Thermophysical Properties of High-Strength Low-Alloyed Pipe Steel

Full Text

Введение

Обеспечение бесперебойной работы магистральных трубопроводов, предназначенных для транспортировки нефти и газа, зачастую эксплуатируемых в сложных климатических условиях, является критически важной задачей для поддержания безопасности и стабильности функционирования энергетической инфраструктуры Российской Федерации [1–3]. Кроме того, повышение эффективности работы трубопроводов за счет увеличения их рабочего давления является важной экономической задачей. Перспективным способом решения данных задач является использование стального проката с высоким уровнем прочностных, пластических и вязких характеристик для производства труб магистральных трубопроводов [2, 4]. Очевидным преимуществом использования высокопрочных стальных листов является снижение металлоемкости за счет уменьшения толщины стенки трубы [4–6].

Необходимый уровень механических свойств стальных листов, применяемых при производстве магистральных трубопроводов, достигается за счет использования современных высокопрочных сталей, а также в результате применения контролируемой горячей прокатки (ГП) с последующим управляемым ускоренным охлаждением (УО) — КТМО (контролируемая термомеханическая обработка) [4, 7–9]. При этом ГП включает в себя 2 стадии (черновую и чистовую) и осуществляется в однофазной (γ) или двухфазной областях (γ+α); во время УО реализуется γ→α-превращение. Производимая с использованием КТМО трубная продукция характеризуется уникальным сочетанием прочности, вязкости, хладостойкости и свариваемости [10].

Современные толстолистовые станы ГП позволяют успешно реализовывать КТМО при производстве высокопрочного трубного проката [1, 11, 12]. Особое значение имеет аппаратное и информационное оснащение таких станов, позволяющее фиксировать и сохранять в соответствующих базах данных множество рядов измеряемых технологических параметров. Подобные данные используются для совершенствования технологий производства, построения физических и математических моделей, разработки цифровых двойников производственных агрегатов и процессов [11, 13]. Внедряемые в условиях металлургического производства ИТ-решения позволяют осуществлять управление структурой стали, во многом определяющей уровень ее механических свойств [12, 14–16]. Корректность работы таких решений зависит от состава и точности используемых исходных данных, включающих в себя теплофизические параметры сталей [17].

Настоящая работа посвящена определению температурных зависимостей теплоемкостей основных фаз, критических температур, а также величин тепловых эффектов магнитных и фазовых превращений в высокопрочной трубной стали 05Г2МБ.

Материалы и методика исследования

В качестве материала исследования была использована высокопрочная низколегированная сталь промышленной выплавки (~ 0.05 мас. % C; ≤ 2.0 мас. % Mn; ~ 0.2 мас. % Mo; ~ 0.05 мас. % Nb), предназначенная для производства труб большого диаметра классов прочности К60, К65 (X70, X80). Исходные образцы данной стали представляли собой полную толщину промышленных листов ~ 25.8 мм, прошедших КТМО на толстолистовом стане ГП по двум опытным режимам, существенно отличавшимся температурами окончания ГП, интенсивностью УО и, соответственно, механическими свойствами (табл. 1). Кроме того, в рамках исследования использовали сплав Fe–3%Si–0.5%Cu (0.003 мас. % С; 3.1 мас. % Si; 0.54 мас. % Cu; 0.21 мас. % Mn) в виде полосы толщиной 0.7 мм как эталонный материал, претерпевающий только одно превращение (магнитное) при нагреве при температуре ~ 740°С [18]. В качестве второго эталонного материала, характеризующегося двумя практически обособленными превращениями: магнитным (α→β) при температуре ~ 768 °С [19, 20] и полиморфным (β(ОЦК)→γ(ГЦК)) при температуре ~ 910 °С [19, 20], было использовано армко-железо (0.009 мас. % С; 0.18 мас. % Mn; 0.13 мас. % Si; 0.10 мас. % Cu; 0.019 мас. % S; 0.01 мас. % P) в виде бруска 25×10×10 мм.

 

Таблица 1. Технологические параметры опытных режимов КТМО и механические свойства (Т_гп — температура конца прокатки, v_тр — скорость транспортировки проката в линии УО, v_охл — скорость охлаждения проката в линии УО, s_т — предел текучести, s_в — временное сопротивление, KCU — ударная вязкость) образцов стали 05Г2МБ [21]

Режим КТМО	Тгп, °C	vтр, м/с	vохл, °С/с	σт, МПа	σв, МПа	KCU–60, Дж/см2	KCU–40, Дж/см2
I	780	1.0	20–30	550	660	340	340
II	920	1.9	25–45	480	560	260	290

 

Проведенный в работе [21] анализ микроструктуры исследуемой стали 05Г2МБ (рис. 1) показал, что размеры бейнитных кристаллитов обоих образцов варьировались от 1 до 30 мкм. При этом микроструктура листа, произведенного по режиму I, характеризовалась меньшей равновесностью и более высокой дисперсностью — средний размер кристаллитов составлял ~ 2 мкм и ~ 4 мкм для режимов I и II соответственно [21]. Очевидно, что понижение температуры окончания ГП в совокупности с повышением интенсивности УО привело к существенному диспергированию структуры стали. В свою очередь, различия в микроструктуре листов определяют более высокий уровень прочностных характеристик образца I (табл. 1).

 

Рис. 1. Микроструктура образцов стали 05Г2МБ в обратнорассеянных электронах (сканирующая электронная микроскопия) после КТМО: а — по режиму I, б — по режиму II.

 

Определение теплоемкости осуществляли методом дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) с использованием прибора синхронного термического анализа Netzsch STA 449C Jupiter. Оборудование и условия эксперимента соответствовали рекомендациям стандарта ASTM E1269-11 [22]: предварительная выдержка составляла 5 мин; скорости нагрева и охлаждения — 20 °/мин; выдержка при максимальной температуре нагрева (1200…1250 °С) – 5 мин; термические циклы реализовывались в потоке аргона — 20 мл/мин. Частота опроса при нагреве и охлаждении составляла ~ 5 точек/° или 100 точек/мин.

Для построения графической зависимости теплоемкости исследуемых материалов от температуры последовательно реализовывали идентичные термические циклы с записью сигнала ДСК (дифференциальный термический анализ (ДТА), мкВ) пустой системы, сапфира (эталона) и исследуемого образца. Сапфир представлял собой диск диаметром ~ 5.2 мм, высотой ~ 1.0 мм. При проведении экспериментов использовали платиновые тигли с крышками и с защитными вставками из оксида алюминия. Взвешивание сапфира и исследуемого образца осуществляли с помощью встроенных весов прибора Netzsch STA 449C Jupiter с точностью ± 0.001 мг.

Принципиальное отличие метода соотношений для расчета теплоемкости от метода, рекомендованного стандартом ASTM E1269-11 [22], состоит в отсутствии учета возможного дрейфа базовой линии (температурной зависимости сигнала ДСК пустой системы) при конечной температуре нагрева по сравнению с ее положением в начале записи. При этом методика стандарта ASTM E1269-11 [22] предусматривает расчет теплоемкости только при нагреве.

Результатом измерений являлись температурные зависимости сигнала ДСК, зарегистрированные при нагреве и охлаждении пустой системы, сапфира и исследуемого образца. При этом после первичного охлаждения проводили повторный нагрев с целью проведения измерений на образцах с более равновесной структурой для получения более четких кривых теплоемкостей. Расчет температурных зависимостей теплоемкости исследуемой стали производили средствами программного обеспечения (ПО) Proteus Analysis.

Кроме того, проводили дилатометрический анализ (ДА) в вакууме на закалочном дилатометре Linseis L78 R. I. T. A. Нагрев образцов осуществлялся со скоростью 20 °/мин до температуры 1000°С. Выдержка при температуре нагрева составляла 5 мин, заданная скорость охлаждения — 20 °/мин. Использовали кварцевые держатели, температуру регистрировали термопарой К-типа (электроды — хромель и алюмель). Частота опроса при нагреве составляла ~ 5 точек/°.

В соответствии с рекомендациями стандарта ASTM A1033-18 [23], критические температуры при нагреве и охлаждении определяли графически по калориметрическим и дилатометрическим кривым как место отрыва касательной (ОК), проведенной к прямолинейному участку, на котором превращение еще не реализуется, и осуществляется обычное расширение (сжатие) образца, или превращение уже завершено, и наблюдается только расширение (сжатие) образовавшейся фазы или смеси фаз. Считается [24], что такой способ позволяет достаточно точно установить моменты самого начала превращений и моменты, отвечающие их полному прекращению или приостановке. Также в зависимости от вида полученных кривых и графических возможностей ПО критические температуры определяли по максимумам тепловых эффектов (max) и методом пересечения касательных (ПК).

Обработку полученных данных осуществляли с использованием ПО Linseis Data Evaluation, поставляемого в комплекте с дилатометром Linseis L78 R. I. T. A. В случае необходимости осуществляли экспорт данных в ПО MS Excel. Расчет температурной зависимости количества аустенита, образующегося в результате α→γ-превращения в армко-железе и исследуемой стали, выполняли по дилатометрическим данным по правилу рычага [23].

Результаты и обсуждение

В рамках исследования с использованием ПО Thermo-Сalk-3.01 были рассчитаны значения температур A₃ и A₁ для химического состава исследуемой стали, составившие 830°C и 660°C соответственно. Кроме того, значения критических температур были определены экспериментально с использованием ДСК и ДА (табл. 2). Следует отметить близость значений одних и тех же критических температур (A₂, A_C1, A_C3, A_R1, A_R3), измеренных в одинаковых условиях для двух режимов КТМО, и значительные расхождения в значениях критических температур, измеренных разными способами. Данные расхождения, по-видимому, связаны с разным инерционным поведением тепловых систем, используемых при измерениях различными способами. При этом лучшее согласие с расчетными значениями демонстрируют измерения, произведенные с использованием ДА при нагреве образцов, т. е. в системе с условиями, максимально приближенными к равновесным.

 

Таблица 2. Расчетные и экспериментально определенные значения критических температур для исследуемой стали (Н – при нагреве, О — при охлаждении), °C

Режим КТМО	ДСК, Н		ДСК, О		ДА, Н			ДА, О		Расчет
	max	max	ОК	ОК	ОК	ПК	ОК	ОК	ОК
	А2	АС3	AR3	AR1	АС1	АС3	АС3	AR3	AR1	А1	А3
I	748	841	781	553	723	818	849	668	495	660	830
II	749	842	783	565	727	835	854	665	484

 

Для уточнения методики разделения пиков тепловых эффектов были получены кривые теплоемкости при нагреве эталонных материалов (рис. 2). Для сплава Fe–3%Si–0.5%Cu пик, соответствующий магнитному превращению, был зарегистрирован при температуре ~ 740 °С. Для армко-железа было зарегистрировано два пика при температурах ~ 772 °С (магнитное превращение) и ~ 917 °С (β→γ-превращение). Полученные значения находятся в хорошем согласии с литературными данными [18–20].

 

Рис. 2. Кривые теплоемкости при нагреве: а — сплава Fe–3%Si–0.5%Cu; б — армко-железа.

 

Кривые теплоемкости, полученные при первичном и повторном нагревах образцов I и II, приведены на рис. 3. На кривой теплоемкости при первичном нагреве образца I регистрируются два эндотермических эффекта в температурном интервале 600…900°С, соответствующих магнитному и β→γ-превращениям, а также два экзотермических эффекта в интервалах 300...500 °С и 500...600°С (рис. 3а). Первый экзотермический эффект может быть объяснен отпуском мартенсита и, соответственно, выделением дисперсных карбидных фаз; второй — началом полигонизации в бейнитных и ферритных областях, характеризующихся повышенной энергией, запасенной в дефектах кристаллического строения. Кроме того, следует отметить, что пик теплового эффекта, связанного с магнитным превращением, является сдвоенным, что свидетельствует о наличии еще одного теплового эффекта при нагреве. На кривой теплоемкости при первичном нагреве образца II отсутствуют экзотермические эффекты и регистрируются два эндотермических эффекта с четкими пиками магнитного и β→γ-превращений (рис. 3б), что соответствует его более стабильной (равновесной) структуре по сравнению с образцом I (рис. 1).

 

Рис. 3. Кривые теплоемкости при первичном (а, б) и повторном (в, г) нагревах; участки для определения уравнений теплоемкости фаз и проведение базовой линии для расчета тепловых эффектов при повторном нагреве (д, е); а, в, д — образец I; б, г, е — образец II.

 

При повторном нагреве экзотермические пики на кривых теплоемкости обоих образцов становятся более обособленными (рис. 3в, г) по сравнению с первичным нагревом, эндотермические эффекты не регистрируются.

Для определения уравнений теплоемкости α- и γ-фаз в сплаве Fe–3%Si–0.5Cu, армко-железе и стали 05Г2МБ на соответствующих кривых теплоемкости при повторном нагреве были выбраны прямолинейные участки.

Для образцов I и II данные участки соответствовали температурным диапазонам: 200...400 °С для α-фазы, 950...1100 °С для γ-фазы (рис. 3д, е). Эти участки были описаны регрессионными линейными уравнениями (табл. 3) зависимости теплоемкостей ($C_P^{\alpha }$ и $C_P^{\gamma }$, Дж/(г∙К)) от температуры (t, °С):

$C_P^{\alpha }$ = 0.00041 ∙ t + 0.48038; (1)

$C_P^{\gamma }$ = 0.0000357 ∙ t + 0.541676. (2)

 

Таблица 3. Коэффициенты уравнений теплоемкости фаз в сплаве Fe–3%Si–0.5%Cu, армко-железе и образцах исследуемой стали, прошедших КТМО

Материал	Коэффициенты уравнений теплоемкости, Дж/(г∙К) СР = a ∙ t + b, где t — температура, °С
	α-фаза		β-фаза		γ-фаза
	a	b	a	b	a	b
Fe–3%Si–%0.5Cu	0.000245	0.47254	0.000021	0.5642	–	–
Армко-железо	0.000327	0.40876	–	–	0.0003274	0.238860
КТМО I	0.000337	0.46675	–	–	0.0000380	0.568208
КТМО II	0.000409	0.48038	–	–	0.0000333	0.515147
КТМО среднее	0.00041	0.48038	–	–	0.0000357	0.541676

 

Полученные уравнения были использованы при проведении базовых линий в температурных интервалах магнитного (α→β)- и фазового β→γ-превращений (рис. 3д, е) для определения тепловых эффектов, рассчитанные значения которых приведены в табл. 4. С учетом построенной базовой линии значения суммарных тепловых эффектов превращений при повторном нагреве стали, прошедшей КТМО, составили ~ 48.9 Дж/г и ~ 60.1 Дж/г для образцов I и II соответственно. Некоторые различия между образцами I и II при сравнении значений тепловых эффектов магнитных и β→γ-превращений могут быть объяснены неточностью проведения базовых линий при их определении.

 

Таблица 4. Значения тепловых эффектов превращений в сплаве Fe–3%Si–0.5%Cu, армко-железе и образцах исследуемой стали, прошедших КТМО

Материал	Низкотемпературные эффекты, Дж/г	Тепловой эффект магнитного превращения, Дж/г (Т, °С)	Тепловой эффект β→γ-превращения, Дж/г (Т, °С)
Fe–3%Si–%0.5Cu	–	74.4 (740)	–
Армко-железо	–	47.6 (772)	13.6 (840–940)
КТМО I	–7.77; –1.5	29.6 (751)	19.3 (725–870)
КТМО II	–	45.5 (751)	14.6 (720–870)

 

При анализе результатов экспериментов обращает на себя внимание рассчитанная величина теплового эффекта магнитного превращения в сплаве Fe–3%Si–0.5%Cu, которая ак минимум в 1.5 раза превышает значения данного параметра для армко-железа и стали 05Г2МБ. Кроме того, особый интерес вызывает то, что рассчитанные значения тепловых эффектов магнитного превращения оказались больше значений тепловых эффектов β→y-превращения в ~ 3.5 раза для армко-железа и в среднем в > 2 раза для стали 05Г2МБ.

Выводы

Рассчитаны и экспериментально определены значения критических температур высокопрочной низколегированной трубной стали 05Г2МБ. Расчетные значения температур А₁ и А₃ составили 660 °C и 830 °C соответственно. Лучшее согласие с расчетными значениями продемонстрировано измерениями, произведенными с использованием дилатометрического анализа при нагреве образцов.

В виде регрессионных линейных уравнений определены зависимости теплоемкостей α(β)- и γ-фаз от температуры для высокопрочной низколегированной трубной стали 05Г2МБ.

Коэффициенты линейных уравнений для α(β)- и γ-фаз усредненны по двум наборам значений при разных режимах обработки для температурных интервалов 200…400 °С и 950…1050 °С соответственно.

Средние значения тепловых эффектов фазовых превращений при нагреве стали 05Г2МБ составили: 37.6 Дж/г для магнитного превращения и 17.0 Дж/г для β →γ-превращения.

Исследование выполнено за счет гранта Российского научного фонда № 23-29-00615, https://rscf.ru/project/23-29-00615/.

Авторы данной работы заявляют, что у них нет конфликта интересов.

About the authors

N. V. Urtsev

Research and Technology Center “Ausferr”; Ural Federal University named after the First President of Russia B. N. Yeltsin; Nosov Magnitogorsk State Technical University

Author for correspondence.
Email: n.urtsev@ausferr.ru
Russian Federation, Magnitogorsk, 455000; Ekaterinburg, 620002; Magnitogorsk, Chelyabinsk Region, 455000

S. I. Platov

Nosov Magnitogorsk State Technical University

Email: n.urtsev@ausferr.ru
Russian Federation, Magnitogorsk, Chelyabinsk Region, 455000

A. V. Shmakov

Research and Technology Center “Ausferr”

Email: n.urtsev@ausferr.ru
Russian Federation, Magnitogorsk, 455000

M. A. Ryzhkov

Ural Federal University named after the First President of Russia B. N. Yeltsin

Email: n.urtsev@ausferr.ru
Russian Federation, Ekaterinburg, 620002

M. L. Lobanov

Ural Federal University named after the First President of Russia B. N. Yeltsin; Mikheev Institute of Metal Physics, Ural Branch, Russian Academy of Sciences

Email: n.urtsev@ausferr.ru
Russian Federation, Ekaterinburg, 620002; Ekaterinburg, 620108

References

Supplementary files