Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Литературный обзор 12
1.1 Основные требования предъявляемые к высокопрочным сталям для труб магистральных газопроводов 12
1.2 Тенденции развития производства высокопрочных сталей для магистральных трубопроводов 17
1.3 Современный подход к созданию высокопрочных трубных сталей для магистральных газопроводов 22
1.3.1 Механизмы упрочнения низколегированных трубных сталей 23
1.3.2 Влияние элементов химического состава на механические свойства и структурное состояние низколегированных сталей 25
1.3.3 Микролегирование особо высокопрочных трубных сталей Х120 бором. Влияние бора на структуру и свойства трубных сталей 34
1.3.4 Термомеханическая обработка (ТМО) как способ получения высокопрочных сталей для труб большого диаметра 38
1.4 Влияние индукционного нагрева после ускоренного охлаждения на свойства сталей категории прочности Х120 44
1.5 Микроструктура особо высокопрочных трубных сталей категории прочности Х120 48
1.5.1 Микроструктура сталей Х120 микролегированных бором 51
1.5.2 Микроструктура сталей Х120 без бора 54
Выводы по главе 59
Глава 2. Материалы и методики исследований 60
2.1 Обоснование выбора исследуемых сталей 60
2.2 Выплавка и прокатка исследуемых сталей 62
2.3 Определение механических свойств 64
2.4 Изучение микроструктуры исследуемых сталей 64
2.5 Исследование особенности распределения бора в стали категории прочности Х120 66
2.6 Изучение кинетики превращения аустенита при непрерывном охлаждении 67
2.7 Исследование свариваемости сталей категории прочности Х120 с бором и без бора 68
Глава 3. Исследование влияния химического состава на механические свойства и структуру опытной стали категории Х120 71
3.1 Влияние химического состава на механические свойства стали категории прочности Х120 71
3.2 Исследование хладостойкости опытных сталей. Определение критической температуры хрупкости 75
Исследование особенности распределения бора в стали категории прочности Х120
3.3 Влияние химического состава на структуру опытной стали Х120 79
Выводы по главе 97
Глава 4. Исследование кинетики превращения переохлажденного аустенита с помощью дилатометра «BAHR-805» 99
4.1 Построение термокинетических диаграмм сталей Х120 с бором и без бора. Исследование кинетики превращения переохлажденного аустенита 99
4.2 Исследование формирования структуры при ускоренном охлаждении опытной стали Х120 101
4.2.1 Исследование формирования структуры при ускоренном охлаждении опытной стали Х120 микролегированной бором 102
4.2.2 Исследование формирования структуры при ускоренном охлаждении опытной стали Х120 без бора 105
Выводы по главе 109
Глава 5. Термомеханическая прокатка на стане ДУО 300. Исследование влияния режимов ТМО, индукционного отпуска на структуру и механические свойства 110
5.1 Влияние режимов контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения на комплекс механических свойств 110
5.2 Влияние режимов контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения на микроструктуру исследованных сталей 119
5.3 Влияние индукционного отпуска после ускоренного охлаждения на свойства и микроструктуру опытной стали Х120 с бором 126
Выводы по главе 136
Глава 6. Анализ свариваемости опытных сталей категории прочности Х120 с бором и без бора 139
6.1 Анализ свариваемости листового проката категории прочности Х120 без бора 140
6.2 Анализ свариваемости листового проката категории прочности Х120 с бором 141
6.3 Заключение 146
6.4 Рекомендации для опытно-промышленного производства сталей категории прочности Х120 с бором и без бора в условиях стана 5000 147
Общие выводы 150
Список литературы 153
- Тенденции развития производства высокопрочных сталей для магистральных трубопроводов
- Определение механических свойств
- Влияние химического состава на структуру опытной стали Х120
- Исследование формирования структуры при ускоренном охлаждении опытной стали Х120
Тенденции развития производства высокопрочных сталей для магистральных трубопроводов
Концепция применения горячекатаного листа из микролегированных сталей появилась в конце 1950-го года, когда низкоуглеродистые высокопрочные низколегированные стали были впервые применены в системе трубопроводов на Великих Озерах. В середине 1960-х годов для магистральных трубопроводов широко использовали высокоуглеродистую низколегированную сталь (с содержанием углерода 0,14 - 0,20%) категории прочности Х60 (т = 414 МПа) с относительно крупнозернистой структурой. Эта сталь имела довольно низкую ударную вязкость и ограниченную свариваемость. Размер зерна стали порядка 10-15 мкм при высоком содержании перлита. Сочетание крупнозернистого феррита с большой объёмной долей перлита обуславливает довольно низкое сопротивление хрупкому разрушению и, следовательно, довольно высокую температуру вязко-хрупкого перехода. Разливалась она в основном в изложницы и подвергалась либо горячей прокатке (сталь 19Г), либо горячей прокатке с последующей нормализацией (стали 14ХГС, 17ГС, 17Г1С).
Позже в большинстве стран Запада и Дальнего Востока от термообработки листов отказались, в СССР её продолжали использовать до середины 1990-х годов.
Ситуация заметно улучшилась в 1970-х годах с применением микролегирования, обычной контролируемой прокатки и непрерывной разливки. Контролируемая прокатка микролегированых сталей Х65-Х70 (09Г2СФБ, 10Г2ФБ) основана на подавлении рекристаллизации благодаря введению добавок ниобия. Дополнительное повышение прочности за счёт измельчения ферритного зерна, связанного с условиями аустенизации, позволяет снизить содержание углерода при одновременном повышении ударной вязкости и улучшении свариваемости. В соответствии с растворимостью элементов пониженное содержание углерода полностью компенсируется благодаря присутствию микролегирующих элементов Nb, V и Ti, которые широко внедрялись в то время. Поскольку эта толстолистовая сталь была малоперлитной низколегированной и от температуры окончания прокатки охлаждалась на воздухе, полученная микроструктура представляла собой мелкозернистый полигональный феррит, типичный для высокотемпературных продуктов превращения, с максимальным пределом текучести – приблизительно 450 МПа (65 ksi), в достаточно больших толщинах (15-25 мм), т.е. сталь соответствовала категории прочности Х65.
В конце 1970-х и в начале 1980-х годов стало возможным сочетать термомеханическую прокатку с прерванным ускоренным охлаждением, что позволило получить больше низкотемпературных составляющих превращения в структуре стали при небольшом повышении степени её легированности. При снижении температуры окончания охлаждения в воде появилась возможность последовательно получить неполигональный феррит, игольчатый феррит, бейнит или даже мартенсит, в зависимости от условий охлаждения (см. рис. 3). Минимальный уровень ударной вязкости, KCV-20, Дж/см2 Тенденция развития микроструктуры трубных сталей В результате стало возможным получение более высокопрочных сталей при сохранении ударной вязкости и свариваемости на том же уровне.
Последующее применение комбинации ТМ-прокатки и прерванного ускоренного охлаждения с пониженной температурой окончания охлаждения водой обеспечило более высокий уровень прочности - от Х100 до Х120, за счет образования бейнитной, мартенситной структурной составляющей или их сочетания.
Структурные составляющие сталей категории прочности от Х100 до Х120 являются прочными и вязкими, а низкое содержание углерода и состав стали обеспечивают их хорошую свариваемость.
В настоящее время для строительства магистральных трубопроводов, прокладываемых на территории России и стран СНГ, применяют в основном трубы категории прочности К60 (Х70, ав 590 Н/мм2, ат 480 Н/мм2), К65 (Х80, ав 625 Н/мм2, ат 555 Н/мм2). Рост рабочего давления газа свыше 100, 120 атм. в трубопроводах в случае применения сталей К60(Х70), К65(Х80) приводит к увеличению их металлоемкости и удельных затрат. Для снижения затрат и металлоемкости возникает необходимость в создании труб более высокой категории прочности - Х120 (К90). Тенденция развития трубных сталей отечественного производства представлена на рисунке 4.
Таким образом, за последние 45 лет высокие достижения в разработке трубопроводных сталей привели к увеличению уровня прочности в два раза, улучшению ударной вязкости и свариваемости. В ближайшее время стали категории прочности Х100-Х120 появятся на рынке. Это стало возможным благодаря сочетанию низкого содержания углерода, микролегирования, ТМ-прокатки и прерванного ускоренного охлаждения или закалки с прокатного нагрева. Возможно, два самых критических элемента этой технологии, которые позволяют достичь ещё более высокой прочности, представляют собой аустенизацию с контролем температуры фазового превращения [26-29].
Определение механических свойств
Для изготовления сталей с бором требуется применение специальной технологии выплавки и обработки для того, чтобы сохранить бор в твердом растворе. Для этого необходима защита бора от кислорода, азота и углерода [119]. При сочетании бора с другими ключевыми элементами (Ni, Mn, Cr, Mo) индивидуально или в комбинации, значительно расширяется технологическое окно скоростей охлаждения и температур деформации для возможности получения микроструктуры нижнего бейнита. Бор содержащая сталь при низкой стоимости химического состава может быть спроектирована на Рсм менее 0,24, который благоприятен с позиции сопротивления водородному растрескиванию. Влияние бора на прокаливаемость достигается при очень малой величине добавки, близкой к 10 млн-1, а при столь малых добавках достигается эффект, равноценный добавке 1% марганца [120]. Эффект, достигнутый при введении бора, связан с тем, что бор в большей степени, чем углерод влияет на фазовые превращения, протекающие на границах зерен [121]. Атом бора, имеющий больший атомный радиус, чем углерод, и обладающий поверхностной активностью по отношению к железу, концентрируется в дефектах кристаллической решетки. Поскольку дефекты имеют меньшие размеры, чем атомы железа, концентрация атомов бора в дефектах кристаллической решетки не увеличивает, а уменьшает её искаженность, вследствие чего понижается уровень энергии решетки и вероятность зарождения новых фаз, что способствует увеличению времени до начала выделения феррита [122]. Результатами многочисленных исследований показано, что бор увеличивает прокаливаемость сталей вследствие удлинения инкубационного периода образования феррита и снижения скорости зарождения после начала образования ферритной фазы, в меньшей степени бор влияет на скорость бейнитного превращения и, особенно, на скорость роста зерен феррита и бейнита. Повышение концентрации бора до значения, превышающее оптимальное, может привести к снижению прокаливаемости вследствие зародышевого действия грубых карбидов и боридов, увеличения искаженности кристаллической решетки, то есть улучшения условий образования ферритной фазы. При высоких содержаниях бора, возможно появление легкоплавкой боридной эвтектики по границам зерен и следовательно, снижение пластичности и ударной вязкости металла [121]. Совместное микролегирование стали бором и другими элементами существенно расширяет сферу применения бора для повышения качества сталей. Например, присутствие в стали молибдена Mo – 0,3% резко усиливает воздействие бора на прокаливаемость, при этом суммарный эффект, относящийся как к зародышеобразованию, так и скорости роста феррита синергичен, то есть он не может быть объяснен только суммированием эффектов. Микродобавка Ti для связывания азота, так же используют для упрочнения низкоуглеродистой высокопрочной борсодержащей стали. Бор связанный в окислы и нитриды бесполезен, и, следовательно стали содержащие бор должны быть успокоены Al и легированы Ti, чтобы предотвратить образование нитридов бора и сохранить бор в твердом растворе. Для предотвращения образования нитридов бора на заводах США, используют добавки Ti, а на заводах Франции и Японии – алюминия. Хотя защита Al, требует повышенных его содержаний при высокой концентрации азота, она в целом предпочтительнее, так как введение Ti может оказывать отрицательное воздействие на ударную вязкость и усталостную прочность [121]. Но всё таки в последнее время бор вводят с добавками Ti иногда с добавкой Zr. Основным затруднением защиты бора Al является по-видимому, то, что свободный металлический алюминий может образовывать нитриды только в твердых растворах при температурах ниже 1200 – 1250 оС [123], вследствие чего растворенный в жидком металле бор расходуется на связывание азота в нитриды. Установлена эмпирическая формула (9) для расчёта количества эффективного (то есть не связанного с азотом и кислородом бора) Вэф(%), который определяет показатель прокаливаемости [121]: Вэф(%)=[В(%) – (N(%)-0,002) – (Ti(%)/5) – (Zr(%)/15)]; (5) Прокаливаемость сталей микролегированных бором 0,001(%) В 0,0035(%) примерно в 2,5 раза выше прокаливаемости сталей без бора.
На рисунке 10 показано влияние бора на механические свойства стали 03Г2ТР [124]. Процесс TMCP является новым поколением контролируемой прокатки. Согласно современным представлениям TMCP предполагает проведение горячей пластической деформации с целью получения мелкозернистой стали за счет рационального сочетания химического состава и интегрированного управления всем технологическим процессом изготовления листового проката, начиная от нагрева слябов под прокатку и заканчивая последеформационным охлаждением, благодаря чему достигается получение особых механических свойств в заданных толщинах. TMCP требует тщательного контроля и управления как температурой процесса, так и величиной обжатий.
Влияние химического состава на структуру опытной стали Х120
Исследование структурного состояния опытных образцов позволило предварительно установить тип структурных составляющих (фаз) и их количественное соотношение. По данным оптической и электронно-сканирующей микроскопии основной структурной составляющей в сталях микролегированных бором является структура реечного нижнего бейнита (НБ) и/или малоуглеродистого мелкодисперсного реечного мартенсита (М). Структура сталей Х120 без бора как правило многофазная и представляет собой видоизмененный игольчатый феррит (гранулярный) или гранулярный бейнит (ГБ) с областями (колониями) нижнего реечного бейнита. Блоки (или субзерна) в этих структурах имеют, как правило, неправильную форму, но какая-либо вытянутость не выражена. В зависимости от температуры конца охлаждения ТМП соотношение структурных составляющих нижнего реечного бейнита и малоуглеродистого мартенсита для сталей с бором, а так же гранулярного бейнита и нижнего реечного бейнита для сталей без бора изменяется. С понижением температуры конца УО увеличивается доля структурной составляющей – малоуглеродистого мартенсита для сталей с бором и нижнего бейнита для сталей без бора.
На рисунке 28, 29 представлена зависимость механических свойств от объемной доли структурных составляющих малоуглеродистого мартенсита для сталей с бором и нижнего бейнита для сталей без бора.
Из представленных данных следует, что при увеличении объемной доли малоуглеродистого реечного мартенсита на сталях микролегированных бором прочностные свойства увеличиваются, относительное удлинение и низкотемпературная ударная вязкость уменьшаются, снижается сопротивление хрупкому разрушению. Оптимальным комплексом механических свойств обладает сталь Х120 с бором плавки № 1 и микроструктурой состоящей примерно из 10% малоуглеродистого реечного мартенсита и 90% нижнего реечного бейнита.
На сталях без бора основной структурной составляющей является микроструктура гранулярного бейнита, однако данный тип структуры не обеспечивает необходимых прочностных свойств. С повышением объемной доли нижнего реечного бейнита увеличиваются прочностные свойства при неизменных показателях ударной вязкости. Структура состоящая из гранулярного бейнита и определенной доли ( 30%) нижнего реечного бейнита, получаемая в зависимости от технологии ТМП и температуры конца ускоренного охлаждения, позволяет достигать необходимый комплекс механических свойств категории Х120 на химическом составе без бора. Исходя, из полученных результатов оптимальной микроструктурой является структура состоящая примерно из 70% гранулярного бейнита и 30% нижнего реечного бейнита.
Исследование опытных плавок с помощью сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) дополнительно показало, что структура металла состоит из продуктов промежуточного превращения, имеющих нечетко выраженные морфологические признаки, образовавшиеся по бейнитному (диффузионно-сдвиговому) механизму и/или мартенситному (сдвиговому) механизму.
На рисунке 30, 31 представлены микроструктуры сталей Х120 с бором и без бора, выполненные на сканирующем электронном микроскопе (СЭМ) Tescan Vega.
Анализ микроструктур выполненный с помощью СЭМ Tescan Vega позволил подтвердить исследования структур полученных с помощью оптической микроскопии и более детально рассмотреть тип структуры. Микроструктура стали Х120 с бором (Тк.у.о.=450С) представляет собой реечный нижний бейнит (см. рис. 30 а), микроструктура стали полученная при Тк.у.о=350С состоит из нижнего бейнита и малоуглеродистого мелкодисперсного реечного мартенсит (см. рис. 30 б).
Полученные механические свойства, так же характеризуют мартенситную структуру более прочной и менее способной к сопротивлению хрупкому разрушению по сравнению со структурой реечного нижнего бейнита (см. табл. 8, 9).
Согласно полученным результатам механических свойств и микроструктурам в зависимости от композиций химического состава можно сделать вывод, что микролегирование стали Х120 бором повышает прокаливаемость стали и способствует преимущественно сдвиговому превращению аустенита, замедляет превращение основных фаз - феррита, гранулярного бейнита, сдвигает область на ССТ-диаграмме распада переохлажденного аустенита по шкале температур вправо, тем самым облегчая образование мартенсита. Повышение содержания углерода в стали так же способствует увеличению доли мартенситной составляющей в стали Х120, что способствует повышению прочности и снижению сопротивлению хрупкому разрушению. Увеличение в стали молибдена Mo с 0,2 до 0,3% усиливает воздействие бора на прокаливаемость, наблюдается суммарный эффект влияния на прокаливаемость - «синергия». Молибден совместно с бором задерживает процессы диффузионных превращений, сдвигая феррито-перлитную область на ССТ-диаграмме в сторону медленных скоростей охлаждения, что способствует получению мартенситных структур при более медленных скоростях охлаждения (повышается доля малоуглеродистого мартенсита в структуре), что характеризует стали с повышенным содержанием молибдена более прочными и менее вязкими.
Исследование опытных плавок Х120 без бора с помощью СЭМ выявило, что структура металла состоит из продуктов промежуточного превращения сформированные по бейнитному (диффузионно-сдвиговому) механизму. На рисунке 31 представлены микроструктуры сталей Х120 без бора, выполненные на сканирующем электронном микроскопе (СЭМ) Tescan Vega.
Микроструктура полученная при Тк.у.о=450С представленная на рисунке 31 а состоит из гранулярного бейнита и характеризуется наиболее высокими показателями пластичности (5=19%), низкотемпературной ударной вязкости (KCV-30 = 333–346 Дж/см2), однако обладает неудовлетворительными прочностными показателями (т= 805 МПа; в=901 МПа). Микроструктура представленная на рисунке 31 б состоящая из гранулярного и реечного нижнего бейнита характеризуется оптимальным комплексом свойств Х120.
Таким образом, микролегирование бором опытных сталей Х120 позволяет получать структуры реечного нижнего бейнита с определенной долей малоуглеродистого мартенсита (в зависимости от режимов ТМП) способствующие получению запаса прочностных свойств на экономно-легированном химическом составе (Cэкв=0,48; Рсм=0,19). Благодаря повышению прокаливаемости за счет добавки бора становиться возможным снижения содержание углерода до 0,03-0,04%, что благоприятно с точки зрения свариваемости, уменьшения центральной сегрегационной неоднородности литой заготовки, улучшения показателей пластичности, ударной вязкости. Однако, структуры нижнего реечного бейнита, малоуглеродистого мартенсита имеют не высокие показатели пластичности, сопротивления хрупкому разрушению, в сравнении со сталями без бора (структурой преимущественно гранулярного бейнита). Наличие в структуре стали объемной доли реечного нижнего бейнита, малоглеродистого мартенсита устраняет площадку текучести.
Бор содержащая опытная сталь Х120 плавки №1 при низкой стоимости химического состава спроектирована на Рсм менее 0,24, который благоприятен с позиции сопротивления водородному растрескиванию. Влияние бора на прокаливаемость достигается при очень малой величине добавки, близкой к 10 млн-1, а при столь малых добавках достигается эффект, равноценный добавке 1% марганца.
Исследование формирования структуры при ускоренном охлаждении опытной стали Х120
Для более глубокого анализа микроструктуры было проведено исследование тонкой структуры на просвечивающем электронном микроскопе JEM-200СХ (ускоряющее напряжение 160 кВ).
Структура сталей Х120 без бора как правило многофазная и представляет собой видоизмененный игольчатый феррит (гранулярный) или гранулярный бейнит (ГБ) с областями (колониями) нижнего реечного бейнита, а так же содержит «островковые» структуры микронного размера (МА-фаза). В зависимости от температуры конца ускоренного охлаждения ТМП соотношение структурных составляющих гранулярного бейнита и нижнего реечного бейнита для сталей без бора меняется. С понижением температуры конца УО увеличивается доля структурной составляющей –нижнего бейнита. дисперсности, структура охлажденная до 450С более мелкозерниста и дисперсна в сравнении со структурой полученной при Тк.у.о=550С. Полученные структуры представляет собой видоизмененный игольчатый феррит (гранулярный) или гранулярный бейнит (см. рис. 50 а, б, в). Блоки (или субзерна) в этих структурах имеют, как правило, неправильную форму, но какая-либо вытянутость не выражена. Фрагменты слабо разориентированных субзерен часто имеют нерегулярные границы. Различие между квазиполигональным ферритом, (гранулярным ферритным бейнитом) и гранулярным бейнитом (ГБ) заключается в том, что в последнем между блоками бейнита присутствуют включения аустенита, например, в микроструктуре образца из полосы прокатанной по режиму № 4 (см. рис. 50 г, д): на темнопольном изображении в близкорасположенных рефлексах феррита и аустенита частицы аустенита помечены стрелками. Так же в образцах наблюдаются участки гранулярного бейнита, содержащего включения аустенита на стыках блоков (фрагментов). Кроме того, плотность дислокаций в субзернах гранулярного бейнита меньше, чем в мартенсите, но существенно больше, чем в квазиполигональном феррите.
С понижением температуры прерывания ускоренного охлаждения после ТМП до 350-400С и увеличения скорости охлаждения до 30-35 С/с в структуре наряду с гранулярным бейнитом повышается доля нижнего реечного бейнита (НБ), где плотность дислокаций ниже чем в мартенсите, но существенно выше, чем в гранулярном бейните (см. рис. 50 е), а так же формируется «островковые» структуры микронного размера (3 мкм) содержание углерода в которых существенно выше, чем исходное. Эти “островковые” структурные составляющие содержат аустенит и мартенсит (МА-фаза). Объёмная доля “островковых” структур минимальна и составляет около 5-7% в зависимости от температуры конца охлаждения (см. рис. 50 ж).
Исходя из анализа микроструктур, тонкой структуры, влияния температуры конца охлаждения на долю структурных составляющих и механические свойства, предпочтительной микроструктурой для достижения необходимого комплекса механических свойств проката из сталей Х120 без бора является структура состоящая из гранулярного бейнита на 70-80% и нижнего реечного бейнита 20-30% с «островковой» составляющей – МА-фазой до 5%.
Анализ тонкой структуры сталей Х120 микролегированных бором показал, что при понижении температуры прерывания ускоренного охлаждения до 350С и увеличения скорости охлаждения до 25-30С/с повышается доля малоуглеродистого мелкодисперсного реечного мартенсита (М), что способствует значительному увеличению прочности и снижению сопротивления хрупкому разрушению.
Как отмечалось ранее, тонкая структура образцов плавки № 1 отобранных от полосы охлажденной до 350С представляет собой - малоуглеродистый дисперсный реечный мартенсит (см. рис. 51 а, б), что подтверждает типичная ширина реек 0,1-0,3 мкм; высокая плотность дислокаций (1011 см–2); характерная для низкоуглеродистых сталей субструктура пакетов – наличие внутри пакетов блоков единонаправленных (с близким габитусом) реек, развернутых относительно друг друга на угол 10. Структура реечного нижнего бейнита (см. рис. 51 в, г) образцов плавки №1 отобранных от полос охлажденных до 450С имеет более низкую плотность дислокаций и большую ширину реек (0,5 – 2 мкм), размер пакетов, хотя и близка по морфологии со структурой малоуглеродистого дисперсного реечного мартенсита.
При электронно-микроскопическом исследовании были выявлены в структуре стали дисперсные частицы, которые представляют карбонитриды ниобия, выделившиеся при прокатке в аустените и наследованные конечными фазами при охлаждении (см. рис. 51е). Типичные размеры этих карбонитридов 20 – 40 нм. Отсутствие выделений карбонитридов размерами менее 10 нм может быть связано с низкой температурой конца ускоренного охлаждения.
Таким образом, для достижения необходимого комплекса механических свойств на экономно-легированном химическом составе стали категории прочности Х120 микролегированной бором предпочтительна микроструктура состоящая из нижнего бейнита, формируемая при ТМП с завершением в нижней части –области с последующим ускоренным охлаждением до 450С, скоростью охлаждения 20-25С/с, так как структуры с долей малоуглеродистого реечного мартенсита обладают не достаточным сопротивлением хрупкому разрушению.
Для сталей Х120 без бора, предпочтительна двухфазная структура состоящая на 70-80% из гранулярного бейнита и на 20-30% из нижнего реечного бейнита, а так же с «островковой» структурной составляющей – МА-фазой до 5%. Преимущественно структура состоящая из гранулярного бейнита не обеспечивает необходимых прочностных свойств категории Х120.
