RU2787205C2 - Seamless high-strength pipe of steel of martensite grade for casing strings and its production method - Google Patents

Abstract

FIELD: metallurgy.

SUBSTANCE: invention relates to the field of metallurgy, namely to the production of high-strength seamless steel pipes of steel of a martensite grade for construction of casing strings and related products of pipe workpieces in commercial production of hydrocarbons and their transportation. A steel workpiece contains components in the following ratio, wt.%: carbon 0.04-0.08, manganese 0.30-0.80, chrome 12.0-14.0, nickel 3.80-4.50, silicon 0.15-0.50, vanadium 0.010-0.110, molybdenum 0.80-1.30, aluminum 0.010-0.050, iron and unavoidable impurities is the rest, while satisfying following conditions: 13.0≤([Cr]+[Mo]+1.5×[Si])≤16.05 and 4.7≤([Ni]+20×[C]+0,3×[Mn]+1.5×[V])≤6.5, where Cr, Mo, Si, Ni, C, Mn, V are a content in steel of chrome, molybdenum, silicon, nickel, carbon, manganese, and vanadium, respectively, wt.%. The workpiece is subjected to hot deformation at a temperature of 900÷1250°C to obtain a pipe with a molded single-phase austenite microstructure and to subsequent thermal processing of the pipe. During thermal processing, heating for austenitization, cooling on air or in a water-air mixture, and subsequent release are carried out. Heating for austenitization is carried out to a temperature of Ac₃+(180÷230°C). As release, high release is carried out with heating to a temperature of Ac₁-(20÷150)°C with exposure at this temperature for at least 6 min per 1 mm of a thickness of a pipe wall and subsequent cooling on calm air to form a thin-dispersed microstructure consisting of released martensite and residual austenite with a content not exceeding 5 vol.%.

EFFECT: required strength and viscoelastic characteristics of pipes and increase in their quality.

2 cl, 2 dwg

Description

Изобретение относится к производству высокопрочных бесшовных стальных труб из высоколегированной стали мартенситного класса и может быть использовано для изготовления коррозионностойких труб из непрерывно-литой или горячедеформированной заготовки с пределом текучести более 758 МПа для сооружения обсадных колонн и сопутствующих изделий из трубных заготовок при промысловой добыче углеводородов и их транспортировки.The invention relates to the production of high-strength seamless steel pipes from high-alloy martensitic steel and can be used for the manufacture of corrosion-resistant pipes from a continuously cast or hot-formed billet with a yield strength of more than 758 MPa for the construction of casing strings and related products from tubular billets in the field production of hydrocarbons and their transportation.

Для обустройства скважин, содержащих углекислоту, применяют трубы из низкоуглеродистых сталей класса «супер-хром», имеющие в отличие от широко применяемых хромсодержащих труб класса прочности L80 13Cr (предел текучести 552-655МПа) по стандарту API 5СТ (сталь 20X13) принципиально иную систему легирования. Обобщает рассматриваемые классы (13Cr и «супер-хром») только содержание в сталях 13% хрома. Стали класса «супер-хром» применяют в условиях, когда трубы из стали 13Cr становятся непригодными, а использование более дорогих сталей аустенитного и дуплексного классов экономически нецелесообразно. Общий подход к системе легирования сталей класса «супер-хром» состоит в следующем:To equip wells containing carbon dioxide, pipes made of low-carbon steels of the "super-chromium" class are used, which, unlike the widely used chromium-containing pipes of strength class L80 13Cr (yield strength 552-655 MPa) according to the API 5ST standard (steel 20X13), have a fundamentally different alloying system . Summarizes the considered classes (13Cr and "super-chromium") only the content of 13% chromium in steels. Super-chromium steels are used in conditions where 13Cr steel pipes become unsuitable, and the use of more expensive austenitic and duplex steels is not economically feasible. The general approach to the alloying system for super-chromium steels is as follows:

- снижение содержания углерода до уровня менее 0,04%;- reduction of carbon content to a level of less than 0.04%;

- легирование никелем в количестве 4-6%;- alloying with nickel in the amount of 4-6%;

- легирование молибденом в количестве 1,0-2,5%;- doping with molybdenum in the amount of 1.0-2.5%;

- микролегирование ванадием и ниобием (в некоторых случаях).- microalloying with vanadium and niobium (in some cases).

Такой подход обеспечивает повышение стойкости изделий из стали класса «супер-хром» к локальной коррозии в углекислотных средах, а также стойкость к сероводородному растрескиванию под напряжением (СКРН) за счет снижения объемной доли хромистых карбидов и получения более высокого уровня механических и вязкопластичных характеристик до группы прочности Р110 (предел текучести 758÷965 МПа). Особенно высокими прочностными характеристиками должны обладать трубы для обсадных колонн. Кроме того, стали класса «супер-хром» возможно эксплуатировать при более высоких температурах (до 180°С).This approach provides an increase in the resistance of products made of steel of the "super-chromium" class to local corrosion in carbon dioxide environments, as well as resistance to hydrogen sulfide stress cracking (HSCC) by reducing the volume fraction of chromium carbides and obtaining a higher level of mechanical and ductile characteristics up to the group strength Р110 (yield strength 758÷965 MPa). Casing pipes should have especially high strength characteristics. In addition, super-chromium steels can be operated at higher temperatures (up to 180°C).

Известна мартенситно-ферритная нержавеющая сталь и готовое изделие (патент РФ 2696513, С22С 38/00, опубл. 02.04.2018), содержащая мас. %: углерод 0,005-0,030, кремний 0,10-0,40, марганец 0,20-0,80, хром 13-15, никель 4,0-6,0, молибден 2,0-4,5, ванадий 0,01-0,10, ниобий 0,01-0,50, медь 0,01-1,50, азот, серу, фосфор, алюминий и неизбежные примеси. Сталь используется для производства бесшовных обсадных труб и имеет конечную микроструктуру, состоящую из дельта-феррита (20÷50%), мартенсита (50÷80%) и остаточного аустенита (не более 15%).Known martensitic-ferritic stainless steel and finished product (RF patent 2696513, S22S 38/00, publ. 04/02/2018), containing wt. %: carbon 0.005-0.030, silicon 0.10-0.40, manganese 0.20-0.80, chromium 13-15, nickel 4.0-6.0, molybdenum 2.0-4.5, vanadium 0 .01-0.10, niobium 0.01-0.50, copper 0.01-1.50, nitrogen, sulfur, phosphorus, aluminum and inevitable impurities. The steel is used for the production of seamless casing pipes and has a final microstructure consisting of delta ferrite (20÷50%), martensite (50÷80%) and residual austenite (no more than 15%).

Известна высокопрочная, толстостенная бесшовная труба из нержавеющей стали и способ ее изготовления (патент РФ 2682728 С22С 38/18, C21D 8/10, С22С 38/58, опубл. 21.03.2019), содержащая хром в количестве от 15,5% до 18,0%. Микроструктура стали содержит ферритную и мартенситную фазы, труба получена путем прошивки, последующей прокатки с растяжением при температуре от 700 до 1200°С, при этом микроструктура стали при температуре горячей обработки содержит 35% или более аустенита, из расчета доли площади. Получаемая высокопрочная толстостенная бесшовная труба имеет предел текучести более 654 МПа, работу удара при температуре -10°С не менее 50Дж по Шарпи, а также обладает отличной коррозионной стойкостью.A high-strength, thick-walled seamless stainless steel pipe and a method for its manufacture are known (RF patent 2682728 C22C 38/18, C21D 8/10, C22C 38/58, publ. 03/21/2019), containing chromium in an amount of from 15.5% to 18 .0%. The microstructure of the steel contains ferritic and martensitic phases, the pipe is obtained by piercing, followed by tensile rolling at a temperature of 700 to 1200°C, while the microstructure of the steel at the hot working temperature contains 35% or more austenite, based on the area fraction. The resulting high-strength thick-walled seamless pipe has a yield strength of more than 654 MPa, an impact work at a temperature of -10°C of at least 50J Charpy, and also has excellent corrosion resistance.

Известна бесшовная труба из высокопрочной нержавеющей стали для трубных изделий нефтегазопромыслового сортамента и способ ее изготовления (патент РФ 2649919 С22С 38/00, С22С 38/44, С22С 38/54, C21D 9/08, C21D 1/18, опубл. 05.04.2018), содержащая мас. %: углерод 0,05 или менее, кремний 0,5 или менее, марганец от 0,15 до 1,0, фосфор 0,030 или менее, сера 0,005 или менее, хром 15,5-17,5, никель 3,0-6,0, молибден 1,5-5,0, медь 4,0 или менее, вольфрам 1,0-2,5, азот 0,15 или менее, остальное железо и неизбежные примеси. Трубное изделие получают путем прокатки, далее подвергают нагреву до температуры 900÷1100°С, закалке на воздухе и последующему отпуску с нагревом до температуры 550÷700°С и последующим естественным охлаждением. Микроструктура труб состоит из мартенсита отпуска (основная фаза), феррита (объемная доля 26÷39%) и остаточного аустенита (объемная доля 5÷11%). Бесшовная труба обладает высокой прочностью, ударной вязкостью и коррозионной стойкостью.A seamless pipe made of high-strength stainless steel for tubular products of the oil and gas industry and a method for its manufacture are known (RF patent 2649919 C22C 38/00, C22C 38/44, C22C 38/54, C21D 9/08, C21D 1/18, publ. 04/05/2018 ), containing wt. %: carbon 0.05 or less, silicon 0.5 or less, manganese 0.15 to 1.0, phosphorus 0.030 or less, sulfur 0.005 or less, chromium 15.5-17.5, nickel 3.0- 6.0, molybdenum 1.5-5.0, copper 4.0 or less, tungsten 1.0-2.5, nitrogen 0.15 or less, the rest is iron and inevitable impurities. The tubular product is obtained by rolling, then subjected to heating to a temperature of 900÷1100°C, quenching in air and subsequent tempering with heating to a temperature of 550÷700°C and subsequent natural cooling. The microstructure of pipes consists of tempered martensite (main phase), ferrite (volume fraction 26÷39%) and retained austenite (volume fraction 5÷11%). Seamless pipe has high strength, toughness and corrosion resistance.

Недостатком описанных выше изобретений является наличие смешанной микроструктуры (мартенсит, феррит, остаточный аустенит). Остаточный аустенит в указанных количествах является метастабильной фазой и может являться причиной изменения эксплуатационных характеристик труб с течением времени за счет распада на феррито-карбидную смесь при нагреве и деформациях или превращения в мартенсит деформации. Наличие ферритной фазы наряду с мартенситом значительно усложняет способ производства трубчатых изделий.The disadvantage of the inventions described above is the presence of a mixed microstructure (martensite, ferrite, retained austenite). Residual austenite in the indicated amounts is a metastable phase and can cause a change in the performance characteristics of pipes over time due to decomposition into a ferrite-carbide mixture during heating and deformation or transformation into deformation martensite. The presence of a ferrite phase, along with martensite, greatly complicates the method of manufacturing tubular products.

В качестве прототипа выбрана высокопрочная нержавеющая сталь для нефтяных скважин и труба из высокопрочной нержавеющей стали для нефтяных скважин (патент РФ 2519201 С22С 38/44, опубл. 10.06.2014), содержащая мас. %: углерод до 0,05, кремний до 1,0, марганец до 0,3, хром 16-18, молибден 1,5-3,0, медь 1,0-3,5, никель 3,5-6,5, алюминий, серу фосфор, азот, железо и другие неизбежные примеси. Сталь имеет микроструктуру, состоящую из мартенсита, ферритной фазы (10÷48,5% об.) и остаточной аустенитной фазы (максимум 10% об.). Предел текучести стали составляет не менее 758 МПа. Сталь имеет высокую коррозионную стойкость, хорошую обрабатываемость и отличается высоким равномерным удлинением.As a prototype, high-strength stainless steel for oil wells and a pipe made of high-strength stainless steel for oil wells (RF patent 2519201 C22C 38/44, publ. 10.06.2014), containing wt. %: carbon up to 0.05, silicon up to 1.0, manganese up to 0.3, chromium 16-18, molybdenum 1.5-3.0, copper 1.0-3.5, nickel 3.5-6, 5, aluminum, sulfur, phosphorus, nitrogen, iron and other inevitable impurities. The steel has a microstructure consisting of martensite, a ferritic phase (10÷48.5% vol.) and a residual austenitic phase (maximum 10% vol.). The yield strength of steel is at least 758 MPa. The steel has high corrosion resistance, good machinability and high uniform elongation.

Недостатком прототипа является низкая универсальность химического состава, невозможность выплавки стали с содержанием углерода менее 0,05% в дуговых сталеплавильных печах (ДСП). Кроме того, получаемая конечная микроструктура, состоящая из 3-х фаз - мартенсита, феррита и остаточного аустенита, не обеспечивает требуемого уровня прочностных и вязкопластичных характеристик труб, а также невозможно получить высокое качество труб вследствие образования дефектов на поверхности труб.The disadvantage of the prototype is the low versatility of the chemical composition, the impossibility of smelting steel with a carbon content of less than 0.05% in electric arc furnaces (EAF). In addition, the resulting final microstructure, consisting of 3 phases - martensite, ferrite and residual austenite, does not provide the required level of strength and viscoplastic characteristics of pipes, and it is also impossible to obtain high quality pipes due to the formation of defects on the pipe surface.

Сталь может быть получена более дорогостоящим способом выплавки в конвертере, где углерод удаляется путем продувки кислородом (реакция окисления углерода кислородом с образованием оксидов углерода и их последующим удалением из расплава). Учитывая, что современные заводы все чаще оснащаются более экономически эффективными дуговыми сталеплавильными агрегатами, имеющими возможность работать на металлическом ломе, в отличие от чугуна и первородной шихты при конвертерном производстве, возникает вопрос о проблемах, связанных с выплавкой низкоуглеродистой (углерод менее 0,04%) стали.Steel can be obtained by a more expensive method of smelting in a converter, where carbon is removed by blowing with oxygen (the reaction of carbon oxidation with oxygen with the formation of carbon oxides and their subsequent removal from the melt). Considering that modern plants are increasingly equipped with more cost-effective arc steelmaking units that have the ability to work on scrap metal, in contrast to pig iron and virgin charge in converter production, the question arises about the problems associated with the smelting of low-carbon steel (carbon less than 0.04%) steel.

При выплавке в дуговых печах стали с пониженным содержанием углерода и высоким содержанием хрома требуется использование дорогостоящих низкоуглеродистых ферросплавов (ферромарганец, феррохром и др.) и вспомогательных материалов (алюмокорундовые смеси для наведения шлака и т.п.), а также дорогостоящих огнеупорных футеровочных материалов для сталь-ковшей, не дающих прироста содержания углерода при длительном нахождении в них жидкого металла на этапе длительной внепечной обработки.When smelting steel with a low carbon content and a high chromium content in arc furnaces, it is necessary to use expensive low-carbon ferroalloys (ferromanganese, ferrochromium, etc.) and auxiliary materials (alumina-corundum mixtures for slag induction, etc.), as well as expensive refractory lining materials for steel ladles that do not increase the carbon content during long-term presence of liquid metal in them at the stage of long-term out-of-furnace processing.

Техническая задача заключается в производстве высокопрочных бесшовных труб для обсадных колонн из стали с соотношением компонентов, обеспечивающим возможность ее производства в дуговых печах с последующей непрерывной разливкой в заготовки либо из горячедеформированной заготовки без образования дефектов при последующем формообразовании с получением заданной микроструктуры и обеспечением требуемого уровня свойств.The technical problem consists in the production of high-strength seamless pipes for casing from steel with a ratio of components that makes it possible to produce it in arc furnaces with subsequent continuous casting into billets or from a hot-formed billet without the formation of defects during subsequent shaping to obtain a given microstructure and ensure the required level of properties.

Технический результат, достигаемый изобретением, заключается в обеспечении требуемых прочностных и вязкопластичных характеристик труб за счет получения тонкодисперсной микроструктуры отпущенного мартенсита и остаточного аустенита (не более 5% об.) и повышении качества труб вследствие снижения дефектов на поверхности труб.The technical result achieved by the invention is to provide the required strength and viscoplastic characteristics of pipes by obtaining a finely dispersed microstructure of tempered martensite and retained austenite (not more than 5% vol.) and improving the quality of pipes due to the reduction of defects on the pipe surface.

Указанный технический результат обеспечивается за счет того, что бесшовная высокопрочная труба получена из стали мартенситного класса, содержащей углерод, марганец, хром, никель, кремний, ванадий, молибден, алюминий, железо в следующем соотношении, мас. %:The specified technical result is ensured due to the fact that the seamless high-strength pipe is obtained from martensitic steel containing carbon, manganese, chromium, nickel, silicon, vanadium, molybdenum, aluminum, iron in the following ratio, wt. %:

Углерод 0,04-0,08Carbon 0.04-0.08

Марганец 0,30-0,80Manganese 0.30-0.80

Хром 12,0-14,0Chrome 12.0-14.0

Никель 3,80-4,50Nickel 3.80-4.50

Кремний 0,15-0,50Silicon 0.15-0.50

Ванадий 0,010-0,110Vanadium 0.010-0.110

Молибден 0,80-1,30Molybdenum 0.80-1.30

Алюминий 0,010-0,050Aluminum 0.010-0.050

Железо и неизбежные примеси - остальное, и имеет тонкодисперсную микроструктуру, состоящую из отпущенного мартенсита и остаточного аустенита с содержанием, не превышающим 5% об., при этом содержание химических элементов в стали соответствует одновременно следующим условиям:Iron and unavoidable impurities - the rest, and has a fine microstructure consisting of tempered martensite and residual austenite with a content not exceeding 5% by volume, while the content of chemical elements in steel simultaneously meets the following conditions:

13,0≤([Cr]+[Mo]+1,5×[Si])≤16,05 [1]13.0≤([Cr]+[Mo]+1.5×[Si])≤16.05 [1]

4,7≤([Ni]+20×[C]+0,3×[Mn]+1,5×[V])≤6,5 [2]4.7≤([Ni]+20×[C]+0.3×[Mn]+1.5×[V])≤6.5 [2]

где Cr, Mo, Si, Ni, С, Mn, V - содержание в стали хрома, молибдена, кремния, никеля, углерода, марганца и ванадия, соответственно, мас. %.where Cr, Mo, Si, Ni, C, Mn, V - the content of chromium, molybdenum, silicon, nickel, carbon, manganese and vanadium in steel, respectively, wt. %.

Технический результат обеспечивается также за счет того, что способ производства бесшовной высокопрочной стальной трубы из стали мартенситного класса по п. 1 характеризуется тем, что осуществляют горячую деформацию заготовки и термическую обработку трубы, заключающуюся в нагреве под аустенитизацию, охлаждении и последующем отпуске, при этом нагрев под аустенитизацию проводят до температуры Ас₃+(180÷230)°С и осуществляют высокий отпуск при нагреве до температуры Ас₁-(20÷150)°C с выдержкой при этой температуре не менее 6 мин на 1 мм толщины стенки трубы и последующим охлаждением на спокойном воздухе. Кроме того, горячую деформацию заготовки осуществляют при температуре 900÷1250°C с формированием однофазной аустенитной микроструктуры, после аустенитизации охлаждение осуществляют на воздухе либо в водовоздушной смеси.The technical result is also ensured due to the fact that the method of manufacturing a seamless high-strength steel pipe from martensitic steel according to claim 1 is characterized by hot deformation of the workpiece and heat treatment of the pipe, which consists in heating for austenitization, cooling and subsequent tempering, while heating under austenitization is carried out to a temperature of Ac ₃ + (180÷230) ° C and high tempering is carried out when heated to a temperature of Ac ₁ - (20 ÷ 150) ° C with exposure at this temperature for at least 6 minutes per 1 mm of pipe wall thickness and subsequent cooling in still air. In addition, hot deformation of the billet is carried out at a temperature of 900÷1250°C with the formation of a single-phase austenitic microstructure, after austenitization, cooling is carried out in air or in a water-air mixture.

Изготовление бесшовной трубы из непрерывно-литой либо горячедеформированной заготовки с предлагаемым химическим составом позволяет обеспечить мартенситный класс стали с учетом выполнения условий [1] и [2] с последующей горячей деформацией труб и термической обработкой по предлагаемому режиму.The manufacture of a seamless pipe from a continuously cast or hot-formed billet with the proposed chemical composition makes it possible to provide a martensitic steel grade, taking into account the fulfillment of the conditions [1] and [2], followed by hot deformation of the pipes and heat treatment according to the proposed regime.

Условия [1] и [2] обеспечивают перевод стали в мартенситный класс и позволяют получить готовую трубу с тонкодисперсной микроструктурой отпущенного мартенсита с равномерно распределенными выделившимися в процессе отпуска карбидами, интерметаллическими соединениями и участками аустенита не более 5% об., получить высокие прочностные и вязкопластические характеристики, повышенный уровень качественных показателей готовой продукции за счет снижения уровня дефектов типа «поперечная рванина» на поверхности труб.The conditions [1] and [2] ensure the transfer of steel to the martensitic class and make it possible to obtain a finished pipe with a finely dispersed tempered martensite microstructure with uniformly distributed carbides precipitated during tempering, intermetallic compounds and austenite areas of no more than 5% vol., to obtain high strength and toughness characteristics, an increased level of quality indicators of finished products by reducing the level of defects such as "transverse flaw" on the pipe surface.

Мартенситный класс стали был выбран в связи с возможностью получения высоких прочностных и вязкопластичных характеристик после улучшающей термообработки (закалка и высокий отпуск). Такие же свойства возможно обеспечить и после улучшающей термообработки на сталях мартенситно-ферритного класса, однако в этом случае возникает риск снижения пластичности при горячем формообразовании, а также невозможность обеспечения высоких значений ударной вязкости при отрицательных температурах. Для сталей других классов упрочнение за счет закалки и высокого отпуска не применимо, поэтому их использование для изготовления высокопрочных обсадных труб не представлялось возможным.The martensitic grade of steel was chosen in connection with the possibility of obtaining high strength and toughness characteristics after improving heat treatment (quenching and high tempering). The same properties can also be achieved after improving heat treatment on steels of the martensitic-ferritic class, however, in this case, there is a risk of a decrease in ductility during hot forming, as well as the impossibility of providing high values of impact strength at low temperatures. For steels of other classes, hardening due to quenching and high tempering is not applicable, therefore, their use for the manufacture of high-strength casing pipes was not possible.

Для стали мартенситного класса экспериментально установлено, что соотношение аустенитообразующих компонентов: никеля, углерода, марганца и ванадия и ферритообразующих компонентов: хрома, молибдена и кремния, одновременно должны удовлетворять условиям [1] и [2].For steel of the martensitic class, it has been experimentally established that the ratio of the austenite-forming components: nickel, carbon, manganese, and vanadium and the ferrite-forming components: chromium, molybdenum, and silicon must simultaneously satisfy the conditions [1] and [2].

На чертеже приведена диаграмма Потака-Сагалевич (далее - диаграмма) для деформируемых коррозионностойких сталей (Потак Я.М. Высокопрочные стали. - М.: Металлургия, 1972. 208 с.). На диаграмме точка 1 соответствует предлагаемому минимальному содержанию компонентов; точка 2 - предлагаемому максимальному содержанию компонентов; точка 3 - предлагаемому оптимальному содержанию компонентов; точка 4 -минимальному содержанию компонентов прототипа; точка 5 - максимальному содержанию компонентов прототипа; точка 6 - оптимальному содержанию компонентов прототипа.The drawing shows the Potak-Sagalevich diagram (hereinafter referred to as the diagram) for deformable corrosion-resistant steels (Potak YM High-strength steels. - M.: Metallurgy, 1972. 208 C.). In the diagram, point 1 corresponds to the proposed minimum content of components; point 2 - the proposed maximum content of components; point 3 - the proposed optimal content of components; point 4 - the minimum content of the components of the prototype; point 5 - the maximum content of the components of the prototype; point 6 - the optimal content of the components of the prototype.

Согласно диаграмме, выполнение условий [1] и [2] для минимального, максимального и оптимального (точки 1, 2 и 3, соответственно) предлагаемого содержания химических элементов обеспечивает заданное структурное состояние стали, а именно получение в микроструктуре мартенсита с содержанием остаточного аустенита не более 5% об.According to the diagram, the fulfillment of the conditions [1] and [2] for the minimum, maximum and optimal (points 1, 2 and 3, respectively) of the proposed content of chemical elements provides a given structural state of steel, namely, obtaining martensite in the microstructure with a residual austenite content of not more than 5% vol.

Если условие [1] не выполняется, т.е. соотношение ферритообразующих компонентов менее 13,0, получение требуемого уровня прочностных свойств с пределом текучести более 758 МПа и удовлетворительным уровнем вязкопластичных характеристик при отрицательных температурах не представляется возможным в связи со значительным падением температуры окончательного отпуска менее 500°С, что является недопустимым для высокохромистых сталей из-за риска трещинообразования.If condition [1] is not met, i.e. the ratio of ferrite-forming components is less than 13.0, it is not possible to obtain the required level of strength properties with a yield strength of more than 758 MPa and a satisfactory level of ductile characteristics at negative temperatures due to a significant drop in the final tempering temperature of less than 500°C, which is unacceptable for high-chromium steels from - for the risk of cracking.

Если соотношение компонентов в условии [1] более 16,05, в микроструктуре стали происходит образование 5-феррита, отрицательно влияющего на пластичность стали при повышенных температурах и вязкопластичные свойства при отрицательных температурах.If the ratio of components in the condition [1] is more than 16.05, the formation of 5-ferrite occurs in the microstructure of the steel, which negatively affects the ductility of the steel at elevated temperatures and the ductile properties at low temperatures.

Если в условии [2] соотношение аустенитообразующих компонентов менее 4,7, также происходит образование 8-феррита, оказывающее отрицательный эффект, указанный выше. В случае, если соотношение компонентов в условии [2] выше 6,5, происходит чрезмерное образование остаточного аустенита, отрицательно влияющего на прочностные характеристики, а именно снижающего предел текучести, что не позволит получить требуемый уровень прочностных характеристик.If in the condition [2] the ratio of austenite-forming components is less than 4.7, the formation of 8-ferrite also occurs, which has the negative effect indicated above. If the ratio of components in condition [2] is higher than 6.5, excessive formation of residual austenite occurs, which negatively affects the strength characteristics, namely, reduces the yield strength, which will not allow obtaining the required level of strength characteristics.

Одновременное выполнение условий [1] и [2] полностью исключает образование феррита.Simultaneous fulfillment of the conditions [1] and [2] completely excludes the formation of ferrite.

В случае, если условия [1] и [2] не выполняются одновременно, происходит одностороннее смещение оптимального соотношения фаз либо в сторону ферритообразования (на диаграмме - вправо), либо в сторону аустенитообразование (на диаграмме - вверх), что не позволяет получить требуемую для обеспечения прочностных и вязкопластичных свойств микроструктуру.If the conditions [1] and [2] are not met simultaneously, a unilateral shift of the optimal phase ratio occurs either towards ferrite formation (on the diagram to the right) or towards austenite formation (up on the diagram), which does not allow obtaining the required for providing strength and viscoplastic properties of the microstructure.

Для стали-прототипа минимальное, максимальное и оптимальное содержание компонентов (точки 4 - 6 на диаграмме) соответствуют мартенсито-ферритной структуре с содержанием феррита до 48,5% об., отрицательно влияющего на качественные показатели продукции вследствие образования поверхностных дефектов при операции горячего формообразования, а также понижающего вязкопластичные характеристики при отрицательных температурах.For the prototype steel, the minimum, maximum and optimal content of the components (points 4 - 6 on the diagram) correspond to the martensite-ferrite structure with a ferrite content of up to 48.5% vol., which negatively affects the quality indicators of the product due to the formation of surface defects during the hot forming operation, as well as lowering viscoplastic characteristics at low temperatures.

При температурах формообразования 900÷1250°С наиболее оптимальной областью является гомогенная аустенитная область. В случае наличия при горячем формообразовании помимо аустенита участков второй фазы в виде δ-феррита происходит снижение пластических характеристик стали. Ввиду того, что δ-феррит менее прочен в сравнении с аустенитом, деформирование заготовки осуществляют, преимущественно, за счет растяжения именно ферритных прослоек. В результате этого, участки δ-феррита являются концентраторами напряжений в аустенитной матрице, выступая местами зарождения и роста трещин, приводящих к образованию поверхностных дефектов типа «поперечных рванин». Глубина дефектов указанного типа может достигать 2 мм, что приводит к окончательной отбраковке трубной продукции, т.к. глубина дефекта выходит за допуск диапазона требований по толщине стенки (±10%).At shaping temperatures of 900÷1250°C, the most optimal region is a homogeneous austenitic region. In the case of the presence during hot forming, in addition to austenite, sections of the second phase in the form of δ-ferrite, the plastic characteristics of the steel decrease. Due to the fact that δ-ferrite is less strong than austenite, the deformation of the workpiece is carried out mainly due to the stretching of the ferrite interlayers. As a result, the areas of δ-ferrite are stress concentrators in the austenitic matrix, acting as places for the initiation and growth of cracks, leading to the formation of surface defects such as "transverse flaws". The depth of defects of this type can reach 2 mm, which leads to the final rejection of tubular products, because the depth of the defect is outside the tolerance of the range of requirements for wall thickness (± 10%).

В процессе охлаждения с температур горячей деформации аустенит претерпевает превращение в мартенсит, а δ-феррит, являясь высокотемпературной фазой, остается в структуре металла и не претерпевает изменений при последующих переделах. После операции окончательной термической обработки наличие δ-феррита - хрупкой составляющей - наряду с основной структурой отпущенного мартенсита отрицательно влияет на вязкопластические характеристики труб.In the process of cooling from hot deformation temperatures, austenite undergoes a transformation into martensite, and δ-ferrite, being a high-temperature phase, remains in the metal structure and does not undergo changes during subsequent processing. After the final heat treatment operation, the presence of δ-ferrite - a brittle component - along with the main structure of the tempered martensite adversely affects the viscoplastic characteristics of the pipes.

δ-феррит также может образовываться и при температурах горячего формообразования в тех случаях, когда температура проката находится в области существования δ-феррита. В связи с этим, обязательным условием предотвращения его образования является установление верхней температуры горячей деформации.δ-ferrite can also be formed at temperatures of hot forming in those cases when the temperature of rolled products is in the range of existence of δ-ferrite. In this regard, a prerequisite for preventing its formation is the establishment of the upper temperature of hot deformation.

Экспериментальным образом установлено, что образование 5-феррита не происходит в случае нагрева до температуры 1250°С. Способ производства труб из стали предлагаемого химического состава при выполнении условий [1] и [2] позволяет повысить качественные показатели наружной поверхности труб за счет обеспечения в процессе горячего формообразования однофазной аустенитной области, а также позволяет достичь требуемый комплекс прочностных и высоких вязкопластичных характеристик после проведения термической обработки (закалка и высокий отпуск) труб за счет обеспечения тонкодисперсной микроструктуры отпущенного мартенсита и остаточного аустенита (не более 5% об.). Кроме того, для изготовления труб предлагаемого химического состава обеспечена возможность выплавки стали в дуговых электропечах.It has been experimentally established that the formation of 5-ferrite does not occur when heated to a temperature of 1250°C. The method for producing pipes from steel of the proposed chemical composition, under the conditions of [1] and [2], makes it possible to improve the quality indicators of the outer surface of the pipes by providing a single-phase austenitic region in the process of hot forming, and also allows to achieve the required set of strength and high viscoplastic characteristics after thermal treatment. processing (quenching and high tempering) of pipes by providing a finely dispersed microstructure of tempered martensite and residual austenite (no more than 5% vol.). In addition, for the manufacture of pipes of the proposed chemical composition, the possibility of steel smelting in electric arc furnaces is provided.

Углерод в количестве 0,04÷0,08 мас. % обеспечивает получение требуемого высокого уровня прочностных свойств трубной продукции. Содержание углерода более 0,08% приведет к снижению эксплуатационных характеристик, таких как ударная вязкость при температуре -60°С и коррозионная стойкость в среде углекислоты, вследствие образования карбидов хрома Cr₂₃C₆. Содержание углерода менее 0,04% не позволит производить сталь в условиях электросталеплавильных комплексов.Carbon in the amount of 0.04÷0.08 wt. % provides the required high level of strength properties of tubular products. The carbon content of more than 0.08% will lead to a decrease in performance, such as impact strength at -60°C and corrosion resistance in the environment of carbon dioxide, due to the formation of chromium carbides Cr ₂₃ C ₆ . The carbon content of less than 0.04% will not allow the production of steel in the conditions of electric steel-smelting complexes.

Марганец и никель являются ключевыми аустенитообразующими элементами, позволяющими расширить область существования аустенита и, тем самым, обеспечить существование однофазной области при формоизменении. Добавка марганца в количестве менее 0,30% и никеля менее 3,80% приведет к нарушению условия [2], смещению точек оптимального структурного класса стали вправо на диаграмме и появлению в микроструктуре феррита. Марганец в количестве более 0,80%, являясь ликвирующим элементов, способен повысить ликвацию и, тем самым, снизить уровень ударной вязкости при -60°С и коррозионную стойкость в среде углекислоты. Повышенное содержание марганца более 0,80% и никеля более 4,50% приведет к образованию избыточного количества остаточного аустенита более 10% об., отрицательно влияющего на уровень прочностных характеристик.Manganese and nickel are the key austenite-forming elements that make it possible to expand the region of existence of austenite and, thereby, ensure the existence of a single-phase region during shaping. The addition of manganese in an amount of less than 0.30% and nickel of less than 3.80% will violate the condition [2], shift the points of the optimal structural class of steel to the right in the diagram and the appearance of ferrite in the microstructure. Manganese in an amount of more than 0.80%, being a segregating element, is able to increase segregation and, thereby, reduce the level of impact strength at -60°C and corrosion resistance in a carbon dioxide environment. An increased manganese content of more than 0.80% and nickel of more than 4.50% will lead to the formation of an excess amount of residual austenite of more than 10% vol., which adversely affects the level of strength characteristics.

Хром в количестве 12,0÷14,0% является основным элементом, позволяющим обеспечить коррозионную стойкость стали в среде углекислоты. Эффект достигается благодаря образованию на поверхности металла окисной пленки, имеющей в составе хром, что способствует самопассивации стального изделия. Содержание хрома менее 12,0% не обеспечит образования окисной пленки с достаточным для самопассивации содержанием хрома. Содержание хрома более 14,0% приведет к образованию избыточных фаз (карбидов хрома типа Cr₂₃C₆, δ-феррита), отрицательно сказывающихся на эксплуатационных характеристиках продукции. Кроме того, содержание хрома менее 12,0 и более 14,0% приведет к нарушению оптимального соотношения компонентов [1] и сместит точки оптимального структурного класса стали с образованием δ-феррита (в случае содержания хрома более 14,0%), либо с образованием избыточного количества остаточного аустенита (в случае содержания хрома менее 12,0%).Chromium in the amount of 12.0÷14.0% is the main element that makes it possible to ensure the corrosion resistance of steel in the environment of carbon dioxide. The effect is achieved due to the formation of an oxide film containing chromium on the metal surface, which contributes to the self-passivation of the steel product. The chromium content of less than 12.0% will not provide the formation of an oxide film with a sufficient chromium content for self-passivation. The content of chromium more than 14.0% will lead to the formation of excess phases (chromium carbides such as Cr ₂₃ C ₆ , δ-ferrite), which adversely affect the performance of the product. In addition, the chromium content of less than 12.0 and more than 14.0% will lead to a violation of the optimal ratio of components [1] and will shift the points of the optimal structural class of steel with the formation of δ-ferrite (in the case of a chromium content of more than 14.0%), or with the formation of an excess amount of residual austenite (in the case of a chromium content of less than 12.0%).

Кремний и алюминий являются раскисляющими элементами и в указанных количествах обеспечивают полное связывание кислорода в оксиды. Соответственно, превышение указанных пределов для выбранных элементов приведет к чрезмерному росту неметаллических включений в стали, а меньшее содержание относительно установленных пределов - к неполному раскислению стали, повышению концентрации кислорода в стали, способствующего при формообразовании возникновению дефектов металлургического происхождения и потере качественных показателей. Кроме того, содержание алюминия в количестве 0,010÷0,050% способствует наиболее оптимальному процессу разливки жидкой стали.Silicon and aluminum are deoxidizing elements and, in the indicated amounts, provide complete binding of oxygen into oxides. Accordingly, exceeding the specified limits for the selected elements will lead to an excessive growth of non-metallic inclusions in the steel, and a lower content relative to the established limits will lead to incomplete deoxidation of the steel, an increase in the oxygen concentration in the steel, which contributes to the occurrence of defects of metallurgical origin during shaping and loss of quality indicators. In addition, the aluminum content in the amount of 0.010÷0.050% contributes to the most optimal process of pouring liquid steel.

Молибден в количестве 0,80÷1,30% служит для обеспечения требуемого уровня вязкопластичных характеристик и повышения стойкости к питтинговой коррозии за счет снижения свободной энергии и сдерживанию образования карбонитридов по границам аустенитных зерен. Содержание молибдена менее 0,80% не окажет значительного влияния на эксплуатационные свойства трубных изделий. Содержание молибдена более 1,30% приведет к образованию избыточных карбидов, отрицательно влияющих на ударную вязкость труб и стойкость к общей коррозии.Molybdenum in the amount of 0.80÷1.30% serves to provide the required level of viscoplastic characteristics and increase resistance to pitting corrosion by reducing free energy and restraining the formation of carbonitrides along the boundaries of austenite grains. The content of molybdenum less than 0.80% will not have a significant impact on the performance properties of tubular products. Molybdenum content of more than 1.30% will lead to the formation of excess carbides, negatively affecting the toughness of pipes and resistance to general corrosion.

Микролегирование ванадием в количестве 0,010÷0,110% необходимо для гарантированного выделения специальных карбидных фаз в процессе термической обработки и замещения цементитных пластин, что приведет к повышению ударной вязкости при отрицательных температурах за счет более высокой степени дисперсности карбидной фазы на основе ванадия.Microalloying with vanadium in the amount of 0.010÷0.110% is necessary to guarantee the release of special carbide phases during heat treatment and replacement of cementite plates, which will lead to an increase in impact strength at low temperatures due to a higher degree of dispersion of the vanadium-based carbide phase.

Полученную трубную заготовку с учетом выполнения условий [1] и [2] по оптимальному содержанию ферритообразующих и аустенитообразующих элементов подвергают операции горячего формообразования предпочтительно при температуре 900÷1250°C с последующим охлаждением на спокойном воздухе. После операции формообразования проводят термическую обработку трубы, заключающуюся в нагреве под аустенитизацию до температуры А_с3+(180÷230)°С и охлаждении со скоростью, соответствующей охлаждению на воздухе либо в водо-воздушной смеси. Затем осуществляют высокий отпуск при нагреве до температуры на 20÷150°С ниже критической точки Ac₁, с выдержкой при этой температуре не менее 6 мин на 1 мм толщины стенки трубы и последующим охлаждением на спокойном воздухе.The resulting tubular billet, taking into account the fulfillment of the conditions [1] and [2] for the optimal content of ferrite-forming and austenite-forming elements, is subjected to hot forming, preferably at a temperature of 900÷1250°C, followed by cooling in still air. After the shaping operation, heat treatment of the pipe is carried out, which consists in heating for austenitization to a temperature of A _c3 +(180÷230)°C and cooling at a rate corresponding to cooling in air or in a water-air mixture. Then, high tempering is carried out when heated to a temperature of 20÷150°C below the critical point Ac ₁ , with holding at this temperature for at least 6 minutes per 1 mm of pipe wall thickness and subsequent cooling in still air.

Горячая деформация при температуре 900÷1250°С позволяет производить формоизменение гарантированно в аустенитной области для предлагаемой композиции стали. При температуре ниже 900°С происходит снижение пластических свойств стали, что приводит к увеличению нагрузки на приводы стана прокатки труб, повышению уровня количества дефектов трубопрокатного происхождения и получению неблагоприятной микроструктуры. Увеличение температуры выше 1250°С приводит к перегреву металла, увеличению размеров аустенитного зерна, деградации структуры, образованию высокотемпературной фазы δ-феррит и снижению уровня требуемых прочностных характеристик труб.Hot deformation at a temperature of 900÷1250°C makes it possible to produce a guaranteed change in the austenitic region for the proposed steel composition. At temperatures below 900°C, a decrease in the plastic properties of steel occurs, which leads to an increase in the load on the drives of the pipe rolling mill, an increase in the level of defects of pipe-rolling origin, and an unfavorable microstructure. An increase in temperature above 1250°C leads to overheating of the metal, an increase in the size of austenite grains, degradation of the structure, the formation of a high-temperature δ-ferrite phase, and a decrease in the level of the required strength characteristics of pipes.

Нагрев под аустенитизацию до температуры А_с3+(180÷230)°C и последующее охлаждение со скоростью, соответствующей охлаждению на воздухе либо в водо-воздушной смеси, позволяет обеспечить для предлагаемой высоколегированной стали мартенситного класса полное превращение аустенита в мартенсит с формированием однородной тонкодисперсной микроструктуры по толщине стенки трубы, необходимой для обеспечения требуемых прочностных и вязкопластичных характеристик. При этом обеспечивается размер аустенитного зерна не крупнее 8 балла по ГОСТ 5639. При температурах нагрева менее или более указанных происходит недостаточно полное протекание процессов гомогенизации либо увеличение размеров аустенитного зерна и деградация свойств.Heating for austenitization to a temperature of A _c3 + (180 ÷ 230) ° C and subsequent cooling at a rate corresponding to cooling in air or in a water-air mixture makes it possible to provide for the proposed high-alloy martensitic steel the complete transformation of austenite into martensite with the formation of a uniform finely dispersed microstructure according to the pipe wall thickness required to ensure the required strength and viscoplastic characteristics. This ensures the size of the austenite grain is not larger than 8 points according to GOST 5639. At heating temperatures less or more than the specified, insufficiently complete homogenization processes occur or an increase in the size of the austenite grain and degradation of properties.

Последующий высокий отпуск при нагреве до температуры на 20÷150°С ниже критической точки Ac₁ обеспечивает получение тонкодисперсной микроструктуры отпущенного мартенсита с содержанием остаточного аустенита не более 5% об. за счет происходящих процессов коагуляции и сфероидизации карбидной составляющей с выделением мелкодисперсных сложных карбидов хрома, ванадия и молибдена и позволяет получить требуемые характеристики труб. Проведение отпуска при более низких температурах не приведет к выделению из пересыщенного твердого раствора специальных карбидов, требуемых для обеспечения высоких прочностных и вязкопластичных свойств. При более высоких температурах проведение отпуска может привести к образованию участков неотпущенного мартенсита вследствие попадания в межкритический интервал и образования участков аустенита, что не позволит обеспечить требуемых уровень вязкопластических характеристик.Subsequent high tempering when heated to a temperature of 20÷150°C below the critical point Ac ₁ provides a fine microstructure tempered martensite with a residual austenite content of not more than 5% vol. due to the ongoing processes of coagulation and spheroidization of the carbide component with the release of finely dispersed complex carbides of chromium, vanadium and molybdenum and allows you to obtain the required characteristics of the pipes. Carrying out tempering at lower temperatures will not lead to the release of special carbides from the supersaturated solid solution, which are required to provide high strength and viscoplastic properties. At higher temperatures, tempering can lead to the formation of areas of untempered martensite due to falling into the intercritical interval and the formation of austenite areas, which will not provide the required level of viscoplastic characteristics.

Выдержка при отпуске не менее 6 мин на 1 мм толщины стенки трубы обеспечивает полную гомогенизацию химического состава, распад пересыщенного твердого раствора с протеканием процессов снятия структурных напряжений, выделением специальных карбидов хрома, молибдена и ванадия.Exposure during tempering for at least 6 minutes per 1 mm of pipe wall thickness ensures complete homogenization of the chemical composition, decomposition of the supersaturated solid solution with the processes of relieving structural stresses, and the release of special chromium, molybdenum and vanadium carbides.

Полученная труба имеет следующие механические свойства - временное сопротивление разрыву 900÷980 МПа, предел текучести 790÷900 МПа, относительное удлинение более 25%, ударную вязкость по Шарпи на продольных образцах не менее 130 Дж/см². Труба обладает стойкостью к общей коррозии в углекислотной среде. Испытания проводили по ГОСТ 9.908 в среде водного раствора 5% NaCl+0.5%СН₃СООН+CH₃COONa при температуре 80°С и уровне рН от 3,0 до 4,0, парциальное давление СО₂ - 3 МПа, общее давление 5,0 МПа, продолжительность испытаний 720 ч.The resulting pipe has the following mechanical properties - tensile strength 900÷980 MPa, yield strength 790÷900 MPa, relative elongation of more than 25%, Charpy impact strength on longitudinal samples of at least 130 J/cm ² . The pipe is resistant to general corrosion in a carbon dioxide environment. The tests were carried out according to GOST 9.908 in an aqueous solution of 5% NaCl + 0.5% CH ₃ COOH + CH ₃ COONa at a temperature of 80 ° C and a pH level of 3.0 to 4.0, a partial pressure of CO ₂ - 3 MPa, a total pressure of 5 .0 MPa, test duration 720 h.

Предлагаемый способ позволяет получать трубы из стали заявляемого химического состава с требуемыми характеристиками и высокими качественными показателями за счет образования тонкодисперсной микроструктуры и снижения уровня поверхностных дефектов типа «поперечная рванина» вследствие гарантированного отсутствия при горячем формообразовании второй фазы в виде δ-феррита.The proposed method makes it possible to obtain pipes from steel of the claimed chemical composition with the required characteristics and high quality indicators due to the formation of a finely dispersed microstructure and a decrease in the level of surface defects such as "transverse flaw" due to the guaranteed absence of the second phase in the form of δ-ferrite during hot shaping.

Предлагаемый способ производства бесшовной высокопрочной трубы из стали мартенситного класса использован при производстве бесшовных нержавеющих труб размером 168,28÷177,8×8,94÷12,06 мм на АО «Волжский трубный завод».The proposed method for the production of a seamless high-strength pipe made of martensitic steel is used in the production of seamless stainless pipes with a size of 168.28÷177.8×8.94÷12.06 mm at Volzhsky Pipe Plant JSC.

Изготовлена труба из стали, содержащей компоненты в следующем соотношении, мас. %: углерод - 0,05; кремний - 0,26; марганец - 0,46; ванадий - 0,04; хром - 12,76; никель - 4,04; молибден 1,05, алюминий 0,016, железо и неизбежные примеси - остальное.A pipe is made of steel containing components in the following ratio, wt. %: carbon - 0.05; silicon - 0.26; manganese - 0.46; vanadium - 0.04; chromium - 12.76; nickel - 4.04; molybdenum 1.05, aluminum 0.016, iron and inevitable impurities - the rest.

Содержание химических элементов по условию [1] составило 14,3% и по условию [2] - 5,2%, что соответствует оптимальному предлагаемому соотношению компонентов (точка 3 на диаграмме). Одновременное выполнение условий [1] и [2] позволяет получить полностью мартенситную микроструктуру.The content of chemical elements according to the condition [1] was 14.3% and according to the condition [2] - 5.2%, which corresponds to the optimal proposed ratio of components (point 3 on the diagram). Simultaneous fulfillment of the conditions [1] and [2] makes it possible to obtain a completely martensitic microstructure.

Горячее формообразование заготовки, например непрерывно-литой, проводили при температуре 1130÷1240°С и охлаждали на спокойном воздухе. Затем осуществляли термическую обработку труб по маршруту: закалка от температуры не менее 940÷960°С из аустенитной области с охлаждением в водовоздушном спрейерном устройстве со скоростью 40°С/сек, высокий отпуск при нагреве до температуры 580÷600°C с выдержкой не менее 6 мин на 1 мм толщины стенки ±10%. Микроструктура труб после термической обработки представляла однородную равномерно распределенную мелкодисперсную феррито-карбидную смесь, имеющую морфологию мартенсита отпуска, участки второй фазы (остаточный аустенит) не превышали 2% об., участки δ-феррита не обнаружены.Hot shaping of the workpiece, such as continuously cast, was carried out at a temperature of 1130÷1240°C and cooled in still air. Then the heat treatment of the pipes was carried out along the route: quenching from a temperature of at least 940÷960°C from the austenitic region with cooling in a water-air sprayer at a rate of 40°C/sec, high tempering when heated to a temperature of 580÷600°C with a holding time of at least 6 min per 1 mm wall thickness ±10%. The microstructure of the pipes after heat treatment was a uniform uniformly distributed finely dispersed ferrite-carbide mixture having the morphology of tempered martensite, the areas of the second phase (retained austenite) did not exceed 2% vol., areas of δ-ferrite were not detected.

Механические свойства труб после термической обработки составили: временное сопротивление - 920÷960 МПа, предел текучести - 825÷879 МПа, относительное удлинение - более 26%, ударная вязкость на продольных образцах по Шарпи при температуре испытаний -60°С - не менее 130 Дж/см². Труба обладает стойкостью к общей коррозии в углекислотной среде. Испытания проводили по ГОСТ 9.908 в среде водного раствора 5% NaCl+0.5%СН₃СООН+CH₃COONa при температуре 80°С и уровне рН от 3,0 до 4,0, парциальное давление СО₂ - 3 МПа, общее давление 5,0 МПа, продолжительность испытаний 720 ч.The mechanical properties of pipes after heat treatment were: tensile strength - 920÷960 MPa, yield strength - 825÷879 MPa, relative elongation - more than 26%, impact strength on longitudinal specimens according to Charpy at a test temperature of -60°C - not less than 130 J /cm ² . The pipe is resistant to general corrosion in a carbon dioxide environment. The tests were carried out according to GOST 9.908 in an aqueous solution of 5% NaCl + 0.5% CH ₃ COOH + CH ₃ COONa at a temperature of 80 ° C and a pH level of 3.0 to 4.0, a partial pressure of CO ₂ - 3 MPa, a total pressure of 5 .0 MPa, test duration 720 h.

На изготовленных трубах не наблюдались дефекты типа «поперечные рванины», максимальная глубина по дефекту поверхности типа «рябизна» составила не более 0,40 мм и не выводила за допуск по толщине стенки труб.On the manufactured pipes, defects of the “transverse flaw” type were not observed, the maximum depth along the surface defect of the “rowbridge” type was no more than 0.40 mm and did not exceed the tolerance for the pipe wall thickness.

Использование бесшовной высокопрочной трубы из стали мартенситного класса, изготовленной по предлагаемому способу, обеспечивает получение высокого уровня прочностных и вязкопластичных характеристик труб, а также повышение качества труб.The use of a seamless high-strength pipe made of martensitic steel, manufactured by the proposed method, provides a high level of strength and viscoplastic characteristics of the pipes, as well as improving the quality of the pipes.

Claims (7)

1. Бесшовная высокопрочная труба из стали мартенситного класса, содержащей углерод, марганец, хром, никель, кремний, ванадий, молибден, алюминий, железо и неизбежные примеси, отличающаяся тем, что она получена из стали, содержащей компоненты в следующем соотношении, мас.%:1. A seamless high-strength martensitic steel pipe containing carbon, manganese, chromium, nickel, silicon, vanadium, molybdenum, aluminum, iron and inevitable impurities, characterized in that it is obtained from steel containing components in the following ratio, wt.% : углерод carbon 0,04-0,080.04-0.08 марганец manganese 0,30-0,800.30-0.80 хром chromium 12,0-14,012.0-14.0 никель nickel 3,80-4,503.80-4.50 кремний silicon 0,15-0,500.15-0.50 ванадий vanadium 0,010-0,1100.010-0.110 молибден molybdenum 0,80-1,300.80-1.30 алюминий aluminum 0,010-0,0500.010-0.050 железо и неизбежные примеси iron and inevitable impurities остальноеrest и имеет тонкодисперсную микроструктуру, состоящую из отпущенного мартенсита и остаточного аустенита с содержанием, не превышающим 5% об., при этом содержание химических элементов в стали соответствует одновременно следующим условиям:and has a finely dispersed microstructure, consisting of tempered martensite and residual austenite with a content not exceeding 5% by volume, while the content of chemical elements in steel simultaneously meets the following conditions: 13,0≤([Cr]+[Mo]+1,5×[Si])≤16,0513.0≤([Cr]+[Mo]+1.5×[Si])≤16.05 4,7≤([Ni]+20×[C]+0,3×[Mn]+1,5×[V])≤6,5,4.7≤([Ni]+20×[C]+0.3×[Mn]+1.5×[V])≤6.5, где Cr, Mo, Si, Ni, С, Mn, V - содержание в стали хрома, молибдена, кремния, никеля, углерода, марганца и ванадия, соответственно, мас.%.where Cr, Mo, Si, Ni, C, Mn, V is the content of chromium, molybdenum, silicon, nickel, carbon, manganese and vanadium in the steel, respectively, wt.%. 2. Способ производства бесшовной высокопрочной трубы из стали мартенситного класса по п. 1, характеризующийся тем, что осуществляют горячую деформацию заготовки при температуре 900÷1250°C с формированием однофазной аустенитной микроструктуры и термическую обработку трубы, заключающуюся в нагреве под аустенитизацию, охлаждении на воздухе или в водо-воздушной смеси и последующем отпуске, при этом нагрев под аустенитизацию проводят до температуры Ас₃+(180÷230°С) и осуществляют высокий отпуск при нагреве до температуры Ac₁-(20÷150)°C с выдержкой при этой температуре не менее 6 мин на 1 мм толщины стенки трубы и последующим охлаждением на спокойном воздухе.2. A method for the production of a seamless high-strength pipe from martensitic steel according to claim 1, characterized in that hot deformation of the workpiece is carried out at a temperature of 900 ÷ 1250 ° C with the formation of a single-phase austenitic microstructure and heat treatment of the pipe, which consists in heating for austenitization, cooling in air or in a water-air mixture and subsequent tempering, while heating for austenitization is carried out to a temperature of Ac ₃ + (180 ÷ 230 ° C) and high tempering is carried out when heated to a temperature of Ac ₁ - (20 ÷ 150) ° C with exposure at this temperature for at least 6 minutes per 1 mm of pipe wall thickness and subsequent cooling in still air.

Images