Содержание к диссертации
Введение
1 Аналитический обзор 11
1.1 Трубы нефтяного сортамента и требования к ним 11
1.2 Составы и механические свойства среднеуглеродистых низколегированных сталей 14
1.3 Аналитическая оценка механических свойств конструкционных сталей 23
1.4 Технология производства горячедеформированных труб и их термическая обработка 29
1.5 Нормализация и отпуск сталей 39
2 Материал и методики исследований 54
2.1 Стали и режимы их обработок 54
2.2 Методика структурных исследований 56
2.3 Исследование механических свойств 57
2.4 Использование элементов статистического анализа 59
3 Использование аналитических методов для оценки механических свойств доэвтектоидных низколегированных трубных сталей 60
3.1 Отыскание корреляции между прочностными характеристиками и химическим составом 60
3.2 Использование эмпирического показателя Ст для оценки механических свойств горячедеформированных труб 67
3.3 Связь между показателем Ст и минимальной скоростью охлаждения, обеспечивающей образование бейнита 81
Выводы 91
4 Изготовление труб группы прочности n80 тип 1 93
4.1 Опробование сталей, используемых на СинТЗ 93
4.2 Опробование сталей новых композиций 126
Выводы 156
5 Промышленное внедрение 158
Общие выводы по работе 164
Список литературы 166
Приложение 173
- Составы и механические свойства среднеуглеродистых низколегированных сталей
- Аналитическая оценка механических свойств конструкционных сталей
- Использование элементов статистического анализа
- Использование эмпирического показателя Ст для оценки механических свойств горячедеформированных труб
Введение к работе
Актуальность темы. Развитие нефтегазового комплекса, разработка новых месторождений с уникальными условиями добычи нефти и газа, обуславливают потребность в разнообразной номенклатуре трубной продукции. Здесь, с одной стороны, по-прежнему большой спрос на насосно-компрессорные и.обсадные (НК и О) трубы рядового качества, в частности, группы прочности Д. Для таких труб, выпускаемых в горячедеформированном состоянии, лимитируется только уровень прочностных свойств. Из-за возросшей чистоты металла по вредным примесям, особенно фосфору, в последние годы столкнулись с их понижением.
С другой стороны, на заводах непрерывно возрастает объем заказов на трубы нефтяного сортамента высоких групп прочности, для которых, согласно отечественной нормативной документации и зарубежным стандартам, требования высоких прочностных свойств сочетаются со значительным уровнем вязко-пластических характеристик. Такой комплекс механических свойств достигается только в результате термообработки, включающей закалку (или нормализацию) с печного нагрева и высокотемпературный отпуск. Реализация термоулучшения возможна для трубных сталей, обладающих повышенной устойчивостью переохлажденного аустенита для формирования в широком диапазоне скоростей охлаждешія необходимого количества низкотемпературных продуктов распада аустенита (мартенсита, бейнита).
Для достижения требуемого соотношения цена-качество при массовом производстве НК и О труб стали должны быть экономнолегированными (особенно по Сг и Мо), что требует тщательного научно-обоснованного подбора их композиций и применения оптимальных режимов термообработки. Это требует знания закономерностей формирования структуры и механических свойств среднеуглеродистых низколегированных
сталей при ускоренном охлаждении и высокотемпературном отпуске. Такой комплекс научно-технических вопросов удается решить при проведении широкого круга исследований как в лабораторных, так и цеховых условиях.
Следовательно, отыскание закономерностей влияния составов среднеуглеродистых низколегированных сталей и режимов термообработки на структуру и комплекс механических свойств, способствующих, в частности, стабильному производству НК и О труб для нефтегазовой отрасли, предопределило актуальность темы данной диссертационной работы.
Работа выполнена в соответствии с основными направлениями научной деятельности кафедры «Термообработки и физики металлов» ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ» в рамках госбюджетных научно-исследовательских работ: № 2142 «Физихохимия синтеза и обработки перспективных материалов на основе переходных металлов» ГР № 01200205925 (2002-2006 гг)- единый заказ- наряд Минобрнауки РФ и «Программой научно-технического сотрудничества ОАО «ТМК» на 2006-2009 гг».
Целью данной диссертационной работы явилось изучение закономерностей влияния состава среднеуглеродистых низколегированных сталей и режимов термообработки на их структуру и механические свойства и разработка на их основе композиций сталей и режимов термической обработки труб нефтяного сортамента групп прочности Д, Е по ГОСТ 633(632)-80 и N80 тип 1 по API 5СТ-8 на производственных мощностях ОАО «Синарский трубный завод».
Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:
- показать возможность аналитической оценки по химическому составу механических свойств среднеуглеродистых низколегированных сталей с использованием различных соотношений и обосновать их использование для
прогнозирования механических свойств бесшовных
горячедеформированных труб;
- исследовать кинетику фазовых превращений, микроструктуру и
механические свойства применяемых в ОАО «СинТЗ» сталей типа 37ХГФМ,
26ХМФА, ЗОХМА, 32ХМА-3 и установить корреляционные зависимости
между составами сталей, технологическими режимами производства и
механическими свойствами труб;
скорректировать химические составы сталей для гараіггироваїшого получения механических свойств труб групп прочности Д и Е по ГОСТ 633(632)-80;
разработать рекомендации по химическому составу и режимам термической обработки труб, имеющих комплекс механических свойств (а„>689 МПа, а0Д=552-758 МПа, KV0 > 27 Дж, площадь сдвига- доля волокнистой составляющей (ДВС) в изломе> 75%), отвечающий группе прочности N80 тип 1 уровня PSL-2 по API 5СТ-8.
Научная новизна.
-
Показана возможность прогнозирования по химическому составу низколегированных сталей механических свойств бесшовных горячедеформированных труб с использованием аналитических уравнений.
-
Для сталей типа 37ХГФМ, 38Г2СФ, 28ХГМ, 28ХГМФ построены термокинетические диаграммы (ТКД) распада переохлажденного аустенита.
3. На основе анализа ТКД совместно с микроструктурными и
люраметрическими данными выбран круг сталей, обеспечивающих при
охлаждении на спокойном воздухе со скоростью 2-4С/с (нормализации)
образование в структуре не менее 50% продуктов низкотемпературного
распада аустенита (бейнита+мартенсита), что требуется для изготовления
труб повышенных групп прочности.
4. Найдены закономерности влияния параметра отпуска,
учитывающего совместное действие температуры и длительности
изотермической выдержки, на изменение микроструктуры и механических свойств. Показано, что после нормализации и высокотемпературного отпуска стали 28ХГМ и 28ХГМФ имеют наилучшую конструктивную прочность при образовании преимущественно субзеренной структуры.
Достоверность основных положений и выводов диссертации обеспечивается использованием апробированных и контролируемых методик, статистико-вероятностной обработкой экспериментальных данных, воспроизводимостью результатов экспериментов в лабораторных и цеховых условиях, сопоставлением их с известными литературными данными, а также широким опробованием в промышленных условиях разработанных составов сталей и технологии производства труб.
Прастическая значимость работы.
На основе проведенных исследований модернизированы составы сталей типа Д и 37ХГФ, что обеспечило 100% выход годного по механическим свойствам при массовом производстве насосно-компрессорных, обсадных труб и муфтовой заготовки групп прочности Д и Е по ГОСТ 633(632)-80 в ОАО «СинТЗ». Обосновано использование эмпирического показателя Ст для корректировки химического состава сталей Д и 37ХГФ, а также выбора сталей для труб группы прочности N80 тип 1 уровня PSL-2 по API 5СТ-8. Требование по Ст введено во всю нормативную документацию на поставку трубной заготовки из данных сталей.
В результате проведенных исследований подобраны марки сталей и разработана технология производства насосно-компрессорных и обсадных труб группы прочности N80 тип 1 уровня PSL-2 по API 5СТ-8. В ОАО «СинТЗ» изготовлены опытные партии труб с толщиной стенки от 5,5 до 7,0 мм, химический состав и технология изготовления которых соответствует разработанным в диссертации рекомендациям. Действующая на заводе технологическая документация на изготовление данного вида труб
составлена на основе положений настоящей работы по выбору материала и режимов термической обработки.
На защиту выносятся:
совокупность результатов исследований по влиянию химического состава на комплекс механических свойств конструкционных низколегированных сталей в горячедеформированном, нормализованном и отпущенном состояниях;
научно-обоснованные аналитические способы оценки механических свойств низколегированных трубных сталей по химическому составу при помощи известных уравнений и эмпирического показателя Q;
взаимосвязь параметров микроструктуры и механических свойств горячедеформированных бесшовных труб и муфтовой заготовки из среднеуглеродистых сталей, легированных Мл, Сг, Мо и V;
закономерности влияния режимов нормализации и последующего високотемпературного отпуска на структуру, фазовый состав и механические свойства нормализованных конструкционных Mn-Сг-Мо и Mn-Cr-Mo-V сталей.
Апробация работы. Основные положения диссертации и ее отдельные результаты были доложены и обсуждены на IV Уральской школе-семинаре металловедов- молодых ученых (Екатеринбург, 2002г); XVII Всероссийской школе металловедов- термистов (Киров, 2004г); Российской конференции по трубному производству «Трубы России-2004» (Екатеринбург, 2004г); Всероссийской конференции «Проблемы и пути развития трубной промышленности в свете реализации закона РФ «О техническом регулировании» (Челябинск, 2004г); V международной научно-технической конференции молодых специалистов (Магнитогорск, 2005г), XIII международной научно-практической конференции «ТРУБЫ-2005» (Челябинск, 2005г); XVIII Уральской школе металловедов- термистов
(Тольятги, 2006г); V конкурсной конференции молодых специалистов авиационных, ракетно-космических и металлургических организаций России (Королев, 2006г); XIV Международной научно-практической конференции «ТРУБЫ-2006» (Челябинск, 2006г); Неделе металлов в Москве (Москва, 2007г), XIX Уральской школе металловедов- термистов (Екатеринбург, 2008г).
Публикации. Основные научные и практические результаты работы опубликованы в 12 статьях в центральных журналах и сборниках научных трудов, а также 3 патентах РФ.
Объем и структура диссертации. Работа состоит из введения, 5 глав, выводов по каждой главе, заключения, выводов по диссертации в целом и списка использованных литературных источников из 60 наименований.
Диссертация содержит 173 страницы машинописного текста, 71 рисунок, 16 таблиц.
Составы и механические свойства среднеуглеродистых низколегированных сталей
Для изготовления насосно-компрессорных (НК) и обсадных (О) труб ГОСТ 633(632)-80, API 5СТ используются среднеуглеродистые легированные стали [2]. Важнейшими легирующими элементами, применяемыми для улучшения механических свойств, являются Мп, Сг, Мо и т.д. [23,24,26-28]. Благодаря марганцу повышается прочность и вязкость феррита, а при неизменной прочности может улучшаться вязкость и свариваемость нормализованной стали, так как из-за твердорастворного упрочнения благодаря марганцу содержание углерода (перлита) может снижаться. Марганец, как и хром, способствуют увеличению устойчивости переохлажденного аустенита, тем самым повышают технологичность стали [29]. Введение проката Mn+Cr si,5% одновременно повышают прочность и ударную вязкость проката. Благоприятное влияние марганца и хрома при термоулучшении выражено более отчетливо, чем при нормализации [30].
Молибден является важным легирующим элементом, который благодаря сильному повышению устойчивости переохлажденного аустенита улучшает закаливаемость и прокаливаемость.В то же времяпри содержании Мо 0,2% происходит выделение карбидов типа Мо2С, что вызывает дисперсионное твердение [31]. Молибден в нормализованных сталях высокой и средней прочности применяется в малых количествах ( 0,2%), так как он способствует образованию верхнего бейнита, нежелательного для этих сталей. Но для-сталей, подвергаемых ТМО, введение небольшого количества молибдена может оказать благоприятное воздействие,, благодаря повышению устойчивости аустенита, и закреплению дислокаций после деформации дисперсными карбидами. [32].
Никель способствует в. нормализуемых сталях твердорастворному; упрочнению и повышает их вязкость при низких температурах. В улучшаемых сталях этот элемент способствует наряду с повышением. вязкости уменьшению, критической скорости охлаждения. Но . вследствие высокой стоимости для сталей нормальной прочности от легирования никелем отказываются; [30].
Ванадий и ниобий- микролегирующие элементы, которые благодаря образованию карбидов типа МЄ, способствуют измельчению зерна и дисперсионному твердению. В; горячекатаных нормализуемых среднеуглеродистых сталях оптимальное содержание V+Nb=0,15% [28]. Сера, в конструкционных сталях причисляется к неблагоприятным сопутствующим элементам. Сульфиды: марганца, во время прокатки вытягиваются вдоль направления деформирования; что обуславливает существенную анизотропию вязкости легированных марганцем сталей [29]. Путем десульфурации и. воздействия на форму сульфидов можно существенно повысить работу разрушения ударных образцов, с надрезом и снизить анизотропию вязкости. Фосфор всегда охрупчивает сталь, поэтому его присутствие крайне нежелательно. С этой целью используют соответствующие марки чугуна, руды, лома, а также соответствующий режим плавки [7].
Устойчивость переохлажденного аустенита и структура Важным обстоятельством при выборе научно-обоснованного режима получения комплекса эксплуатационных свойств горячекатаных или термообработанных изделий является знание кинетики распада переохлажденного аустенита стали, которая определяет состав и структуру стали.
На рис. 1.1 представлена диаграмма изотермического распада аустенита в углеродистой стали 45, химический состав и критические точки которой приведены в табл. 1.4.
Повышение содержания углерода, увеличивая устойчивость переохлажденного аустенита, существенно уменьшает скорость образования избыточного феррита [33]. Наиболее устойчив аустенит эвтектоидного состава. С уменьшением содержания углерода в стали продолжительность инкубационного периода уменьшается; линии на изотермической и термокинетической диаграммах распада переохлажденного аустенита сдвигается влево. Углерод, затрудняя сдвиговую перестройку атомов железа, также сильно снижает температуру мартенситного превращения [8].
Легирующие элементы оказывают чрезвычайно важное для практики влияние на кинетику распада аустенита. За исключением кобальта, все широко используемые легирующие элементы, растворенные в аустените (Сг, Ni, Mn, Mo, V и др.), замедляют перлитное превращение, сдвигая верхнюю часть С-кривой вправо [33].
Наиболее сильно увеличивают устойчивость аустенита Cr, Ni, Mo, Mn, поэтому они входят в состав большинства конструкционных легированных сталей. Наиболее сильное действие оказывает Мо, тормозящее влияние которого на I ступени превращения примерно в 3,25 раз превышает влияние примерно равных по силе Мп и Сг [33]. Влияние Ni значительно слабее, чем Мп, тогда как микродобавки Nb, V, Ті действуют неоднозначно. Присутствие в аустените нерастворенных частиц МеС ускоряет распад аустенита, так как они связывают часть атомов углерода и являются подложками для зародышей феррита. В то же время атомы Nb, V, Ті, находясь в твердом растворе, тормозят диффузионное перераспределение атомов углерода в переохлажденном аустените и тем самым сдерживают его распад. В силу этого и благодаря малому количеству Nb, V, Ті (0,1-0,2 %), в конструкционных сталях их влияние на распад переохлажденного аустенита считается нейтральным [30,34].
Аналитическая оценка механических свойств конструкционных сталей
Оценка качества приближения данных различными зависимостями осуществлялась при помощи расчета критерия Фишера:
Для расчета уровня прочностных свойств ат и ав (в МПа) малоуглеродистых низколегированных сталей в горячекатаном или нормализованном состояниях при содержании кремния, хрома, никеля и меди до 1 %, а марганца - до 1,5 %, используют эмпирические формулы (1.4) и (1.5).
Сравнение прочностных свойств труб, полученных согласно расчету по формулам (1.4) и (1.5), с экспериментальными величинами приведено в таблице 3.1, где наличие минимального и максимального значений определяются отклонениями химического состава различных плавок.
Из сопоставления данных по уровню механических свойств, найденных расчетным путем и экспериментально, следует, что для стали Д их различие А (рассчитанное по среднему значению) составляет около 10%, которое определялось по формуле: где а - экспериментально полученные средние значения; а средние значения, полученные в результате расчета.
С повышением уровня легирования стали, величина А увеличивается и достигает 34% для стали 37ХГФ (табл. 3.1). Это, возможно, вызвано тем, что данные формулы разрабатывались для низкоуглеродистых сталей [55]. В исследованных трубных сталях содержание углерода составляет 0,37-0,50% и интенсивность действия отдельных химических элементов, отражающаяся в величине коэффициентов перед долей каждого химического элемента, отличается от той, которая проявляется в низкоуглеродистых сталях. С целью улучшения точности аналитической оценки проведена корректировка коэффициентов для исследуемых среднеуглеродистых сталей.
Поскольку в стали Д основным упрочняющим элементом является углерод, содержание которого определяет количество перлитной составляющей, величину значения коэффициента для углерода рационально уточнить на основе данной стали, оставляя значения коэффициентов у других химических элементов те же, что в уравнениях (1.4) и (1.5).
Исходя из фактического содержания Mn, Si, Cr, Ni, Си, V, Ті, Р для каждой плавки, определяли суммарное значение вклада в ат данных элементов, учитывая свободный член и толщину стенки труб 5,5мм:
Исходя из таблицы 3.1, среднее фактическое значение стт равно 407. Среднее значение содержания углерода для стали Д составляет 0,44%, отсюда значение коэффициента для углерода 370.
Аналогичный расчет произведем для ав. Полученное значение коэффициента перед углеродом равняется 848.
По причине того, что стали Д-8, 38Г2СФ и 37ХГФМ легированы марганцем, аналогичным образом произведем корректировку коэффициента для марганца, приняв найденные для стали Д значения коэффициентов у углерода. Полученные коэффициенты перед марганцем составляют 165 в уравнении от и 106 в уравнении ав.
На следующем этапе была осуществлена корректировка коэффициентов для ванадия и молибдена по механическим свойствам сталей 38Г2СФ и 37ХГФМ.
Коэффициент для ванадия был уточнен по данным для стали 38Г2СФ, коэффициент у молибдена- для стали 37ХГФМ с учетом найденного коэффициента у ванадия. Полученные коэффициенты для ванадия составляют 772 в уравнении ат и 615 в уравнении ав, а для молибдена 948 и 914 соответственно. Итоговые формулы имеют вид: Результаты расчета в сопоставлении с экспериментальными данными представлены в таблице 3.2.
Из анализа результатов следует, что полученные формулы снижают различие в экспериментальных и расчетных данных до 1.. .13%.
Дополнительно был произведен регрессионный линейный анализ при помощи офисного пакета Open Office.org.Calc. После обработки массива данных по сталям Д, Д-8, 38Г2СФ, 37ХГФМ, были получены следующие формулы: расчетных данных до 0...8%, они оказываются применимы для расчета уровня прочностных свойств всех исследованных сталей.
Использование элементов статистического анализа
Среди изученного круга сталей наиболее близка к требованиям группы прочности N80(1) уровня PSL-2 сталь 32ХМА-3, имеющая существенное превышение прочностных свойств и недостаточную вязкость (KV0, ДВС). Причем данный комплекс механических характеристик получается только после весьма продолжительного отпуска (2 ч.) при температурах, близких к Асі (700, 720С). Структура стали 32ХМА-3 в высокоотпущенном состоянии представляет собой систему равноосных субзерен примерно одинакового размера, обладающую очень высокой термической устойчивостью [31, 58]. Исходя из этого, а также на основе анализа зависимости Go,2 И ав от параметра отпуска Р вытекает, что для снижения прочности и роста вязкости труб из стали 32ХМА-3 увеличение продолжительности отпуска неперспективно, как и повышение его температуры.
Следовательно, целесообразным является не отыскание режимов отпуска, а разработка способов формирования необходимой структуры после нормализации с целью повышения температур начала бейнитного (Вн) и мартенситного (Мн) превращений. Это обеспечит меньшую, чем достигнута сегодня в цеховых условиях, прочность стали благодаря большей ширине реек бейнита (мартенсита) с меньшей плотностью дислокаций в них. В этом плане видятся два пути повышения Мн и Вн: - снижение температуры аустенитизации (нагрева под нормализацию) до Ас3+30С, т.е. до 850С: термообработка в лабораторных условиях по этому режиму позволила получить на образцах стали 32ХМА-3 наилучший комплекс свойств а0,2=630 МПа, ав=785 МПа, 85=18%, KV=110 Дж, ДВС=86%. - некоторое уменьшение содержания углерода и легирующих элементов по сравнению с тем, которое имеется в стали 32ХМА-3. Второй путь видится более продуктивным, поскольку позволяет снизить стоимость стали при уменьшении в ней содержания легирующих элементов, и в первую очередь Мо. Так, согласно уравнениям [30, 55]: сталь 32XMA-3 имеет M„ 340C, BH=545C, ВК=425С, и снижение содержания углерода в ней на -0,05% приведет к повышению и Мн, и Вн на 15С. Для повышения Мн на 25-30С необходимо иметь примерно следующий состав - 0,3 %С, 0,7 %Мп, 0,7 %Сг, 0,3 %Мо. При этом необходимо сохранение достаточной устойчивости переохлажденного аустенита (УПА), для формирования в стали в результате нормализации нижнего бейнита и мартенсита. Показателем УПА может служить Ст, величина которого, согласно проведенным исследованиям, должна составлять -0,75.
Исходя из полученных результатов, дальнейшие исследования по организации стабильного выпуска на СинТЗ насосно-компрессорных и обсадных труб группы прочности N80(1) уровня PSL-2 проводились в следующих направлениях: 1. Разработка рациональных композиций сталей с несколько пониженным по сравнению со сталью 32ХМА-3 содержанием углерода (-0,28 масс.%), молибдена (до -0,3 масс.%) при том же (-1,9 масс.%) или несколько меньшем (-1,6 масс.%) суммарном содержании марганца и хрома, дополнительно микролегированных ванадием. Важно, чтобы стали обладали необходимой устойчивостью переохлажденного аустенита для формирования в них после нормализации бейнито-мартенситной структуры, что можно оценить по показателю Ст, равному Ст«0,75. 2. Отыскание оптимальных режимов нагрева труб под нормализацию. Отпуск после нормализации должен состоять из выдержки в течение нескольких десятков минут при температуре 680-720С. Данные положения легли в основу разработки сталей 28ХГМ, 28ХГМФ. На основе проведенных исследований, были разработаны стали 28ХГМ, 28ХГМФ. Термокинетические диаграммы (ТКД) переохлажденного аустенита для этих сталей, построенные по данным дилатометрического анализа и уточненные по данным торцовой закалки, приведены на рис. 4.24, а, б. Сравнение построенных ТКД свидетельствует о том, что поведение сталей 28ХГМ и 28ХГМФ при охлаждении близко. Благодаря влиянию легирующих элементов - Мп, Сг и в большей степени Мо, стали 28ХГМ и 28ХГМФ обладают повышенной устойчивостью переохлажденного аустенита по I ступен и. По сравнению с этим область распада аустенита по II ступени имеет значительно меньшую устойчивость, что создает предпосылки для формирования в трубах из данных сталей после нормализации (при скорости охлаждения на спокойном воздухе 3-5 С/с) значительного количества бейнита с определенной долей избыточного феррита и в меньшей степени перлита. Формирование такой структуры в сталях 28ХГМ и 28ХГМФ после нормализации является необходимым условием достижения механических свойств труб, соответствующих группе прочности N80(1) уровня PSL-2 по API-5CT [30].
Использование эмпирического показателя Ст для оценки механических свойств горячедеформированных труб
Однако имеется ряд режимов (Р = 17,7-18,2, соответственно, Тотп = 650С, т0Тп = 15, 30 мин., а также Тотп = 680С, Тотп = 45, 60 мин.), которые обеспечивают достаточный запас и по ав, и по а0 2- При этом можно условно выделить два температурно-временных интервала отпуска (при Тотп = 650С и при Тотп = 680-700С), для которых характерны два различных ниспадающих участка кривых а = ДР) (см. рис. 4.28, а, б). Это свидетельствует о различной совокупности факторов, контролирующих изменение структуры и, соответственно, прочностных свойств стали в каждом температурно-временном интервале отпуска.
После отпуска по всем изученным режимам уровень вязко-пластических характеристик крайне высок (55 = 19-25%, KV0 = 58-102 Дж, ДВС = 82-93%) и значительно превышает минимальные требования группы прочности N80(1) уровня PSL-2 (см. рис. 4.28, в, г). Исключение составляет режим Тотп = 680С, Тотп = 15 мин., где получение сравнительно низких значений ДВС (68%) и KV0 (58 Дж) требует проверки на большем количестве ударных образцов.
Аналогичное поведение при отпуске наблюдается для стали 28ХГМФ, где также, как для стали без ванадия, удается выделить два температурно-временных интервала изменения механических свойств (см. рис. 4.29). По сравнению с нормализованным состоянием, уже кратковременный отпуск стали 28ХГМФ при 650С приводит к повышению на 70 МПа предела текучести (рис. 8, б), что типично для дисперсионного упрочнения частицами VC, выделяющимися в ходе отпуска при Т0тп 500С [31]. Однако при отпуске Тотп 650С эти выделения VC, как и частицами цементита и VC, выделившееся в избыточном феррите при нормализации, начинают коагулировать, высвобождать дислокации, что приводит к снижению ав (на 80 МПа по сравнению с нормализованным состоянием) и существенному росту вязко-пластических характеристик (см. рис. 4.29, а, в, г).
В исследованном интервале параметров отпуска (Р = 17,7-19,2) значения прочностных свойств находятся на высоком уровне, превышающем на Ла=100-150 МПа требования группы прочности N80(1), при преимущественно удовлетворительных значениях KV0 и ДВС. В то же время наблюдаются провалы по ДВС (до 40-50%) при отпуске в интервале Р = 18,35-18,45 при одновременном нахождении KV0 вблизи требуемого уровня (15 Дж).
Таким образом, для стали 28ХГМ среди исследованных режимов уровень механических свойств, отвечающий с необходимым запасом требованиям группы прочности N80(1) уровня PSL-2, обеспечивают следующие режимы отпуска:
Исходя из данных лабораторных исследований, можно заключить, что для стали 28ХГМ оптимальной термообработкой, обеспечивающей формирование требуемого комплекса механических свойств является: нормализация от 850-900С (ств= 890 МПа, а0,2= 600 МПа, 55= 17%, KV= 78 Дж, ДВС = 86 %), а также в случае недостаточного уровня вязко-пластических характеристик последующий кратковременный отпуск (т — 0,25-0,50 ч) при 650С после нормализации (ств= 740-755 МПа, а0,2 = 615-645 МПа, 55 = 20-22%, KV= 78-94 Дж, ДВС = 86-92 %).
Для стали 28ХГМФ после нормализации от оптимальной температуры 850-900С требуется обязательный отпуск. Причем одинаково высокий комплекс механических свойств можно получать как при сравнительно низкой температуре отпуска (650С) с кратковременной выдержкой (0,25 ч) -сгв = 815 МПа, а0;2 = 700 МПа, 55 = 20%, KV0 = 76 Дж, ДВС = 87 %, - так и после высокотемпературного отпуска: Структура и механические свойства труб, термообработанных в цеховых условиях
Трубы из сталей 28ХГМ, 28ХГМФ подвергались нормализации без изотермической выдержки от 900-920С с отпуском по различным режимам.
После нормализации они имеют высокую прочность (ав=810-880 МПа, а0,2=630-700 МПа) и низкий уровень вязких свойств (KV=9-22 Дж, ДВС 40 %) (табл. 4.1). Микроструктурные исследования показали, что такой комплекс механических свойств обусловлен формированием в трубах низкотемпературных игольчатых продуктов распада аустенита (рис. 4.31).
Как видно из табл. 4.1 и рис. 4.32, нагрев без изотермической выдержки не обеспечивает достаточной глубины отпуска: прочностные свойства труб из изученных сталей заметно превышают требуемый уровень, тогда как вязкие характеристики остаются примерно столь же низкими, как и после нормализации.
Трубы из стали 28ХГМ (73x5,5 мм), прошедшие отпуск с изотермической выдержкой при 700С, имеют вязкие характеристики (KV0 w 80 Дж, ДВС w 90 %), превышающие минимальные требования группы прочности N80(1) уровня PSL-2 по API 5СТ-8, но недостаточный, хотя и весьма близкий к ним уровень прочностных свойств(ав=640-690 МПа, а0,2=525-550 МПа).
Из изученной партии труб, требуемым уровнем свойств (ав=700 МПа, а0)2=600-605 МПа, 55=18,5-24,5%, KV=56-72 Дж, ДВС=89-94%) обладают трубы размером 73x5,5 и 146x7,0 мм из стали 28ХГМФ, подвергнутые нормализации и отпуску при 700С в течение 1 ч.
На рис. 4.31 представлена микроструктура труб размером 73x5,5 после нормализации и отпуска. В структуре труб после нормализации от 880-900С наблюдаются светлые зерна избыточного феррита (ИФ) размером до 100 мкм неправильной формы в количестве до 30 %. Зерна ИФ имеют извилистые, редко прямые границы, так как в них врезаются рейки низкотемпературных продуктов распада аустенита (вероятнее всего, бейнита) длиной 5,7 мкм и шириной 0,67 мкм. Наиболее темные области, составляющие 5-7 %, можно интерпретировать как перлит (П), в котором не разрешаются пластины цементита.
Похожие диссертации на Разработка составов сталей и режимов термической обработки труб нефтяного сортамента на основе критериев оценки их конструктивной прочности
