Результат интеллектуальной деятельности: СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА ТОЛСТЫХ ЛИСТОВ ИЗ НИЗКОЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ С ПОВЫШЕННОЙ КОРРОЗИОННОЙ СТОЙКОСТЬЮ

Изобретение относится к металлургии, преимущественно к производству толстых листов из низколегированной стали толщиной 25,0-40,0 мм для изготовления электросварных труб с повышенной коррозионной стойкостью для эксплуатации в условиях агрессивной морской среды.

Известен способ производства листов из низколегированной трубной стали класса прочности К60 толщиной 24-28 мм, включающий нагрев до температуры выше Ас₃ слябовой заготовки из стали со следующим содержанием элементов: C=0,05-0,07%, Mn=1,45-1,55%, Si=0,20-0,35%, S≤0,003%, P≤0,013%, Ni=0,17-0,27%, Cr≤0,08%, Cu=0,10-0,20%, Al=0,025-0,045%, Nb=0,045-0,055%, V≤0,015%, Ti=0,015-0,025%, Fe - остальное, черновую прокатку в раскат промежуточной толщины, подстуживание, чистовую прокатку с регламентированными обжатиями и температурами конца прокатки, а также последующее ускоренное охлаждение листа, при этом температуру начала чистовой стадии прокатки принимают равной 830±20°C, а температуру конца чистовой прокатки устанавливают равной 820±15°C и последующее ускоренное охлаждение листа, при этом температуру начала ускоренного охлаждения листа принимают более 780°C, а конечную температуру ускоренного охлаждения листа устанавливают 625±15°C (Патент РФ №2479639, МПК C21D 8/02, C22C 38/38, C22C 38/42, B21B 1/26, 20.04.2013 г.).

Недостатком известного способа является сложность формирования требуемого уровня механических свойств материала листов толщиной более 28,0 мм, обусловленная получением неоднородной структуры по сечению, определяющей снижение эксплуатационной надежности конструкции трубопровода в целом.

Наиболее близким по своей технической сущности к предлагаемому изобретению является способ производства толстолистового проката из низколегированной стали, включающий выплавку стали, содержащей 0,04-0,08% C, 0,1-0,25% Si, 1,2-1,6% Mn, 0,3-0,5% Ni, 0,15-0,25% Mo, Cr≤0,12%, 0,15-0,45% Cu, Al≤0,05%, 0,03-0,06% V, 0,02-0,05% Nb, 0,01-0,03% Ti, остальное - железо и примеси при содержании каждого примесного элемента менее 0,03 и с параметром стойкости против растрескивания, составляющим P_cm<0,23%, разливку стали на непрерывнолитые заготовки, нагрев заготовки, черновую прокатку с переходом от продольной к поперечной прокатке с разбивкой ширины начинают при температуре не ниже 970°C и осуществляют ее с относительными обжатиями за проход не менее 10% до толщины, составляющей 3,5-5,2 толщины готового листа, последующее охлаждение промежуточной заготовки, чистовую прокатку начинают при температуре не ниже 740°C, причем первые проходы чистовой прокатки, на которых осуществляют разбивку ширины, производят с обжатием не более 10% и заканчивают чистовую прокатку проглаживающим проходом без обжатия при температуре не ниже 720°C, ускоренное охлаждение полученного листа до заданной температуры, определяемой в зависимости от его толщины из соотношения: Т=(717°C-0,11·h2)±15°C, где 0,11 - эмпирический коэффициент, °C/мм²; h - толщина готового листа, мм, и его последующее замедленное охлаждение (Патент РФ 2495142, МПК C21D 8/02, C21D 9/46, C22C 38/38, B21B 1/26, 10.10.2013 г.).

К недостаткам известного способа можно отнести то, что коррозионная стойкость материала листов, произведенных по данной технологии, в водородных и сероводородных средах не гарантируется.

Технический результат - получение проката толщиной 25,0-40,0 мм для объектов ответственного назначения с повышенными показателями по коррозионной стойкости в водородных и сероводородных средах, а также сопротивляемостью к хрупкому разрушению при температуре до -10°C для листов толщиной до 40,0 мм, определяемой количеством волокнистой составляющей в изломе образцов ИПГ.

Технический результат достигается тем, что в способе производства толстых листов из низколегированной стали, включающем аустенизацию непрерывнолитой заготовки, черновую прокатку с относительными обжатиями за проход не менее 10%, промежуточное охлаждение раската до регламентированной температуры, чистовую прокатку, ускоренное охлаждение листа до заданной температуры и последующее замедленное охлаждение в стопе, согласно изобретению непрерывнолитую заготовку получают из стали со следующим соотношением элементов C=0,035-0,070%, Si=0,10-0,25%, Mn=1,05-1,40%, Cr≤0,1%, Ni=0,38-0,45%, Cu=0,20-0,35%, Mo=0,14-0,20%, Al=0,02-0,05%, (Ti+V+Nb)=0,07-0,11%, Fe и примеси - остальное, при этом углеродный эквивалент С_э≤0,42%, коэффициент трещиностойкости P_cm≤0,22%, аустенизацию непрерывнолитой заготовки производят до температуры 1180-1190°C в течение 8,5-12,0 ч, черновую прокатку ведут с суммарной степенью деформации 40-45%, последующее промежуточное охлаждение раската проводят до температуры 730-740°C, при этом ускоренное охлаждение листа после чистовой прокатки завершают при температуре 530-560°C.

Технический результат также достигается тем, что чистовую прокатку заканчивают при температуре на 40°C выше ее начала.

Сущность изобретения состоит в том, что заданный химический состав стали обеспечивает необходимый фазовый состав, определяющий технический результат при реализации предлагаемых технологических режимов.

Углерод в стали определяет ее прочностные свойства. Снижение содержания углерода менее 0,035% приводит к падению прочностных свойств ниже допустимого уровня, увеличение содержания более 0,070% приводит к увеличению прочности выше допустимого уровня, сопровождающемуся ухудшением пластических и вязкостных свойств.

При содержании кремния менее 0,10% повышается загрязненность стали оксидными включениями, увеличение содержания более 0,25% приводит к загрязненности силикатами - все это негативно отражается на механических и коррозионных свойствах стали.

Марганец, так же как и углерод, повышает прочностные характеристики стали. При увеличении содержания марганца более 1,40% наблюдается понижение ударной вязкости стали, ухудшение свариваемости и снижение стойкости против коррозии. Однако введение марганца в сталь является необходимым для раскисления стали и удаления серы, поэтому снижение содержания марганца менее 1,05% нежелательно.

Наличие хрома положительно сказывается на прочности и коррозионной стойкости металла, содержание хрома более 0,10% ухудшает пластические свойства стали, свариваемость.

Легирование никелем улучшает технологические и прочностные свойства стали. Содержание никеля менее 0,38% снижает устойчивость переохлажденного аустенита и приводит к увеличению критической скорости охлаждения, достижение которой в центральных слоях раската трудновыполнимо. Превышение никелем содержания 0,45% повысит устойчивость аустенита и увеличит долю продуктов его распада по сдвиговому механизму. Этот факт приведет к чрезмерному упрочнению материала и снижению пластических свойств.

Легирование медью повышает коррозионные и прочностные свойства стали. Влияние меди на дисперсионное твердение и адсорбцию водорода при содержании менее 0,2% пренебрежимо мало. Превышение медью содержания 0,35% в ходе кристаллизации приводит к ее сосредоточению в междендритных пространствах и границах кристаллов, повышая вероятность образования поверхностных дефектов сляба или раската.

Содержание молибдена в количестве 0,14-0,20% способствует обеспечению требуемых прочностных характеристик и коррозионной стойкости стали. Превышение максимального значения 0,20% не сопровождается дальнейшим повышением качества листов, лишь увеличивает нецелесообразные расходы на легирование. При концентрации молибдена менее 0,14% не обеспечиваются прочностные свойства стали.

Растворенный в металле кислород является вредной примесью, ухудшающей механические свойства стали, для его эффективного удаления из расплава используется алюминий. Стойкие нанодисперсные оксиды алюминия являются центрами кристаллизации для вновь образующихся зерен, измельчая структуру стали, улучшая ее механические характеристики. Этот механизм активизируется при содержании алюминия не менее 0,02%. Увеличение содержания алюминия более 0,05% экономически нецелесообразно.

Введение в состав стали ванадия, ниобия и титана в суммарном количестве не менее 0,08% вместе с использованием контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением способствует получению ячеистой дислокационной микроструктуры, обеспечивающей сочетание высоких прочностных и пластических свойств. Ванадий и ниобий применяют для упрочнения стали дисперсными карбидами, измельчения зерна. Титан является одной из наиболее эффективных добавок в низколегированной стали, он способствует дисперсионному твердению и измельчению зерна. Также мелкодисперсные карбиды и карбонитриды ванадия, ниобия и титана препятствуют росту зерна аустенита в ходе нагрева, однако применение ванадия, ниобия и титана ограничено суммарной величиной 0,11%, превышение которой может сопровождаться снижением ударной вязкости стали.

Для предложенного химического состава при значениях углеродного эквивалента С_э более 0,42% и коэффициента трещиностойкости P_cm более 0,22% возможно образование холодных трещин в сварных соединениях.

Углеродный эквивалент С_э и параметр стойкости против растрескивания P_cm определяются по результатам плавочного анализа по формулам:

С_э=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15,

P_cm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B.

Режим аустенитизации определяет состояние стали перед прокаткой. Нагрев до температуры 1180-1190 в течение 8,5-12,0 ч должен обеспечить практически полное растворение карбонитридов ванадия и ниобия и не допустить интенсивного роста зерна аустенита. Суммарное обжатие на черновой стадии 40-45% выбрано таким, чтобы обеспечить высокую производительность стана и рациональные обжатия на последующих стадиях.

Рациональные параметры реализации способа были определены эмпирически. Экспериментально установлено, что нагрев сляба до температуры ниже 1180°C не сопровождается растворением дисперсных частиц ниобия. Увеличение температуры нагрева выше 1190°C сопровождается интенсивным ростом зерен аустенита и огрублением границ. При продолжительности нагрева менее 8,5 ч сохраняется высокий градиент температур по сечению сляба. Нагрев свыше 12,0 приводит к чрезмерному укрупнению аустенитного зерна с последующим образованием кристаллического излома.

Из опыта установлено, что при суммарной деформации на черновой стадии менее 40% существенно снижается проработка структуры по толщине раската. При суммарной деформации более 45% на чистовой стадии не достигается требуемого развития субструктуры и измельчения ферритного зерна.

Перед ускоренным охлаждением необходимо подготовить аустенит к последующему превращению, создав высокую плотность несовершенств кристаллической решетки гамма-железа. Температура начала деформации в чистовой стадии должна быть в интервале температур 730-740°C, а температура окончания - выше на 40°C. Температура конца ускоренного охлаждения выбрана, исходя из условий получения целевой микроструктуры.

Экспериментально определено, что начало чистовой прокатки ниже 730°C не позволяет подготовить аустенит к последующему превращению, создав высокую плотность несовершенств кристаллической решетки гамма-железа.

Экспериментально установлено, что при температуре конца прокатки выше температуры ее начала более чем на 40°C усиливается полосчатость, и значительно ухудшаются результаты испытаний падающим грузом.

Ускоренное охлаждение листов до температур, превышающих 560°C, обеспечивает низкую скорость охлаждения центральных слоев листа с выделением неблагоприятных структурных составляющих. Охлаждение до температуры ниже 530°C сопровождается чрезмерным развитием процесса промежуточного превращения переохлажденного аустенита с выделением соответствующих продуктов, резко ухудшающих вязкостные свойства материала.

Из приведенного анализа следует, что реализация предложенного технического решения позволяет получить требуемое качество листового проката для труб большого диаметра. Это достигается за счет выбора рациональных температурно-деформационных режимов для данного химического состава стали. Однако в случае выхода варьируемых технологических параметров за установленные для этого способа границы возникают трудности с получением стабильных и удовлетворительных свойств материала листов как механических, так и коррозионных. Таким образом, полученные данные подтверждают правильность рекомендаций по выбору допустимых значений технологических параметров предложенного способа производства толстых листов из низколегированной стали с повышенной коррозионной стойкостью.

Применение способа поясняется примером его реализации при производстве листов категории прочности DNV 450 SFDU на стане 5000.

Выплавка стали осуществлялась в кислородном конвертере вместимостью 370 т с проведением процесса десульфурации магнием в заливочном ковше. На выпуске проводилось первичное легирование, предварительное раскисление и обработка металла твердошлаковыми смесями с продувкой металла аргоном в сталеразливочном ковше. Окончательное легирование, микролегирование, обработка металла кальцием и перегрев металла для проведения вакуумирования проводилось на агрегате комплексной доводки стали. Дегазация металла осуществлялась путем его вакуумирования. Разливка производилась на МНЛЗ с защитой металла аргоном от вторичного окисления в слябы сечением 315×1715 мм.

Химический состав сталей приведен в таблице 1.

Сталь получена со следующим составом химических элементов, масс.%: C=0,049; Si=0,14; Mn=1,27; Cr=0,07; Ni=0,42; Cu=0,25; Mo=0,172; Al=0,038; Ti=0,017; V=0,043; Nb=0,033; железо и примеси - остальное. Углеродный эквивалент составил 0,36%, коэффициент трещиностойкости 0,16%.

Непрерывнолитые заготовки нагревали до температуры 1190 в течение 10,5 ч и прокатывали в черновой стадии до толщины подстуживания 180 мм, охлаждали на воздухе до температуры 733°C, прокатывали на чистовой стадии до конечной толщины 39,0 мм с окончанием процесса деформации при 773°C. В последующем листы ускоренно охлаждены до температуры 558°C. Предварительную деформацию на черновой стадии прокатки проводили с регламентированными обжатиями не менее 10%.

Испытания на статическое растяжение проводили на плоских двухдюймовых образцах по ASTM A370 в двух ортогональных направлениях. Динамические испытания вертикально падающим грузом проводили на образцах с шевронным надрезом при -10°C по API RP 5L3. Коррозионные испытания на водородную и сероводородную стойкость проводили в соответствии с требованиями NACE ТМ 0284 и EFC 16 (метод В) соответственно (коррозионная среда по NACE ТМ 0284, раствор В).

Варианты реализации предложенного способа и показатели их эффективности приведены в таблицах 2 и 3 соответственно.

Результаты испытаний показывают, что предлагаемый способ производства стали выбранного химического состава обеспечивает стабильный уровень стойкости в водородных и сероводородных средах.

Таким образом, применение описанного способа прокатки обеспечивает достижение требуемых результатов, а именно получение на толстолистовом реверсивном стане листов для труб большого диаметра с уровнем механических свойств, соответствующим категории прочности DNV 450 SFDU.

Технико-экономические преимущества рассматриваемого изобретения состоят в том, что использование предложенного способа обеспечивает производство толстых листов из низколегированной стали толщиной 25,0-40,0 мм для изготовления электросварных труб с повышенной коррозионной стойкостью для эксплуатации в условиях агрессивной морской среды.