Содержание к диссертации
Введение
1. Современное состояние развития сталей для производства труб большого диаметра 9
1.1 Требования нормативно-технической документации к трубным сталям 9
1.2 Химический состав трубных сталей 14
1.2.1 Влияние химического состава на комплекс свойств стали 14
1.2.2 Химический состав применяемых трубных сталей 16
1.3 Структура и свойства трубных сталей 18
1.4 Формирование структуры в процессе горячей деформации 24
1.5 Технология производства трубных сталей 31
1.6 Постановка задач исследования 37
2. Материал и методы исследования 38
2.1 Химический состав исследуемых сталей, выплавка и термомеханиче ская обработка листового проката 38
2.2 Методика исследования 39
2.2.1 Механические испытания 40
2.2.2 Металлографические и электронно-микроскопические исследования образцов металла 40
2.2.3 Исследование фазовых превращений 40
2.2.4 Исследование свариваемости 41
2.2.5 Исследование трещинностойкости 43
2.2.6 Определение стойкости к сероводородному растрескиванию 43
3. Исследование процессов формирования структуры и свойств трубных сталей в зависимости от химического состава и технологических параметров прокатки и охлаждения 46
3.1 Влияние содержания углерода и ниобия на свойства и структуру стали... 46
3.2 Исследование кинетики превращения горячедеформированного аустени-та опытных сталей и влияния продуктов промежуточного превращения на комплекс свойств трубных сталей 54
3.3 Влияние параметров прокатки, охлаждения и химического состава на свойства и структуру 55
3.4 Выводы по главе 72
4. Разработка композиций легирования и технологических схем термомеханической прокатки применительно к станам 2800 и 5000 оао «северсталь», изготовление и исследование опытных партий проката с повышенным комплексом свойств 76
4.1 Оценка состояния вопроса по производству проката для труб на станах 2800 и 5000 к моменту постановки работы, разработка подходов к получению стали повышенной прочности и хладостоикости для различных условий деформации и охлаждения 76
4.2 Разработка химического состава стали и опробование на стане 2800 79
4.2.1 Опытная прокатка и исследование сверхнизкоуглеродистой стали типа 03ХГ2НДБ 79
4.2.2 Опытная прокатка и исследование сталей типа 06ХГ2МНДФБ и 07Г2МНДБ 82
4.3 Промышленные эксперименты в условиях стана 5000 88
4.4 Выводы по главе 104
5. Исследование опытных сталей и сопоставление с металлом текущего производства 107
5.1 Исследование макроструктуры слябов 107
5.2 Исследование микроструктуры листов 107
5.3 Исследование и сопоставление комплекса механических свойств 111
5.4 Оценка параметров сопротивления разрушению при статических испытаниях опытных и сравнительных трубных сталей 114
5.5 Исследование свариваемости опытных сталей 118
5.6 Исследование сопротивления водородному растрескиванию и сероводородному растрескиванию под напряжением 120
5.7 Выводы по главе 120
6. Внедрение сталей с улучшенным комплексом свойств 129
6.1 Анализ влияния химического состава трубных сталей существующего сортамента на комплекс механических свойств проката на стане 2800 129
6.2 Внедрение сталей с улучшенным комплексом свойств на стане 2800 130
6.3 Предложения по модернизации химического состава при промьппленном производстве на стане 5000 131
6.4 Внедрение сталей с улучшенным комплексом свойств на стане 5000 132
6.5 Выводы по главе 133
Общие выводы 135
Библиографический список использованной литературы
- Влияние химического состава на комплекс свойств стали
- Металлографические и электронно-микроскопические исследования образцов металла
- Исследование кинетики превращения горячедеформированного аустени-та опытных сталей и влияния продуктов промежуточного превращения на комплекс свойств трубных сталей
- Разработка химического состава стали и опробование на стане 2800
Введение к работе
Актуальность проблемы. Металлургия России переживает новый этап в решении вопросов по обеспечению строительства газовых и нефтяных магистралей отечественными трубами большого диаметра. Проблема их производства актуальна с позиций экономической, стратегической и финансовой безопасности и независимости России.
Важным моментом является постоянное повышение технических требованийктрубамилистовомупрокату для их производства, обусловленное ужесточением условий эксплуатации трубопроводов и требованиями по безопасности. В связи с этим важной задачей является создание и освоение промышленного производства современных трубных сталей с повышенным комплексом прочностных свойств, ударной вязкости, хладостойкости, трещиностойкости, специальных и технологических свойств, а также расширение размерного сортамента производимого проката.
В связи с большими потребностями рынка в трубах большого диаметра на первый план выдвигается задача экономии энергоносителей и сырьевых ресурсов при производстве стали и проката. ОАО «Северсталь» является крупнейшим отечественным производителем проката для электросварных труб большого диаметра. Однако к моменту постановки настоящей работы марочный и размерный сортамент производимого проката не удовлетворял требованиям трубной промышленности: производилось значительное количество устаревших марок стали (типа 17Г1С-У) в прокате ограниченных толщин, для обеспечения требуемого комплекса свойств широко применялась термическая обработка, повышавшая себестоимость продукции, прокат обладал невысоким уровнем потребительских свойств.
Исходя из изложенного актуальной задачей является разработка технологических схем производства, обеспечивающих изготовление металлопродукции с использованием термомеханической обработки без применения дополнительной термической обработки. Другим важным направлением работ является поиск новых композиций легирования сталей, позволяющих в комплексе с современными технологиями формировать оптимальную дисперсную структуру листового проката с наилучшим сочетанием механических и технологических свойств и экономить легирующие элементы. С практической точки зрения также важно адаптировать новые разработки к реальным условиям производства на действующем прокатном оборудовании ОАО «Северсталь».
Целью работы являлось установление закономерностей формирования структуры и свойств низколегированных трубных сталей в зависимости от содержания углерода, легирующих и микролегирующих элементов, технологических параметров прокатки и последующего охлаждения.
Оптимизация на основе найденных закономерностей хими1 е%і6г#41Шйн""г*.ЛЬН\Я
БИБЛИОТЕКА С.-Пегербург
ОЭ 200ракт
сталей и технологии термомеханической прокатки для повышения их прочностных свойств и хладостойкости, а также расширения размерного сортамента проката для газонефтепроводных труб большого диаметра.
Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:
- исследовать влияние содержания углерода и ниобия на формирование
структуры и механических свойств трубных сталей при различных схемах
термомеханической (контролируемой) прокатки;
—изучить влияние легирующих элементов на структуру и фазовый состав сталей в зависимости от условий деформации и последеформационного охлаждения, установить условия формирования заданных структур, в том числе феррито-бейнитной и преимущественно бейнитной;
- разработать системы легирования сталей повышенной прочности и
хладостойкости, технологические схемы их производства в зависимости
от уровня прочности, размерного сортамента и технологического
оборудования;
провести промышленное опробование и освоение производства разработанных сталей, в том числе класса прочности до К65 (Х80) и в прокате толщиной до 40 мм.
провести сопоставительные исследования структуры, механических свойств, хладостойкости, трещиностойкости и свариваемости и выявить преимущества разработанных сталей.
Научная новизна
1. Показано, что для условий прокатки с ограниченными обжатиями
в у-области и охлаждения проката на воздухе дисперсная структура и
благоприятный комплекс свойств стали могут быть достигнуты приведением
в соответствие температур остановки рекристаллизации аустенита и начала
чистовой стадии прокатки за счет введения в сталь необходимого количества
ниобия и снижения содержания углерода до 0,03-0,06%.
Получены количественные соотношения между содержанием углерода, ниобия, толщиной проката и порогом хладноломкости.
2. Показано, что при содержании углерода 0,03-0,06% замена
полиэдрического феррита и перлита на дисперсный бейнит в отличие от
сталей с более высоким содержанием углерода не приводит к ухудшению
хладостойкости стали.
Определен коэффициент легирования стали, обеспечивающий формирование феррито-бейнитной структуры при охлаждении проката со скоростью 1-2 град/с.
3. Показано, что создание однородной (без полосчатости и выделений
фаз по границам), мелкозернистой структуры в низкоуглеродистой стали
класса прочности до Х80 включительно увеличивает сопротивление металла
зарождению и распространению трещины в сравнении с традиционными трубными сталями.
4. Установлено, что комплекс свойств трубной стали класса прочности Х80 (К65) может быть достигнут при различном структурном состоянии (деформированный феррит и 10-15% верхнего бейнита, феррит и -50% верхнего бейнита, преимущественно низкоуглеродистый бейнит (игольчатый феррит) за счет применения ряда систем легирования и схем термомеханической прокатки (ТМП). Оптимальным вариантом с точки зрения вязкости, хладостойкости, трещиностойкости и свариваемости является низкоуглеродистая сталь системы 0,05% C-Mn-Mo-Ni-Cu-Nb со структурой игольчатого феррита.
Практическая значимость и реализация работы в промышленности
В промышленных условиях показана возможность производства хладостойкого проката толщиной до 16 мм для электросварных труб большого диаметра классов прочности К52-К60 на маломощном листопрокатном стане 2800 ОАО «Северсталь» без применения термической обработки.
На стане 5000 впервые в России с положительным результатом опробовано производство хладостойкого листового проката толщиной до 40 мм (порог хладноломкости -60С) для электросварных труб класса прочности К65 (Х80).
Оптимизирован химический состав традиционных трубных сталей (17Г1С-У, 12ГСБ и др.), разработана сталь типа L450MC (в соответствии с требованиями стандартов API-5L и ISO-3183) и технология производства проката для труб большого диаметра и освоено их производство на стане 2800 с применением контролируемой прокатки.
На толстолистовом стане 5000 освоено производство листового проката из сталей классов прочности Х65 и Х70 в толщинах до 31,9 мм, впервые в отечественной практике изготовлена промышленная партия проката толщиной до 24 мм для труб класса прочности К65 (Х80).
Изготовлено и отгружено потребителю более 80000 т проката. Изготовленные в ОАО «ВМЗ» трубы применены в таком уникальном проекте как «Сахалин-1».
Апробация работы. Основные положения работы доложены и обсуждены на ряде конференций, конгрессов, семинаров и совещаний, в том числе: на международной конференции ИНФОТЕХ-99, четвертом, пятом и шестом конгрессах прокатчиков (Магнитогорск, 2001 г., Череповец, 2003 г., Липецк, 2005 г.), совещании «Проблемы освоения технологии прокатки сталей для производства труб большого диаметра» (Череповец, 2003 г.), международном семинаре по высокотемпературному контролируемому процессу (Араша, Бразилия, 2003 г.), международной научно-технической
конференции «Теория и технология процессов пластической деформации - 2004», (Москва).
Публикации. Основное содержание диссертации отражено в семи печатных работах, включая патент на изобретение.
Объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, 6 глав, обших выводов, библиографического списка из 252 наименований и приложений; изложена на 151 страницах машинописного текста, содержит 66 рисунков и 25 таблиц. Акт об освоении производства новых видов проката в ОАО "Северсталь" приведен в Приложении.
Автор выражает благодарность К.Хулке (NPC Gmbh) за содействие в выполнении работы и ценные замечания по содержанию диссертации.
Влияние химического состава на комплекс свойств стали
Самым простым и дешевым способом повышения прочности является повышение содержания углерода, однако возможности этого механизма невелики ввиду того, что это сопровождается снижением сопротивления разрушению и ухудшением свариваемости [12, 13, 14]. С повышением содержания углерода повьшіается устойчивость аустенита и снижается мартенситпая точка, возрастает объемная доля перлита и уменьшается средний размер зерна феррита. Указанные изменения структуры приводят к повышению прочности и снижению сопротивления хрупкому и вязкому разрушению. Влияние углерода на комплекс свойств еще более усиливается в легированных сталях с бейнитной структурой (повышение прочности, снижение вязких свойств) ввиду формирования неблагоприятной структуры в легированных сталях взамен низкоуглеродистого бей-нита (мартенсит, верхний бейнит с большой объемной долей частиц цементита).
Основными легирующими элементами в трубных сталях являются кремний и марганец [15,13,16,17]. При проведении контролируемой прокатки влияние содержания марганца на механические свойства и характеристики сопротивления разрушению стали выражается в следующем: линейное повышение предела текучести и временного сопротивления разрыву; снижение относительного удлинения; при увеличении содержания марганца первоначально наблюдается повышение ударной вязкости, далее ударная вязкость меняется слабо, а в области вязкого разрушения несколько снижается, критическая температура хрупкости снижается (измельчение зерна феррита, обусловленное снижением интервала фазовых превращений). С точки зрения повышения устойчивости аустенита и снижения температуры бейнит-ного превращения, наиболее эффективными элементами являются молибден, хром, марганец и никель [18-21].
На различных стадиях технологического процесса (нагрев, предварительная и окончательная деформация, охлаждение) микролегирование стали, подвергаемой ТМО, позволяет воздействовать на такие процессы структурообразования как рекристаллизация и рост зерна аустенита и феррита [12, 13, 22]. Данное воздействие позволяет получить перед превращением рекристаллизованный мелкозернистый либо деформированный (с высокой эффективной удельной поверхностью Sv) аустенит. В той или иной степени на разных этапах ТМО микролегирующие элементы контролируют следующие процессы [12, 13,23-25,26-28 ]: рост зерна аустенита (температура начала интенсивного (аномального) роста); рекристаллизация аустенита (температура завершения полной рекристаллизации, температура остановки рекристаллизации); превращение аустенита (критические точки). Наиболее заметное воздействие на процессы, протекающие во время горячей деформации [29] оказывает ниобий. При температурах нагрева ниже 1150 достаточно эффективно тормозится рост зерен аустенита. При введении в сталь ниобия температура остановки рекристаллизации может быть повышена до 950 - 1000С. В результате дисперсионного твердения повышаются прочностные характеристики. В общем, микролегирование ниобием благоприятно сказывается на комплекс механических свойств: повышение прочности (предел те-кучести на -60 Н/мм , временное сопротивление 30 Н/мм ) при одновременном повышении хладостойкости (Tso снижается на 25-3 0С), обусловленное дисперсионным твердением и измельчением зерна феррита.
Микролегирование стали титаном ведет к проявлению трех основных механизмов его влияния [30-33]: образование дисперсных частиц TiN ( торможение роста зерна аустенита при нагреве и сварке), присутствие титана в аустените в твердом растворе или в виде инициированных деформацией частиц ТІС (замедляется рекристаллизации), выделение ТіС в феррите (дисперсионное твердение стали). В целом легирование титаном менее эффективно, чем ниобием.
При микролегировании стали ванадием, наблюдается монотонное повышение прочностных свойств и снижение сопротивления вязкому и хрупкому разрушению и относительного удлинения. Увеличение содержания ванадия от 0 до 0,11% приводит к повышению предела текучести на 125 Н/мм2, временного сопротивления - на 110 Н/мм2 [27,28].
В целом, оптимальное микролегирование стали так же позволяет в более полной степени использовать эффект ускоренного охлаждения. Если при данных параметрах деформации и охлаждения в стали без микродобавок может быть сформирована грубая структура преимущественно промежуточного типа, то в микролегированной стали при этом будет мелкозернистая структура с ферритной матрицей и небольшой долей бейнита, обладающая сочетанием высокой прочности и сопротивления разрушению.
В таблице 1.5 приведены конкретные примеры химического состава трубных сталей категории типа Х70 [34, 244,245] зарубежных производителей. С 90-х годов стали категории Х70 производятся с содержанием углерода не более 0,09%, для того чтобы повысить вязкость и избежать перитектической реакции в процессе кристаллизации (улучшить сегрегационную однородность). В целом существует два подхода к производству проката: применение контролируемой прокатки с завершением в у+а области и последующим охлаждением на воздухе и термомеханического контролируемого процесса (КП+УО). Варианты технологии используются в зависимости от имеющегося оборудования и толщины проката. Стали, подвергаемые контролируемой прокатке с ускоренным охлаждением обычно имеют в составе добавки, повышающие прокаливаемость (Сг, Ni, Си, Мо) и пониженное содержание углерода, в этом случае структура стали - феррит + бейнит. Обычная практика - применение ускоренного охлаждения для производства листов толщиной более 15-19 мм. Для повышенных толщин акцент в системе легирования переносится с карбидообразующих на твердораствор-ные элементы.
Однако в силу известных причин (отсутствие современного прокатного оборудования, например) на территории РФ распространено использование достаточно устаревшей стали марки 17Г1С-У [17] разработаной в 60-х годах применительно к горячей прокатке с последующей нормализацией для газонефтепроводных труб диаметром до 1220 мм на давле ние 5,4-7,4 МПа.
Требуемая прочность стали (К52) достигалась повышенным содержанием углерода (а также кремния и марганца); при имевшемся уровне технологии и содержании серы удовлетворительная вязкость достигалась применением термической обработки; сопротивление хрупкому разрушению (ИПГ) вообще не могло быть обеспечено. Все перечисленные факторы приводили к следующему: низкая ударная вязкость и хладостойкость (отсутствие гарантии доли вязкой составляющей в изломе образцов DWTT), что особенно опасно при применении в газопроводах; для того, чтобы получить достаточный уровень ударной вязкости необходимо применение дополнительной термообработки (нормализация); повышенная тенденция к образованию поверхностных и внутренних дефектов, что ведет к дополнительным операциям (зачистка, контроль и др.) и потерям металла; низкая ударная вязкость сварного соединения, повышенная твердость в зоне термического влияния при сварке. Для обеспечения отсутствия трещин необходим подогрев при сварке.
Подобные стали уже не удовлетворяют требованиям основного заказчика ОАО "Газпром" по свариваемости, сопротивлению хрупкому разрушению и другим показателям, а также требуют проведения термической обработки, что повышает их себестоимость. Т.е. назрела необходимость замены указанной стали современными сталями обладающими более высоким комплексом свойств, а также улучшенными характеристиками сплошности и низкой склонностью к образованию осевой сегрегационной неоднородности, улучшенной свариваемостью.
В начале 80-ых годов были разработаны стали марок 13ГС и 13ГС-У класса прочности К52 (ТУ 14-1-3636-96), имеющие более низкий углеродный эквивалент в сравнении со сталью 17Г1С-У и поставляемые после контролируемой прокатки с гарантией 80% доли вязкой составляющей в изломе образцов ИПГ при температурах 0С и -15С. Для класса прочности К55 разработана сталь марки 13Г1С-У.
Химический состав сталей марок 10Г2ФБЮ и 10Г2ФБ (К60). Химический состав этих сталей разработан с учетом применения "жесткой" контролируемой прокатки с завершением деформации в у+а области [12, 21, 29]. В целом общей тенденцией развития сталей является снижение содержания углерода [2,46,248].
Однако все вышеуказанные марки стали так же имеют достаточно высокий углеродный эквивалент и повышенное содержание углерода (0,09 - 0,15 %), используются при температурах эксплуатации не ниже -20С что не позволяет поставить их в один ряд с современными по причине повышенной сегрегационной неоднородности [29].
Металлографические и электронно-микроскопические исследования образцов металла
Во время аустенизации, при температурах существенно ниже температуры растворения частиц [97, 98], в некоторых случаях отмечается аномальный рост зерна в сталях с добавками сильных карбонитридообразующих элементов. Растворение частиц [98-103] не является необходимым условием для начала аномального роста, т.к. их критический радиус может быть достигнут коалесценцией. На этой стадии некоторые границы зерен подвержены миграции, т.к. они не закреплены благодаря росту частиц, окружающих их.
В простых низколегированных Si-Mn сталях аномальный рост зерна не наблюдается, однако, зерно может достигать очень больших размеров (200-400 мкм) [12, 113], в стали с добавкой ванадия он происходит при температуре 1000 С, с алюминием 1100 С, в присутствии ниобия при 1150 С, при наличии в стали малых добавок титана этот интервал смещается до 1200 С и выше [114-116].
Установлено, что влияние содержания титана при постоянной температуре нагрева под прокатку носит экстремальный характер. Наименьший размер зерна наблюдается при стехиометрическом соотношении титана с азотом (Ti 3,4 N). Увеличение размера зерна при содержаниях титана 3,4 N связано двумя факторами. Согласно результатам работ [105-107] при дальнейшем повышении титана в стали формируется фаза ТІС, имеющая более низкую температуру растворения, и не обеспечивающая дополнительного эффекта в присутствии фазы TiN. При этом изменяется характер образования нитрида титана - при постоянной его объемной доле увеличивается количество крупных ( 1 мкм) частиц и уменьшается доля мелких частиц. Эффективность добавок титана так же титана снижается при совместном легировании титаном и ниобием. Это связано с тем, что формируется комплексный карбонитрид Ti,Nb(C,N), имеющий большую растворимость в аустените в сравнении с TiN [117].
На склонность к росту зерна аустенита так же оказывают параметры выплавки и кристаллизации стали. Известны факты о повышении склонности к росту зерна при различных рафинирующих переплавах (ЭШП и др.) [118-120] ввиду повышения степени чистоты металла и уменьшения количество нитридной фазы в результате переплава. Так же известно, что в низколегированных сталях с добавкой титана имеется возможность вьщеления частиц фазы TiN из жидкого состояния до затвердевания вследствие высокого сродства титана к азоту [121]. С повышением скорости охлаждения и кристаллизации уменьшается количество фазы, выделяющейся в жидком состоянии и возрастает количество более дисперсных частиц, выделяющихся в твердом состоянии. Снижение температуры вьщеления карбонитри-дов приводит к уменьшению размера частиц с соответствующим повышением возможности торможения границ зерен аустенита [122, 123,124]. В работах [125,126] показано, при повышении содержания азота скорость роста частиц снижается, добавки ниобия и ванадия при этом повышают скорость роста.
Деформация рекристаллизующегося аустенита является первой стадией контролируемой прокатки [127, 128, 12]. Данная стадия производится с целью получения мелкого зерна аустенита и исключения формирования смешанной структуры частичной рекристаллизации. Горячая деформация осуществляется в условиях, облегчающих движение дислокаций, особенно поперечным скольжением и диффузионным переползанием [129-131].
При определенных условиях [132-134] процессы рекристаллизации протекают одновременно с деформацией (динамически). На диаграмме а-е наблюдается максимум, после которого по причине протекания динамической рекристаллизации напряжение снижается до стабильного уровня. Деформация, соответствующая пику напряжения больше, чем критическая деформация, необходимая для начала динамической рекристаллизации. По данным работ [135,136] это соотношение различно, обычно принимается 0,7. В работах [135, 137-139] показано, что критическая деформация возрастает при наличии в стали микролегирующей добавки ниобия. Размер зерна рекристаллизованного аустенита не зависит от исходного размера и определяется только параметром Зенера-Холомона Z: Z= exp(Q/RT) ( 1.7) где Q - энергия активации деформации равная для простой низколегированной стали по данным [136] 312000 Дж/моль.
Стадия окончания деформации определяет процессы идущие после ее завершения [130, 131, 140, 141]. Если деформация прервана на стадии первоначального деформационного упрочнения, то наклеп недостаточен и последеформационное разупрочнение идет только за счет статического возврата, при этом следует отметить, что статический возврат тормозится при микролегировании стали ниобием [142]. По окончании деформации при более высоких степенях, происходит возврат и статическая рекристаллизация, которая начинается после инкубационного периода [143, 144]. Кривые рекристаллизации [135, 141] хорошо описываются экспоненциальным уравнением Авраами: где Sv8b - удельная поверхность границ зерен аустенита, Ns -скорость зарождения феррита на единицу площади у -зерен, k-скорость роста зародышей. Анализ этого уравнения позволяет сделать следующие выводы: зерна феррита зарождаются на границах у -зерен, Da пропорционален Dy"1/3 и обратно пропорционален Ns, из чего следует, что измельчение зерна аустенита достаточно эффективно влияет на уменьшение размера ферритпого зерна и достигается повышением Ns. В то же время на практике существуют пределы изменения Dy и Ns, которые можно преодолеть превращением из деформированного аустенита. Деформация нерекристаллизующегося аустенита перед превращением позволяет более эффективно воздействовать на структуру сталей различных типов, чем в случае рекристаллизованного зерна аустенита [12]. Деформированный аустенит имеет следующие особенности [164]:
Многие авторы имеют схожую точку зрения на механизм увеличения числа мест зарождения на единицу площади границ деформированных аустенитньгх зерен. В работа [165, 166] предполагается, что такие границы имеют многочисленные выступы (ступеньки), что уменьшат энергию активации зарождения в сравнении с ровной границей, аналогичен механизм зарождения на границах двойников отжига в наклепаном аустените. В работе [18] предположили, что около деформированных границ аустенитных зерен формируются значительные искажения кристаллической решетки и выше плотность дислокаций. В работах [128, 12, 114, 167, 168] экспериментально подтверждено зарождение феррита внутри деформированных аустенитных зерен во основном на полосах деформации.
В деформированном аустените возрастает скорость зарождения феррита, степень ее увеличения зависит от запасенной энергии в различных местах зарождения [169]. Конечный размер зерна феррита так же определяется скоростью роста зерен. Скорость роста при дкформации аустенита увеличивается благодаря увеличению коэффициента диффузии и вследствие дополнительной движущей силы, связанной с запасом энергии. Однако влияние этих факторов незначительно [165] в сопоставлении с увеличением скорости зарождения феррита, что и приводит в конечном счете к измельчению зерен.
В соответствии с данными работ [67, 134] стали, закаливаемые на мартенсит после деформационного воздействия на аустенит имеют более высокую прочность без ухудшения пластичности и ударной вязкости. Это объясняется наследованием мартенситом дислокационной структуры деформированного аустенита (дислокационные субграницы, а также сплетения дислокаций)и уменьшении размеров кристаллов мартенсита [67, 134]. Мартенситные кристаллы полностью наследуют дислокационные субграницы горячедеформированного аустенита, а также сплетения дислокаций.
Исследование кинетики превращения горячедеформированного аустени-та опытных сталей и влияния продуктов промежуточного превращения на комплекс свойств трубных сталей
В целом результаты проведенных исследований показали повышение устойчивости аустенита при переходе от стали типа 10Г2ФБ к более легированным сталям с повышенным содержанием марганца, добавками Cr, Ni, Си, Мо, что можно характеризовать расширением бейнитной области в сторону меньших скоростей охлаждения и снижением критической точки Агз при малых скоростях охлаждения от 780 до 740-750С. При этом если для низкоуглеродистых относительно менее легированных сталей максимальная скорость охлаждения, при которой формируется ферритная составляющая, превышает 100 град/с, то при максимальном наборе легирующих элементов она составляет 20 град/с. При этом расширяется интервал скоростей охлаждения, в которых формируется феррито-бейнитная или полностью бейнитная структура (и отсутствует как перлит, так и мартенсит): если в стали 10Г2ФБ это 10-30 град/с, то в сталях 07Г2МНДБ и 05Г2НДМБ это 0,5 - (50-100) град/с, что повышает стабильность технологического процесса.
Исследованиями так же установлено, что в сталях даже содержащих 0,03% углерода, подвергнутых охлаждению на воздухе при формировании структуры феррита и небольшого количества бейнита во всех случаях электронномикроскопическими исследованиями обнаружены участки двойникованного мартенсита (рис.4.2 г). В сталях того же типа, подвергнутых ускоренному охлаждению наблюдается значительное количество продуктов промежуточного превращения, но нет участков двойникованного мартенсита. Общий механизм формирования двойникованного (высокоуглеродистого) мартенсита в низкоуглеродистой стали состоит в предварительном выделении феррита, вытеснении углерода в аустенит и обогащении его углеродом (примерно в 20 раз при 5% остаточного ау-стенита). Аустенит такого химического состава может претерпевать при последующем охлаждении мартенситное превращение с образованием двойникованного мартенсита.
Различная склонность к формированию мартенсита при ускоренном и замедленном охлаждении объясняется следующим образом: - при охлаждении на воздухе выделяется большое количество полигонального феррита, практически не содержащего углерода, кроме того, остается достаточно времени при относительно высоких температурах, обеспечивающих перераспределение углерода, что предупреждает образование больших градиентов концентраций на границе у- а превращения и выделение цементита, при этом создаются обогащенные углеродом области, которые превращаются в мартенсит; - при ускоренном охлаждении из-за снижения возможностей протекания диффузии углерода процесс перераспределения затрудняется и выявляется тенденция к образованию бейнита с выделением цементита.
Влияние параметров прокатки, охлаждения и химического состава на свойства и структуру сталей
В условиях Экспериментального комплекса ЦНИИчермета проведены исследования влияния параметров горячей деформации и последующего охлаждения на свойства и структуру сталей типа 03ХГ2НДФБ, 06ХГ2МНДФБ (табл. 2.1).
Прокатку заготовок сечением 50x50 мм, вырезанных из непрерывнолитых слябов на полосу толщиной 10 мм осуществляли на лабораторном прокатном стане. Исследовали влияние температуры окончания прокатки в интервале температур 800-950С для стали типа 03ХГ2НДБ и 870-760С для стали типа 06ХГ2МНДФБ. Различные температурные интервалы обусловлены разным содержанием ниобия в сталях (0,086% и 0,065%, соответственно). Более низкие температуры окончания прокатки не исследовали в связи с поставленной задачей получения благоприятной структуры и высокого комплекса свойств после прокатки в аусте-нитной области. Часть полос после прокатки охлаждали на спокойном воздухе, часть подвергали ускоренному охлаждению со скоростью 30 град/с до температур 400-610С.
Анализ влияния температуры окончания прокатки на прочностные свойства исследуемых сталей показал (рис. 3.20), что для стали 03ХГ2НДБ зависимости предела текучести и временного сопротивления от этого параметра достаточно слабые и представляют собой кривые с максимумом в области средних температур. При повышенных и пониженных тем 66 пературах окончания прокатки наблюдается снижение прочностных свойств. Для стали 06ХГ2МНДФБ практически не наблюдается зависимости временного сопротивления от температуры окончания прокатки, при этом предел текучести несколько снижается ( 20 Н/мм2) при понижении температуры окончания прокатки, что может быть связано с уменьшением доли продуктов промежуточного превращения в структуре. При этом наблюдается повышение относительного удлинения при снижении температуры окончания прокатки для обеих сталей. Общий уровень пластичности заметно выше у стали 03ХГ2НДБ (рис. 3.21).
Уровень ударной вязкости KCV выше у стали с более низким содержанием углерода (рис. 3.21). Наблюдается рост ударной вязкости при отрицательных температурах при снижении температуры окончания прокатки, причем в большей степени для стали типа 03ХГ2НДБ, поскольку в этом случае интервал изменения температуры окончания прокатки расположен выше. Следует также отметить, что улучшение ударной вязкости прекращается уже при Ткп= 850 С и при дальнейшем снижении до 800 С она практически не изменяется.
Применение ускоренного охлаждения приводит к следующим изменениям механических свойств исследованных сталей: - с понижением температуры завершения ускоренного охлаждения наблюдается повышение прочностных свойств обеих сталей, причем предела текучести в большей степени, однако при охлаждении стали 06ХГ2МНДФБ до 400С наблюдали резкое снижение предела текучести при продолжающемся росте временного сопротивления (рис. 3.23); - применение ускоренного охлаждения приводит к снижению порога хладноломкости Т50 на 25-3 0С (при охлаждении до 400С стали 06ХГ2МНДФБ наблюдается обратное повышение порога хладноломкости на 35-40С), аналогичная картина наблюдается с улучшением ударной вязкости при температуре испытания -60С (рис. 3.22, 3.24);
Таким образом, наилучшее сочетание прочности, вязкости и хладостойкое исследованных сталей достигается после контролируемой прокатки с последующим ускоренным охлаждением при завершении ускоренного охлаждения при 450-500С.
Разработка химического состава стали и опробование на стане 2800
Проведена опытная прокатка на стане 2800 стали типа 03ХГ2НДБ с повышенным содержанием ниобия и впервые для подобного оборудования установлена возможность по лучения проката толщиной 14 мм класса прочности К56 с переходной температурой по ре зультатам испытания образцов ИПГ -60С и ударной вязкостью KCV"100 более 280 Дж/см2 за счет низкого содержания углерода и вредных примесей, повышенного содержания ниобия (0,086%), обеспечившего формирование мелкозернистой структуры (12 номер по ГОСТ 6539).
Разработаны составы сталей типа 06ХГ2МНДФБ и 07Г2МНДБ с 0,06-0,08% Nb и в условиях листопрокатного стана 2800 проведены промышленные эксперименты по термомеханической прокатке листового проката толщиной 14-16 мм и установлена возможность получения хладостойкого (Т50 = -40 С по результатам испытания образцов ИПГ) трубного проката класса прочности до К60 с мелкозернистой феррито-бейнитной структурой (12-17% низкоуглеродистого бейнита с ферритной матрицей с величиной зерна 10-11 номера)
Разработана технологическая схема, композиция легирования стали типа 05Г2НДМБ и в условиях стана 5000 ОАО «Северсталь» с положительным результатом про ведено промышленное опробование производства листового проката повышенной прочности и хладостойкости толщиной до 40 мм. С применением ускоренного охлаждения сформиро вана дисперсная структура, представляющая матрицу низкоуглеродистого бейнита (игольча того феррита) и обеспечен класс прочности К65(Х80) при высокой хладостойкости: порог хладноломкости -80 С в толщинах до 32 мм и -70 С в толщине 36 мм.
Установлены следующие закономерности формирования структуры и свойств ста лей 05Г2НДМБ, 06ХГ2МНДФБ и 07Г2МНДБ: при использовании последеформационного ускоренного охлаждения наблюдается снижение предела текучести стали со снижением температуры окончания прокатки (определяющей в данном случае температуру начала ускоренного охлаждения); на уровень временного сопротивления значительное влияние оказывает температура окончания ускоренного охлаждения: снижение этой температуры приводит к повышению временного сопротивления; при прокатке с завершением в у-области (780С) с последующим охлаждением на воздухе формирование структуры состоящей из полиэдрического феррита и небольшой доли (12-15%) продуктов промежуточного превращения (преимущественно верхнего бейнита) обеспечивает получение предела текуче 106 ста на уровне 510-530 Н/мм , что ниже требований для стали класса прочности Х80 (570 Н/мм2). При снижении температуры окончания прокатки в у+а область ( 710С) доля продуктов промежуточного превращения не изменяется, но в значительной части феррита формируется субзеренная структура, что позволяет повысить предел текучести до требуемого уровня; при прокатке стали 06ХГ2МНДФБ с завершением несколько ниже точки Агз (в у+а области) с последующим интенсивным ускоренным охлаждением наблюдается структура состоящая из полиэдрического феррита с низкой плотностью дислокаций, некоторой части феррита с субзеренной структурой и продуктов промежуточного превращения (преимущественно верхнего бейнита). При этом уровень предела текучести определяется долей верхнего бейнита и требуемый уровень обеспечивается если она превышает 60%; при прокатке с завершением в у-области (780С и выше) стали 05Г2МНДБ с последующим ускоренным охлаждением формируется структура, состоящая преимущественно из игольчатого феррита (безуглеродистого бейнита), требуемый уровень предела текучести (для класса прочности Х80) в этом случае достигается при его доле более 80% (остальное - полиэдрический феррит), дополнительное упрочнение достигается при формировании наряду с игольчатым ферритом верхнего бейнита ( 5%) взамен полиэдрического феррита.
Проведены количественные металлографические исследования сталей текущего производства (стан 2800) и разработанных сталей с использованием автоматического анализатора изображений «Эпиквант» и компьютерной модели (рис.5.1). Из приведенных данных хорошо видно влияние химического состава и технологии на величину зерна исследованных сталей. Стали в горячекатаном состоянии характеризуются достаточно крупным зерном феррита (12-15 мкм) даже при наличии небольших добавок ниобия, применение контролируемой прокатки позволяет существенно измельчить зерно (до 7-10 мкм в зависимости от толщины листа), наиболее мелким зерном (6-6,5 мкм) характеризуются опытные стали в связи с оптимизированным химическим составом (Nb и др.) и режимом прокатки. Полученные результаты позволяют объяснить повышенные показатели по хладостойкости опытных сталей (наряду с более низким содержанием углерода).
Исследования микроструктуры так же показали, что в состоянии после контролируемой прокатки с охлаждением на воздухе наблюдается снижение полосчатости структуры с уменьшением содержания углерода. В осевой зоне листов сталей текущего производства Х60, 13Г1С-У, 17Г1С (Рис. 5.2 а, б, в, г) наблюдается выраженная ликвационная неоднород 108 ность, микроструктура на этих участках характеризуется наличием полос из структур промежуточного типа. В осевой зоне опытных сталей наблюдается меньшая структурная неоднородность в сравнении с трубными сталями текущего производства (рис 4.6). 1
Металлографические исследования металла текущего производства стана 5000 показали следующее (рис. 5.3). Сталь марки 17Г1С-У после контролируемой прокатки имеет фер-рито-перлитную структуру, величина зерна феррита соответствует 9-10 номеру ГОСТ 5639, полосчатость структуры до 3-4 балла ГОСТ 5640. Сталь марки 10Г2ФБ также имеет ферри-то-перлитную структуру (10 номер), в листах большой толщины (21,5 мм) наблюдаются участки разнозернистости. В приповерхностном слое металла наблюдается структура, состоящая в основном из деформированных зерен феррита. Разнозернистость может быть связана с применяемыми режимами черновой прокатки. Анализ текущей технологии ЛПЦ-3 при черновой прокатке листов из стали марки 10Г2ФБ показал, что деформация в некоторых случаях проводится с небольшими относительными обжатиями ( 8%); при этом может присутствовать проглаживающий проход без изменения раствора валков (обжатие не более 1,5%). Такой режим может приводить к получению крупного зерна аустенита и разнозернистости.
