CC BY
43
УДК 669.1.017 + 621.78-977
ОПТИМИЗАЦИЯ СТРУКТУРЫ И ПРОЧНОСТНЫХ СВОЙСТВ ТРУБНОЙ СТАЛИ СПЕЦИАЛЬНОГО НАЗНАЧЕНИЯ
© 2007 г. И.Г. Погорелова, О.В. Кудряков
Повышение стойкости трубной стали к воздействию низких температур всегда было актуальной проблемой для добывающих отраслей нашей страны. Климатические условия Сибири и Крайнего Севера обеспечивают постоянную востребованность результатов научных исследований в этой области. В лабораториях ОАО «Тагмет» (г. Таганрог) при участии Донского государственного технического университета (ДГТУ, г. Ростов-на-Дону) в последние годы разрабатывается перспективное направление по созданию технологии, обеспечивающей увеличение хладостой-кости бесшовных горячедеформированных нефтега-зопроводных труб за счет комбинированной термической обработки [1]. Новизна этого научного направления обусловлена тем, что результат достигается проработкой металловедческого аспекта - изучением закономерностей структурной организации стали и их управлением при термообработке. Тогда как предшествующие исследования носили, прежде всего, металлургический характер и были направлены на резкое снижению концентрации серы в металле и подавление процесса образования сульфидов и оксисульфидов [2, 3].
Исследования по подбору и оптимизации комплекса операций термической обработки (ТО) были проведены на трубах диаметром 114 мм и толщиной стенки 9 мм из стали следующего химического состава: С - 0,23 %; Мп - 0,58 %; 81 - 0,23 %; Р - 0,005 %; 8 - 0,015 %; А1 - 0,03 %; Сг - 0,05 %; N1 - 0,07 %; Си - 0,16 %. Образцы для исследований отбирали от переднего и заднего конца труб.
Для нагрева труб использовали газопламенные проходные печи, а также установку для индукционной закалки труб токами промышленной частоты и охлаждающее устройство в виде «кольцевого» спрейера.
Исследование микроструктуры и неметаллических включений проводили с привлечением стандартных методик металлографического, фрактографического и микрорентгено-спектрального анализа по микрошлифам и изломам, полученным методом внецентренного отрыва вдоль плоскости прокатки. На изломах выявляли характер распределения неметаллических включений по объему металла, проводили анализ их геометрических параметров и химического состава. Микроструктуру стали исследовали на продольных микрошлифах. В качестве параметров неоднородности структуры определяли величину зерна и балл феррито-перлитной полосчатости. Анализ проводили с использованием измерительного комплекса - металлографического микроскопа «ММ-6», растрового электронного микроскопа фирмы «Jeol» (Япония), рентгеноспек-трального анализатора «Superprobe-733» и ЭВМ «Link». Статистический анализ микроструктурных параметров металла (размер зерна, содержание перлита в стали) проводили с использованием компьютерного комплекса обработки изображений «IBAS» фирмы «KONTRON» (Германия). Испытания на ударную вязкость проводили на воздухе на образцах Шарпи (KCV в Дж/м2).
Термическая обработка труб включала различные виды (нормализация, полная и неполная закалка, отпуск) и их сочетания. Некоторые из них представлены в табл. 1.
Таблица 1
Характеристики микроструктуры трубной стали, обработанной по различным режимам ТО
№ режима ТО Вид термической обработки Параметры микроструктуры
Балл зерна Балл феррито-перлитной полосчатости
Нормализация с прокатного нагрева 6-7 2,0
Нормализация 8 3,0
4 Полная закалка 4-7 0,5
2 Полная закалка + высокий отпуск 4-5 0,5
6 Полная закалка + высокий отпуск + закалка из МКИ 11-12 0
15 Закалка из МКИ 11-12 1
13 Закалка из МКИ + высокий отпуск 11 1
3 Полная закалка + высокий отпуск + закалка из МКИ + + высокий отпуск 12 1
19 Закалка из МКИ + закалка из МКИ + высокий отпуск 11 1,5
21 Нормализация + закалка из МКИ + высокий отпуск 8 4
30 Полная закалка + нормализация из МКИ 9 3
Температурные параметры каждого цикла термической обработки варьировали с целью выявления наиболее оптимального режима, обеспечивающего наилучшее сочетание механических характеристик, структурного состояния металла и коррозионных свойств.
Негативное влияние крупнозернистости и ферри-то-перлитной полосчатости на комплекс механических свойств стали общеизвестно. Из приведенных данных следует, что радикальное измельчение зерна достигается только при использовании закалки из межкритического интервала (МКИ) температур Ас1-Ас3. При этом наиболее оптимальным видом термообработки, предшествующим закалке из МКИ, является полная закалка с промежуточным высоким отпуском (варианты ТО № 3 и 6 в табл. 1). Структура, получаемая по такому режиму термической обработки, характеризуется однородностью по сечению и длине трубы, отсутствием полосчатости и мелкозернистостью (рис. 1). Металл трубы обладает также высоким сопротивлением к разрушению при ударном изгибе как при комнатных, так и при пониженных температурах испытания (табл. 2).
Наоборот, если закалке из межкритического интервала предшествует нормализация, то в конечном итоге после отпуска формируется также феррито-перлитная структура, но отличающаяся грубой полосчатостью и более крупным зерном (вариант ТО № 21 в табл. 1).
Рис. 1. Микроструктура металла труб после: а - нормализации, Х1000; б - полной закалки + нормализации из МКИ (вариант № 30), Х100; в - полной закалки + закалки из МКИ (вариант ТО № 7), Х100; г - полной закалки + высокого отпуска + закалки из МКИ + высокого отпуска (вариант ТО № З), Х4000
Из табл. 1 видно, что режимы ТО, которые включают в себя двойную закалку и высокий отпуск, дают более мелкозернистую структуру. Структура металла после однократной термообработки представлена неравномерными по величине перлитными зернами грубой остроугольной формы, повторяющими по форме структуру горячекатанной трубы.
Структура металла после двойной закалки (варианты ТО № 3 и 19) отличается высокой равновесностью и представлена равноосными феррито-перлитными зернами, максимальный размер которых не превышает 10 мкм (рис. 1). Форма карбидов в перлитных зернах зернистая; их размер не более 1 мкм. Полосчатость феррито-перлитной структуры у наружной поверхности и в центральных объемах трубы практически отсутствует, а у внутренней поверхности -не выше 1 балла по ГОСТ 5640.
Известно, что зарождение аустенитных зерен в процессе изотермической выдержки в межкритическом интервале температур происходит по границам бывших аустенитных зерен. При этом, структурной наследственности, проявляющейся как повторение новыми аустенитными зернами формы исходных кристаллов, не наблюдается. Наоборот, образующиеся зерна аустенита имеют относительно равноосную форму. Также важно, что при изотермической выдержке в межкритическом интервале температур исходно закаленной стали происходит зарождение и рост новых ферритных зерен, вероятнее всего, по механизму рекристаллизации. При этом вновь образованное ферритное зерно имеет минимальное количество дефектов. При выдержке в межкритическом интервале температур протекают сложные процессы взаимной многокомпонентной диффузии, оказывающей большое влияние на конечные свойства металла термообработанной трубы. После высокотемпературного отпуска микроструктура металла трубы представлена мелкими равноосными феррито-перлитными зернами с преимущественно округлой формой карбидов (рис. 1 г).
Анализ микроструктуры показывает, что закалка из МКИ, независимо от того, на каком этапе ТО она проводится, приводит к значительному измельчению зерна и снижению структурной полосчатости. Это связано, по-видимому, с образованием большого количества центров кристаллизации аустенита по границам бывших аустенитных зерен. В отличие от одинарной закалки из МКИ, двойная закалка приводит к образованию более равновесной формы как феррит-ного, так и перлитного зерен.
Результаты механических испытаний показали, что при повышенном пределе текучести металл может иметь очень высокие значения ударной вязкости вплоть до температуры -70 °С, не достижимые ранее для стали марки 20 (табл. 2).
Обобщенные данные испытаний показывают, что вариант ТО № 3, включающий в себя полную закалку с отпуском и закалку из МКИ с отпуском, имеет лучшие показатели структурных и механических свойств.
Эффективность полученных результатов по сопротивлению нефтегазопроводных труб различного рода разрушениям обусловлена структурными особенностями трубной стали, формирующихся в результате термообработки с «заходом» в межкритический интервал температур.
Таблица 2
Результаты механических испытаний трубной стали, обработанной по различным режимам ТО
№ режима ТО Вид термической обработки На одноосное растяжение Ударная вязкость KCV (105 Дж/м2) при Тисп. оС HRB средняя
ОВ, МПа ОТ, МПа 8, % V, % От / ОВ
+20 -40 -70
Нормализация 470 245 19,0 42,0 0,52 11,7 - - 76
3 Полная закалка + высокий отпуск + + закалка из МКИ + высокий отпуск 539 365 32,5 66,0 0,68 23,7 23,3 25,1 75
8 Полная закалка + закалка из МКИ + + высокий отпуск 560 397 29,7 75,8 0,71 26,6 24,7 25,1 79
11 Закалка из МКИ + высокий отпуск + + закалка из МКИ + высокий отпуск 537 362 33,1 72,8 0,67 18,4 18,8 22,7 75
19 Закалка из МКИ + закалка из МКИ + + высокий отпуск 538 371 29,1 71,5 0,69 26,7 25,8 26,4 78
21 Нормализация + закалка из МКИ + + высокий отпуск 556 349 33,0 71,5 0,63 25,5 25,8 29,1 81
30 Полная закалка + нормализация из МКИ 489 310 28,9 65,5 0,63 12,4 9,0 8,4 78
При нагреве в МКИ происходит рафинирование феррита. Он, во-первых, «очищается» от примесей, сегрегации которых способствуют трещинообразова-нию либо в силу своей морфологии (удлиненные сульфиды), либо как непроницаемые барьеры на пути движения дислокаций (компактные оксисульфиды). Во-вторых, получающийся при таком нагреве феррит рекристаллизуется - он практически полностью свободен от дефектов сдвигового характера (дислокаций и их комплексов). Таким образом, устраняются причины для развития дислокационных механизмов зарождения (по Стро, Коттреллу, по механизму поперечного скольжения, по механизму разрыва дислокационных стенок и т.д.) и «подпитки» развивающихся трещин в феррите.
Следует отметить, что, чем ниже температура закалки из МКИ, тем эффект рафинирования стали выше. Поскольку по мере повышения этой температуры в МКИ, количество рафинированного феррита по отношению к «загрязненному» примесями аустениту убывает.
Важную роль в повышении комплекса свойств стали играет отпуск. Первый отпуск после полной закалки (режим ТО № 3) выполняет дифференцирующую функцию по формированию структуры с максимально дисперсными зернистыми карбидами. Тем самым создаются предпосылки для максимально возможного измельчения зернового состава при последующем нагреве в МКИ под вторую закалку.
При втором отпуске (после закалки из МКИ) все процессы выделения частиц вторых фаз в мартенсите носят коагуляционный характер и формируют включения сфероидной формы (прежде всего, карбидной фазы). В силу отсутствия концентраторов напряжений в таком металле процессы зарождения трещин при последующем нагружении и эксплуатации труб максимально задерживаются во времени.
ОАО «Тагмет», г. Таганрог;
Донской государственный технический университет
Итак, проведенными исследованиями экспериментально показано, что термической обработкой бесшовных горячедеформированных нефтегазопро-водных труб из стали 20 может быть получена однородная мелкозернистая (10-12 балл зерна по ГОСТ 5639) феррито-перлитная структура с зернистой формой карбидов, обеспечивающая повышение временного сопротивления разрушению и предела текучести на 80-100 МПа, а ударной вязкости при температуре испытания -50 °С и -70 °С почти на порядок. Оптимальная ТО включает последовательность следующих операций: полная закалка водяным спрейером + высокий отпуск + закалка из межкритического интервала температур водяным спрейером + высокотемпературный отпуск.
Таким образом, проведенные эксперименты закладывают основы для технологической базы производства труб нового поколения для эксплуатации в районах с жесткими низкотемпературными условиями.
Литература
1. Способ производства бесшовных труб из малоуглеродистой стали / Шулежко А.Ф., Фурман Ю.С., Погоре-лова И.Г. и др.: Пат. 2112049 РФ с приоритетом от 12.03.1998 г.
2. Тетюева Т.В., Ботвина Л.Р., Крупнин С.А. Закономерности повреждаемости низколегированных сталей в корро-зионно-активных сероводородсодержащих средах // Физико-химическая механика материалов. - 1990. - № 2.-. С. 27-33.
3. Astafjev V.I., Artamoshkin S.V., Tetjueva T.V. Influence of Microstructure and Non-metallic Inclusions on Sulphide Stress Corrosion Cracking in Low- Alloy Steels. Int I Pres Ves. Piping 55, 1993 Elsevier Publishers Ltd, England.
3 октября 2006 г.
