0,038
0,15
1,39
0,17
0,11
0,06
0,01
0,05
0,007
0,01
0,003
0,012
5
0,071
0,35
1,95
0,20
0,34
0,29
0,18
0,29
0,007
0,07
0,003
0,013
Таблица 2
Технологические параметры производства листов
Вариант производства
Химический состав
Температура аустенизации, °С
Температура начала черновой прокатки, °С
Кратность раската по толщине
Частные относительные обжатия на черновой стадии, %
Температура начала чистовой прокатки, °С
Температура окончания чистовой прокатки, °С
Температура начала ускоренного охлаждения, °С
Скорость охлаждения, °С/с
Температура окончания ускоренного охлаждения, °С
1
1
1191
982
4
10
762
777
712
12
195
2
2
1205
1011
5
12
790
800
734
20
105
3
3
1229
1039
6
11
817
820
748
31
52
4
4
1210
1007
5
10
788
792
745
18
98
5
5
1220
992
4
13
773
779
739
15
93
6
1
1150
940
3
9
748
752
689
8
218
7
2
1245
950
3
8
840
849
761
39
37
Таблица 3
Результаты испытаний на статическое растяжение
Вариант производства
Химический состав
σ<sub>п0,5</sub> , МПа
σ<sub>в</sub> , МПа
δ<sub>5</sub> , %
σ<sub>п0,5</sub> / σ<sub>в</sub>
σ<sub>п0,6</sub> / σ<sub>п0,4</sub>
σ<sub>п1,0</sub> / σ<sub>п0,6</sub>
σ<sub>п2,0</sub> / σ<sub>п1,0</sub>
1
1
545
640
23
0,85
1,09
1,07
1,03
2
2
570
650
20
0,88
1,08
1,07
1,02
3
3
600
695
21
0,86
1,08
1,05
1,03
4
4
530
630
22
0,84
1,08
1,04
1,02
5
5
560
645
19
0,87
1,07
1,06
1,01
6
1
520
635
24
0,82
1,06
1,05
1,03
7
2
690
760
20
0,91
1,05
1,04
1,02
Примечание:σ<sub>п0,5</sub> – предел текучести условный с допуском на величину полной деформации 0,5%;σ<sub>в</sub> – временное сопротивление;δ<sub>5</sub> – относительное удлинение после разрыва;σ<sub>п0,6</sub> – величина напряжения с допуском на величину полной деформации 0,6%;σ<sub>п0,4</sub> – величина напряжения с допуском на величину полной деформации 0,4%;σ<sub>п1,0</sub> – величина напряжения с допуском на величину полной деформации 1,0%;σ<sub>п2,0</sub> – величина напряжения с допуском на величину полной деформации 2,0%.
Таблица 4
Результаты динамических испытаний на изгиб и трещиностойкость CTOD
Вариант производства
Химический состав
KCV<sup>-40</sup> , Дж/см<sup>2</sup>
ДВС при ИПГ<sup>-40</sup> , %
δ<sub>c</sub> , мм
1
1
350
100
0,58
2
2
328
100
0,46
3
3
312
95
0,42
4
4
270
85
0,25
5
5
250
85
0,23
6
1
260
90
0,25
7
2
245
80
0,19
Примечание:KCV<sup>-40</sup> – ударная вязкость при температуре испытаний минус 40°C;ДВС при ИПГ<sup>-40</sup> – доля вязкой составляющей в изломе ИПГ при температуре испытаний минус 40°C;δ<sub>c</sub> – раскрытие вершины трещины.