RU2658515C1 - Труба высокопрочная из низкоуглеродистой доперитектической молибденсодержащей стали для нефтегазопроводов и способ её производства - Google Patents
Труба высокопрочная из низкоуглеродистой доперитектической молибденсодержащей стали для нефтегазопроводов и способ её производства Download PDFInfo
- Publication number
- RU2658515C1 RU2658515C1 RU2017116111A RU2017116111A RU2658515C1 RU 2658515 C1 RU2658515 C1 RU 2658515C1 RU 2017116111 A RU2017116111 A RU 2017116111A RU 2017116111 A RU2017116111 A RU 2017116111A RU 2658515 C1 RU2658515 C1 RU 2658515C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- carbon
- molybdenum
- temperature
- pipe
- steel
- Prior art date
Links
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 44
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 43
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 43
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 25
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims abstract description 24
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 title claims abstract description 24
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 19
- 238000000034 method Methods 0.000 title description 11
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 25
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 25
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 21
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims abstract description 18
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 16
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims abstract description 16
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 10
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 10
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 9
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims abstract description 9
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 9
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 9
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 7
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 6
- FBPFZTCFMRRESA-FSIIMWSLSA-N D-Glucitol Natural products OC[C@H](O)[C@H](O)[C@@H](O)[C@H](O)CO FBPFZTCFMRRESA-FSIIMWSLSA-N 0.000 claims description 6
- 239000000600 sorbitol Substances 0.000 claims description 6
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 claims description 3
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 abstract description 12
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 6
- 239000007789 gas Substances 0.000 abstract description 3
- FBPFZTCFMRRESA-JGWLITMVSA-N D-glucitol Chemical group OC[C@H](O)[C@@H](O)[C@H](O)[C@H](O)CO FBPFZTCFMRRESA-JGWLITMVSA-N 0.000 abstract 1
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 abstract 1
- 238000009851 ferrous metallurgy Methods 0.000 abstract 1
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 11
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 9
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 8
- 102220479482 Puromycin-sensitive aminopeptidase-like protein_C21D_mutation Human genes 0.000 description 7
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 7
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 7
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 7
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 7
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000008569 process Effects 0.000 description 4
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 4
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 4
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 4
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 3
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 3
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 3
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 3
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 3
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 3
- -1 0.005 ÷ 0.035 S Substances 0.000 description 2
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 2
- 125000004429 atom Chemical group 0.000 description 2
- 230000008859 change Effects 0.000 description 2
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 2
- 230000001054 cortical effect Effects 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 2
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 2
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 2
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 2
- 238000010606 normalization Methods 0.000 description 2
- 239000003921 oil Substances 0.000 description 2
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 2
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 2
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 2
- 241000227272 Agarista populifolia Species 0.000 description 1
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 1
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N Alumina Chemical class [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 101150096674 C20L gene Proteins 0.000 description 1
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000742 Microalloyed steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 102220543923 Protocadherin-10_F16L_mutation Human genes 0.000 description 1
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 description 1
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 101100445889 Vaccinia virus (strain Copenhagen) F16L gene Proteins 0.000 description 1
- 101100445891 Vaccinia virus (strain Western Reserve) VACWR055 gene Proteins 0.000 description 1
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000008186 active pharmaceutical agent Substances 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 229910052785 arsenic Inorganic materials 0.000 description 1
- RQNWIZPPADIBDY-UHFFFAOYSA-N arsenic atom Chemical compound [As] RQNWIZPPADIBDY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011575 calcium Substances 0.000 description 1
- 125000004432 carbon atom Chemical group C* 0.000 description 1
- 230000015556 catabolic process Effects 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000015271 coagulation Effects 0.000 description 1
- 238000005345 coagulation Methods 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 1
- 238000000354 decomposition reaction Methods 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 238000006731 degradation reaction Methods 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 239000006260 foam Substances 0.000 description 1
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 1
- ZLANVVMKMCTKMT-UHFFFAOYSA-N methanidylidynevanadium(1+) Chemical class [V+]#[C-] ZLANVVMKMCTKMT-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- QMQXDJATSGGYDR-UHFFFAOYSA-N methylidyneiron Chemical compound [C].[Fe] QMQXDJATSGGYDR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 238000013021 overheating Methods 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 1
- 238000004806 packaging method and process Methods 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000000844 transformation Methods 0.000 description 1
- 230000003313 weakening effect Effects 0.000 description 1
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
- F16L—PIPES; JOINTS OR FITTINGS FOR PIPES; SUPPORTS FOR PIPES, CABLES OR PROTECTIVE TUBING; MEANS FOR THERMAL INSULATION IN GENERAL
- F16L9/00—Rigid pipes
- F16L9/02—Rigid pipes of metal
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- General Engineering & Computer Science (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
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 АC3+(30÷45)°С, охлаждения в воде и последующего высокотемпературного отпуска при температуре AC1-(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.
Description
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 АС3+(50÷80°С), выдержку не менее 30 минут, охлаждение в воде до температуры не более 100°С и последующий отпуск до температуры (AС1-15)°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 АC3+(30÷45°С), а высокий отпуск проводят при нагреве до температуры AС1-(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 Fp=2.5(0,5-[Ceq])>1 с последующей горячей прокаткой труб и термической обработкой по предлагаемому режиму (Ceq - углеродный эквивалент).
Ферритный потенциал Fp=2.5(0,5-[Ceq])>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 Ceq - углеродный эквивалент,
Ceq=(%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 Ceq, 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 Fp=2.5(0,5-[Ceq])>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 АC3+(30÷45°С), охлаждении в воде и последующем высоком отпуске при температуре AC1-(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 АC3+(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 AC1-(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.
Claims (4)
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. %:
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 АC3+(30÷45)°С, а отпуск проводят высокотемпературным при нагреве до температуры АC1-(30÷100)°С с выдержкой не менее 2 мин на 1 мм толщины стенки трубы.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2017116111A RU2658515C1 (ru) | 2017-05-10 | 2017-05-10 | Труба высокопрочная из низкоуглеродистой доперитектической молибденсодержащей стали для нефтегазопроводов и способ её производства |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2017116111A RU2658515C1 (ru) | 2017-05-10 | 2017-05-10 | Труба высокопрочная из низкоуглеродистой доперитектической молибденсодержащей стали для нефтегазопроводов и способ её производства |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2658515C1 true RU2658515C1 (ru) | 2018-06-21 |
Family
ID=62713457
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2017116111A RU2658515C1 (ru) | 2017-05-10 | 2017-05-10 | Труба высокопрочная из низкоуглеродистой доперитектической молибденсодержащей стали для нефтегазопроводов и способ её производства |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2658515C1 (ru) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2701667C1 (ru) * | 2018-12-11 | 2019-10-01 | Хинда Кечуанг (Тангшан) Петролеум Екуипмент Ко., Лтд. | Процесс гомогенизации колтюбинговой трубы |
| CN113981323A (zh) * | 2021-10-29 | 2022-01-28 | 新余钢铁股份有限公司 | 一种改善火工矫正性能Q420qE钢板及其制造方法 |
| RU2788887C2 (ru) * | 2021-01-13 | 2023-01-25 | Акционерное общество "Волжский трубный завод" | Способ термической обработки бесшовных коррозионностойких труб нефтяного сортамента из стали мартенситного класса |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU605846A1 (ru) * | 1976-04-12 | 1978-05-05 | Институт черной металлургии | Способ термической обработки изделий из малоуглеродистой низколегированной стали |
| US5201965A (en) * | 1991-04-15 | 1993-04-13 | Hitachi Metals, Ltd. | Heat-resistant cast steel, method of producing same, and exhaust equipment member made thereof |
| US5755895A (en) * | 1995-02-03 | 1998-05-26 | Nippon Steel Corporation | High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent in low temperature toughness |
| RU2231563C1 (ru) * | 2003-03-25 | 2004-06-27 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт токов высокой частоты им. В.П. Вологдина" | Способ термической обработки изделий из низко- и среднеуглеродистых нелегированных и малолегированных сталей |
| RU2336333C2 (ru) * | 2006-08-30 | 2008-10-20 | Открытое акционерное общество "Оскольский электрометаллургический комбинат" | Трубная заготовка из низкоуглеродистой молибденсодержащей стали |
| US20140305553A1 (en) * | 2011-12-15 | 2014-10-16 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High-strength cold-rolled steel sheet having small variations in strength and ductility and manufacturing method for the same |
| EP2871252A1 (en) * | 2012-07-09 | 2015-05-13 | JFE Steel Corporation | Thick-walled high-strength sour-resistant line pipe and method for producing same |
-
2017
- 2017-05-10 RU RU2017116111A patent/RU2658515C1/ru active
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU605846A1 (ru) * | 1976-04-12 | 1978-05-05 | Институт черной металлургии | Способ термической обработки изделий из малоуглеродистой низколегированной стали |
| US5201965A (en) * | 1991-04-15 | 1993-04-13 | Hitachi Metals, Ltd. | Heat-resistant cast steel, method of producing same, and exhaust equipment member made thereof |
| US5755895A (en) * | 1995-02-03 | 1998-05-26 | Nippon Steel Corporation | High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent in low temperature toughness |
| RU2231563C1 (ru) * | 2003-03-25 | 2004-06-27 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт токов высокой частоты им. В.П. Вологдина" | Способ термической обработки изделий из низко- и среднеуглеродистых нелегированных и малолегированных сталей |
| RU2336333C2 (ru) * | 2006-08-30 | 2008-10-20 | Открытое акционерное общество "Оскольский электрометаллургический комбинат" | Трубная заготовка из низкоуглеродистой молибденсодержащей стали |
| US20140305553A1 (en) * | 2011-12-15 | 2014-10-16 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High-strength cold-rolled steel sheet having small variations in strength and ductility and manufacturing method for the same |
| EP2871252A1 (en) * | 2012-07-09 | 2015-05-13 | JFE Steel Corporation | Thick-walled high-strength sour-resistant line pipe and method for producing same |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2701667C1 (ru) * | 2018-12-11 | 2019-10-01 | Хинда Кечуанг (Тангшан) Петролеум Екуипмент Ко., Лтд. | Процесс гомогенизации колтюбинговой трубы |
| RU2788887C2 (ru) * | 2021-01-13 | 2023-01-25 | Акционерное общество "Волжский трубный завод" | Способ термической обработки бесшовных коррозионностойких труб нефтяного сортамента из стали мартенситного класса |
| CN113981323A (zh) * | 2021-10-29 | 2022-01-28 | 新余钢铁股份有限公司 | 一种改善火工矫正性能Q420qE钢板及其制造方法 |
| CN113981323B (zh) * | 2021-10-29 | 2022-05-17 | 新余钢铁股份有限公司 | 一种改善火工矫正性能Q420qE钢板及其制造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP7134230B2 (ja) | 低降伏比・超高強度コイルドチュービング用鋼及びその製造方法 | |
| RU2680041C2 (ru) | Способ изготовления высокопрочного стального листа и полученный лист | |
| US10597760B2 (en) | High-strength steel material for oil well and oil well pipes | |
| US20080047635A1 (en) | Heavy wall seamless steel pipe for line pipe and a manufacturing method thereof | |
| CN108660389B (zh) | 一种具有优异止裂性的高强厚钢板及其制造方法 | |
| JP2014012890A (ja) | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管およびその製造方法 | |
| KR102476628B1 (ko) | 베이나이트강의 단조 부품 및 그 제조 방법 | |
| CN104603313A (zh) | 焊接热影响部ctod特性优异的高张力厚钢及其制造方法 | |
| JP2002241838A (ja) | 二相ステンレス鋼管の製造方法 | |
| JP2020500262A (ja) | 低温用中マンガン鋼材及びその製造方法 | |
| CN111893386B (zh) | 基于塑变和抗压溃性设计深水管线用厚板及其生产方法 | |
| WO2021109439A1 (zh) | 一种兼具抗hic和抗大变形的管线钢及其制造方法 | |
| CN107699791B (zh) | 900MPa级高冷弯性能低合金高强钢板及其制备方法 | |
| JP6819198B2 (ja) | 冷間鍛造調質品用圧延棒線 | |
| JP6160574B2 (ja) | 強度−均一伸びバランスに優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| CN107881417B (zh) | 一种低屈强比马氏体-铁素体-奥氏体复相耐磨钢板及其制造方法 | |
| RU2638479C1 (ru) | Горячекатаный лист из низколегированной стали толщиной от 15 до 165 мм и способ его получения | |
| JP2017166059A (ja) | 高強度油井用鋼管用素材および該素材を用いた高強度油井用鋼管の製造方法 | |
| JP2023022159A (ja) | 耐水素誘起割れ（ｈｉｃ）性が強化されたｘ－６５グレードのａｐｉ ５ｌ ｐｓｌ－２仕様に適合する鋼組成物及びその鋼の製造方法 | |
| CN104480384A (zh) | 510MPa级抗氢致开裂压力容器用钢板及生产方法 | |
| RU2658515C1 (ru) | Труба высокопрочная из низкоуглеродистой доперитектической молибденсодержащей стали для нефтегазопроводов и способ её производства | |
| RU2689348C1 (ru) | Способ производства горячекатаного проката повышенной прочности | |
| JP4967356B2 (ja) | 高強度継目無鋼管およびその製造方法 | |
| RU2465346C1 (ru) | Способ производства высокопрочного штрипса для труб магистральных трубопроводов | |
| CN109487046A (zh) | 一种高强度高韧性船板钢eh550厚板及其生产方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| QB4A | Licence on use of patent |
Free format text: LICENCE FORMERLY AGREED ON 20210420 Effective date: 20210420 |