Содержание к диссертации
Введение
Глава I. Литературный обзор 17
1.1. Контролируемая прокатка микролегированных трубных сталей 19
1.1.1. Аустенитизация 19
1.1.2. Предварительная стадия контролируемой прокатки 22
1.1.3. Разновидности контролируемой прокатки в зависимости от температуры завершения деформации 26
Заключение по главе 32
Глава II. Материалы и методики исследования 34
2.1. Исследуемые материалы 34
2.2. Методы лабораторных и промышленных исследований 35
2.2.1. Определение механических свойств 35
2.2.2. Изучение структуры и кристаллографической текстуры листов 35
2.2.3. Изучение кинетики превращения аустенита при непрерывном охлаждении дилатометрическим и определение температуры Агз дифференциальным термическим методами 37
2.2.4. Имитация режимов контролируемой прокатки 40
Глава III. Исследование процессов структурообразования деформированного аустенита при непрерывном охлаждении 42
3.1. Кинетика распада переохлажденного аустенита 46
3.1.1. Сталь 07Г2МФБ 46
3.1.2. Сталь08ПФБ 52
3.2. Влияния химического состава микролегированных сталей на температуру начала полиморфного у-»сс-превращения 58
Заключение по главе 63
Глава IV. Влияние горячей пластической деформации на аустенитную и конечную структуру микролегированных сталей 64
4.1. Изучение влияния предварительной стадии контролируемой прокатки на аустенитную структуру 65
4.2. Влияние температуры деформации и последеформационной паузы на рекристаллизацию горячедеформированного аустенита в изотермических условиях 68
4.3. Влияние температуры завершения предварительной стадии контролируемой прокатки на аустенитную и конечную структуру
при непрерывном охлаждении 86
Заключение по главе 92
Глава V. Формирование структуры микролегированных сталей при окончательной стадии контролируемой прокатки 94
5.1. Влияние температуры начала чистовой прокатки на структуру микролегированных сталей 94
5.1.1. Сталь 08Г1ФБ 95
5.1.2. Сталь 07Г2МФБ 98
5.2. Влияние горячей пластической деформации в двухфазной у+а-области на формирование структуры микролегированных сталей 100
5.2.1 Изучение рекристаллизации феррита в изотермических условиях 101
5.2.2. Влияние температуры окончания деформации на структуру микролегированных сталей 105
Заключение по главе 118
Глава VI. Опытная прокатка в условиях стана 3600 меткомбината «Азовсталь» листов толщиной 21,6 мм из стали 07Г2МФБ для спиральношовных труб диаметром 1420 мм класса прочности К60 119
6.1. Технические требования к листам, предназначенным для
производства спиральношовных труб класса прочности К60 120
6.2. Изготовление и механические свойства опытной партии листов 123
6.3. Изучение структуры и кристаллографической текстуры 131
6.4. Изготовление труб из опытной партии листов 135
Заключение по главе 137
Основные выводы 138
Литература
- Разновидности контролируемой прокатки в зависимости от температуры завершения деформации
- Изучение структуры и кристаллографической текстуры листов
- Влияния химического состава микролегированных сталей на температуру начала полиморфного у-»сс-превращения
- Влияние температуры деформации и последеформационной паузы на рекристаллизацию горячедеформированного аустенита в изотермических условиях
Введение к работе
Начало XXI века характеризуется ростом мощностей по производству стали, проката и труб. Мировое производство стали долгое время находилось на уровне 850 млн. тонн в год, внезапно увеличило скорость роста и в 2004 г. прошло границу один миллиард тонн. Рост производства стали 5-7 % в год сохраняется и до настоящего времени. Основной движущей силой такого роста является стремление развивающихся стран повысить уровень жизни за счет индустриализации. Интенсивная индустриализация развивающихся стран наряду с конструкционными материалами требует увеличения потребления энергоносителей таких, как нефть и газ, и следовательно развитие транспортных систем доставки их потребителям. Отсюда рост потребности в трубах и строительство новых трубопроводов.
Основным конструктивным элементом современных газонефтепроводных магистралей являются электросварные трубы, по которым транспортируется нефть и газ. Работоспособность газонефтепроводных магистралей зависит главным образом, от качества, уровня свойств и надежности самих труб. Имеющиеся данные свидетельствуют о существенном влиянии уровня свойств и качества основного металла труб большого диаметра на количество и протяженность разрушений трубопроводов. Газонефтепроводные трубы во время эксплуатации работают в условиях, существенно отличающихся от работы других металлических конструкций. Это связано с суровыми природно-климатическими условиями районов их применения, воздействием постоянных (газ) или циклических (нефть) нагрузок, а также с аккумулированием большого количества упругой энергии сжатого газа. Запас внутренней упругой энергии магистрального газопровода возрастает с увеличением диаметра трубы и рабочего давления транспортируемого газа.
Освоение новых перспективных месторождений нефти и газа и строительство трубопроводов для их транспортировки все более и более смещается в труднодоступные районы Севера, Сибири и арктического шельфа. Так в период с 2007 по 2012 г.г. Газпром планирует реализацию 13 крупных
проектов строительства газопроводов высокого давления общей протяженностью более 13 тыс. км диаметром 1020-1420 мм.
Одним из перспективных российских проектов является создание системы магистральных нефтепроводов Восточная Сибирь - Тихий океан (ВСТО). Проект предусматривает строительство нефтепровода на проектное давление 9,8 МПа, а на ряде участков до 14 МПа, включительно с возможным использованием прямошовных и спиральношовных труб диаметром до 1220 мм класса прочности от К42 до К60 включительно. Помимо прочностных свойств к металлу труб предъявляются высокие требования по величине ударной вязкости на ударных образцах с острым надрезом — KCV. Предусмотрено использование труб обычного и хладостойкого исполнения, а также труб с повышенной эксплуатационной надежностью и сейсмической устойчивостью. Требования для труб с повышенной эксплуатационной надежностью более жестко регламентируют химический состав стали (значение углеродного эквивалента не должно превышать 0,38) и долю вязкой составляющей в изломе образцов ИПГ.2о не менее 70 %.
Высококачественные трубы большого диаметра будут востребованы также при реализации одного из важнейших проектов в газовой отрасли — Северо-Европейского газопровода. Этот проект позволит наладить прямые поставки природного газа из России в Западную Европу по дну Балтийского моря, минуя территории третьих стран. При строительстве 1-й очереди газопровода (сухопутная часть) предусмотрено использование труб диаметром 1420 мм на давление до 9,8 МПа класса прочности К60. Возможности Волжского трубного завода позволяют обеспечить потребности строительства газопровода в части труб класса прочности К60 с толщиной стенки 21,6 мм.
Кроме перечисленных проектов до 2012 г. планируется сооружение газопровода Бованенково-Ухта и со Штокманского месторождения, подводных трубопроводов — второй нитки голубой поток по дну Черного моря.
Сооружение новых трубопроводов требует решения двух задач: увеличение объемов производства труб большого диаметра, в т.ч.
толстолистового проката для их производства; и повышение качественных характеристик металла и труб с учетом строительства газопроводов на давление 11,8 МПа на суше и до 25 МПа — на море, применение в новых проектах труб из сталей с прочностью К65 и повышенных толщин стенок труб с учетом прохождения в сложных климатических и геологических условиях.
Для осуществления этих проектов требуются стальные трубы не только высокого качества, но и дешевые. Наиболее экономичным способом производства листов для труб магистральных газопроводов является контролируемая прокатка, которая обеспечивает требуемый комплекс механических свойств, за счет измельчения структуры без применения дополнительной термообработки. Большой вклад в разработку и внедрение в промышленность контролируемой прокатки и основ легирования и микролегирования сталей для труб большого диаметра внесли труды Д.А. Литвиненко, С.А. Голованенко, М.Л. Бернштейна, Н.П. Лякишева, В.Н. Зикеева, П.Д. Одесского, Л.И. Эфрона, Ю.Д. Морозова и др. ученых.
Опыт производства листов на металлургических комбинатах Азовсталь и Ильича показывает, что контролируемая прокатка не во всех случаях обеспечивает удовлетворительный уровень ударной вязкости и доли вязкой составляющей на образцах ИПГ. В отдельных участках листов образуется неоднородная крупнозернистая структура с баллом ферритного зерна номер 8-Ю. Кроме этого по толщине листа часто наблюдается неоднородная кристаллографическая текстура. В настоящий момент нет четкого объяснения причин возникновения этих явлений. Скорее всего, это связано с тем, что на заводах используют не оптимальные режимы контролируемой прокатки.
Целью настоящей работы являлось разработка на основе выявленных
взаимосвязей аустенитной и конечной структуры, формирующейся под влиянием
различных условий температурно-деформационного воздействия,
усовершенствованного режима контролируемой прокатки на стане 3600 ОАО «МК «Азовсталь», обеспечивающего повышение показателей хладостойкости, ударной вязкости и прочности микролегированных ниобийсодержащих
толстолистовых сталей, предназначенных для изготовления магистральных газо-нефтепроводных труб большого диаметра.
Актуальность обусловлена необходимостью повышения комплекса механических свойств листов из микролегированных сталей для газо-нефтепроводных труб большого диаметра ответственного назначения и выяснения в связи с этим механизмов структурообразования под воздействием горячей пластической деформации и поиска технологических решений, направленных на совершенствование структуры, повышения ее однородности и дисперсности за счет применения оптимальных режимов температурно-деформационного воздействия на толстолистовом стане 3600 ОАО «МК «Азовсталь».
Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:
— изучить кинетику превращения деформированного аустенита при
непрерывном охлаждении и определить температуру начала полиморфного
у->о>превращения для сталей различного химического состава при скоростях
охлаждения, соответствующих скорости охлаждения подкатов между
предварительной и окончательной стадиями деформации при проведении
контролируемой прокатки в промышленных условиях на стане 3600 ОАО
«МК «Азовсталь»;
на основе имитации в лабораторных условиях предварительной стадии деформации контролируемой прокатки определить оптимальные температурные интервалы проведения черновой прокатки, обеспечивающие максимальное измельчение аустенитного и ферритного зерна;
выявить причины разнозернистости ферритного зерна микролегированных сталей в состоянии после контролируемой прокатки с завершением деформации в межкритической у+сс-области;
— на основании сравнительной оценки влияния температурно-
деформационных режимов на аустенитную и конечную структуру разработать
температурные схемы контролируемой прокатки, обеспечивающие повышение
хладостойкости и вязкости за счет уменьшения разнозернистости и повышения однородности кристаллографической текстуры толстых листов для сталей с различными системами легирования и микролегирования.
— опробовать в промышленных условиях на стане 3600 возможность изготовления листов толщиной 21,6 мм для изготовления на Волжском трубном заводе спиральношовных труб диаметром 1420 мм на давление 9,8 МПа класса прочности К60.
Научная новизна. В диссертации получены следующие результаты, характеризующиеся научной новизной:
1. Определено, что в микролегированных ниобийсодержащих сталях во
время предварительной стадии контролируемой прокатки, проводимой при
температурах > 950 С, в паузах между обжатиями и после охлаждения подкатов
до заданной температуры, наряду с первичной рекристаллизацией интенсивное
развитие получает собирательная рекристаллизация, вызывающая рост
аустенитного зерна, что снижает хладостойкость стали.
Снижение температуры завершения черновой прокатки от 1000 до 900 С вызывает торможение собирательной рекристаллизации аустенита и приводит к уменьшению размеров аустенитного зерна от балла 6-7 до балла 8-9.
Установлено, что в исследуемых сталях на стадии чистовой прокатки протекает собирательная рекристаллизации феррита, деформированного в верхней части у+а-области при температурах на 10-20 С ниже Аг3, в результате которой происходит укрупнение размеров ферритного зерна на 2-2,5 балла по сравнению с режимом прокатки, предусматривающим завершение деформации в нижней части у-области.
Анализ прямых полюсных фигур (ПО) a-Fe подтверждает протекание собирательной рекристаллизации горячедеформированного феррита в верхней части у+а-области, а также показывает, что при этом не происходит образование новых текстурных компонентов, а лишь ослабление уже возникших, которыми в зависимости от химического состава и режима контролируемой прокатки могут
быть: {001}<110>«, {110}<110>а, {110}<001>а, {332}<113>а, {554}<225>а {113}<110>а{112}<110>а, {111}<112>а, {111}<110>а.
Установлено двойственное влияние молибдена при содержании 0,22-0,25% на протекание процессов структурообразования в микролегированных сталях, подвергаемых контролируемой прокатки, выражающееся повышение температуры начала распада аустенита и торможении собирательной рекристаллизации феррита, деформированного в двухфазной а+у-области, в результате чего в сталях типа 07Г2МФБ образуется структура с размерами ферритных зерен на 0,5-1 балл меньше, чем в сталях без добавок молибдена.
Разработана новая четырехстадийная схема контролируемой прокатки, обеспечивающая в листах получение требуемого уровня сопротивления хрупкому разрушению, ударной вязкости и прочности за счет формирования мелкодисперсной однородной структуры и кристаллографической текстуры в листах; предложенная схема предусматривает проведение первого этапа деформации в интервале температур 1000-980 С; второго — при температурах 920-900 С; третьего — в нижней части аустенитной области при температурах Аг3+(20-40) С, четвертого — в межкритическом интервале при 740-680 С.
Практическая ценность и реализация работы. В результате проведенных в диссертационной работе исследований создан новый, четырехстадийный режим контролируемой прокатки, внедренный в промышленное производство на стане 3600 ОАО «МК «Азовсталь» для изготовления листов, предназначенных для газопроводных большого диаметра ответственного назначения. Разработаны и оформлены технологические инструкции для производства проката по четырехстадийному режиму. Изготовлена опытно-промышленная партия листов, размерами 21,6x2650x18800 мм из стали 07Г2МФБ для спиральношовных труб диаметро1420 мм класса прочности К60, из которых на стане 2520 Волжского трубного завода произведены спиральношовные трубы, отвечающие требованиям спецификации требованиям ВНИИГАЗ и ОАО «Газпром» к трубам класса прочности К60 на 9,8 МПа.
Объектом исследований служили микролегированные ниобийсодержащие стали, производимые на «МК «Азовсталь» и используемые для изготовления электросварных труб большого диаметра класса прочности К52-К60.
Предметом исследований служило установление взаимосвязи аустенитной и конечной структуры с режимами контролируемой прокатки для микролегированных сталей феррито-перлитного и феррито-бейнитного классов. В работе использовали современные металлофизические методы исследования структуры и кристаллографической текстуры металла с помощью оптической и растровой электронной микроскопий, рентгенографического метода.
Испытания механических свойств опытных сталей предусматривали оценку прочностных свойств и пластичности при статическом растяжении, ударной вязкости, сопротивления хрупкому разрушению, измерение микротвердости структурных составляющих.
Диссертация содержит шесть глав и основные выводы.
Первая глава представляет собой литературный обзор, в которой рассмотрено современное состояние вопроса о влиянии контролируемой прокатки на структурообразование низколегированных трубных сталей и обосновывается выбор направления исследования.
Вторая глава посвящена обоснованию выбора исследуемых сталей, и описанию методов лабораторных и промышленных исследований, проведенных автором при выполнении настоящей диссертационной работы.
В третьей главе изложены результаты изучения кинетики превращения горячедеформированного аустенита при непрерывном охлаждении для сталей 08ПФБ и 07Г2МФБ и дифференциальным термическим методом для шести микролегированных сталей определена температура распада аустенита в ферритной области (Аг3) после режима имитирующего черновую прокатку, применяемой на толстолистовом стане 3600.
Анализ построенных термокинетических диаграмм в сочетании с исследованием микроструктуры показал, что молибденсодержащая сталь 07Г2МФБ относится к феррито-бейнитному классу, так как в широком диапазоне
скоростей охлаждения ферритное и бейнитное превращения являются доминирующими. Перлитное превращение не наблюдалось даже при скорости охлаждения 0,5 С/с. Сталь 08Г1ФБ характеризуется низкой устойчивостью аустенита к ферритному превращению, которое протекает даже при высокой скорости охлаждения 100С/с.
Для шести микролегированных сталей различного химического состава определены температуры начала полиморфного у->а-превращения после режима, имитирующего предварительную стадию деформации подкатов, проводимую в промышленных условиях. На основании зафиксированных температур Агз определены рекомендуемые температуры начала деформации в чистовой клети для исследуемых сталей при проведении контролируемой прокатки на толстолистовом стане 3600 металлургического комбината «Азовсталь». Показано, понижающее влияние молибдена на температуру начала полиморфного у—>а-превращения Агз.
В четвертой главе рассмотрены вопросы по влиянию предварительной стадии контролируемой прокатки на аустенитную структуру и конечную структуру микролегированных сталей. Показано, что аустенитное зерно перед началом полиморфного у-»а-превращения оказывает решающее влияние на дисперсность и однородность конечной структуры микролегированных сталей при проведении контролируемой прокатки. Из крупного аустенитного зерна формируется весьма крупное и неоднородное ферритное зерно. Напротив, из дисперсного аустенита образуется мелкое и однородное ферритное зерно.
Полученные в настоящей главе экспериментальные данные позволили сделать важное заключение по поводу формирования аустенитной структуры в подкатах после проведения предварительной стадии деформации, которую обычно в промышленных условиях проводят при высоких температурах 1020-950 С. Вопреки широко распространенному мнению, при прокатке микролегированных ниобийсодержащих сталей в интервале температур 1000-950 С и при медленном охлаждении подкатов до заданной температуры
между черновой и чистовой стадиями контролируемой прокатки интенсивно протекает собирательная рекристаллизация горячедеформированного аустенита.
Проведенное изучение влияния температуры деформации в верхнем интервале у-области и длительности последеформационных, изотермических выдержек на аустенитную структуру трех сталей 08Г1ФБ, 07Г2Б и 07Г2МФБ показало, что при температурах > 950 С во время паузы между проходами интенсивно протекают первичная и собирательная рекристаллизация аустенита. Установлено, что при снижении температуры деформации рекристаллизационные процессы имеют тенденцию к замедлению, что выражается в увеличении промежутка времени, после которого начинается первичная рекристаллизация аустенита.
Изучение аустенитной структуры при непрерывном охлаждении показало, что с понижением температуры деформации от 1000 до 900 С размер аустенитного зерна уменьшался на 1-1,5 номера. Уменьшение аустенитного зерна способствовало повышению дисперсности и однородности конечной структуры исследуемых сталей.
На основании выявленных особенностей рекристаллизации аустенита микролегированных ниобийсодержащих сталей предложено деформацию в верхней части у-области при контролируемой прокатке в черновой клети проводить в два этапа. Вначале слябы прокатывать при температурах 1000-960 С в верхней части аустенитной области, где интенсивно протекает статическая рекристаллизация горячедеформированного аустенита, затем подстуживание раскатов на рольганге до температуры 900-880 С, далее завершающие 3-4 обжатия в области торможения собирательной рекристаллизации горячедеформированного аустенита.
Пятая глава посвящена изучению влияния окончательной стадии контролируемой прокатки на структурообразования микролегированных сталей. Полученные экспериментальные данные показывают, что наиболее мелкая и однородная зеренная структура в исследуемых сталях образуется из мелкого деформированного аустенитного зерна. Установлено, что для формирования в
микролегированных сталях такой структуры пред началом полиморфного у-»сс-превращением необходимо при предварительной стадии контролируемой прокатки в у-области проводить деформацию в области торможения рекристаллизации аустенита при температурах 900-880 С и в нижней части аустенитной области, где рекристаллизация аустенита полностью подавлена при температурах на 20-40 выше температуры Агз.
Показано, что образование мелкого наклепанного аустенитного зерна перед полиморфным у-»а-превращением является необходимым условием, но не достаточным для обеспечения мелкозернистой конечной структуры листов после проведения контролируемой прокатки. Установлено, что деформация исследуемых сталей в двухфазной у+а-области в некоторых случаях приводит к заметному укрупнению ферритного зерна за счет протекания собирательной рекристаллизации наклепанного феррита. Установлено, что мелкое ферритное зерно, образующееся перед началом деформации в межкритическом интервале температур, рекристаллизуется в большей мере по сравнению с крупнозернистым ферритом. В микролегированных сталях с добавками молибдена выявлена тенденция к замедлению рекристаллизации феррита, деформированного в двухфазной у+а-области.
Показано, что в стали с повышенным содержанием ниобия 07Г2Б образуется более острая кристаллографическая текстура по сравнению со сталью 08Г1ФБ. Заметный вклад в формирование текстуры стали 08Г1ФБ внесли ориентировки, характерные для превращения рекристаллизованного аустенита в феррит. Напротив в стали 07Г2Б основными компонентами кристаллографической текстуры после завершения прокатки в аустенитной области являлись ориентировки закономерного у->а-превращения. При завершении деформации в межкритическом интервале температур к этим ориентировкам добавлялись ориентировки плоской деформации а-фазы. Собирательная рекристаллизация не вызывала появление новых кристаллографических ориентировок в обеих сталях. Полученные экспериментальные данные показали, что формирование конечной
микроструктуры и кристаллографической текстуры исследуемых сталей при проведении контролируемой прокатки является довольно сложным процессом. Наиболее важными из них являются температурные режимы предварительной и окончательной стадий контролируемой прокатки, химических состав стали, предопределяющий критическую точку Аг3 и сопротивление наклепанного феррита собирательной рекристаллизации. Для формирования после контролируемой прокатки в листах из низколегированных ниобийсодержащих сталей дисперсной и однородной наклепанной конечной структуры , необходимо деформацию в черновой клети заканчивать при температурах ~910-890 С, а прокатку в чистовой клети начинать при температуре на 20-30 С выше точки Агз и далее в межкритической у+а-области подкаты прокатывать так, чтобы подавить развитие собирательной рекристаллизации деформированного феррита.
В шестой главе представлены результаты промышленного опробования на стане 3600 ОАО «МК «Азовсталь» производства листов толщиной 21,6 мм из стали 07Г2МФБ, предназначенных для изготовления на Волжском трубном заводе спиральношовных труб диаметром 1420 мм класса прочности К60. В состоянии после контролируемой прокатки в опытных листах были получены механические свойства, которые полностью соответствовали заданным требованиям потребителя: стт=545-575 Н/мм ; ств=620-675 Н/мм ; 8=21-24 %; ст/ав=0,85-0,90; KCV.20= 156-245 Дж/см2; KCU.60= 171-281 Дж/см2; ИПГ.20 = 95-100 %. Показано, что после четырехстадийной схемы контролируемой прокатки в листах из стали 07Г2МФБ наряду с образованием мелкозернистой однородной феррито-бейнитной структуры формируется однородная по толщине листа кристаллографическая текстура. Из опытных листов на Волжском трубном заводе изготовлены спиральношовные трубы диаметром 1420 мм, отвечающие требованиям спецификации к трубам класса прочности К60 на давление 100 атм.
Автор выражает глубокую благодарность и признательность научному руководителю, доктору технических наук Ю.И. Матросову. Диссертант благодарит научных сотрудников ЦНИИчермет им. И.П. Бардина Ю.Д. Морозова, Г.А. Филиппова, В.И. Изотова, Л.И. Эфрона, А.В. Назарова, Т.С. Кирееву, Н.В.
Колясникову, сотрудника кафедры «Термическая обработка металлов» ПГТУ Хестова В.М., а также фирму Niobium Products Company, Германия за содействие в проведении работы и высказанные ценные замечания при обсуждении ее результатов. Автор выражает признательность сотрудникам Центральной лаборатории «МК Азовсталь» за помощь в проведении экспериментов и исследований по диссертационной работе.
По представленной работе на защиту выносятся:
Термокинетические диаграммы распада при непрерывном охлаждении деформированного аустенита сталей 08Г1ФБ и 07Г2МФБ по режиму, имитирующему условия проведения контролируемой прокатки в промышленных условиях с завершением деформации в области нерекристаллизованного аустенита.
Результаты исследования влияния предварительной и окончательной стадий контролируемой прокатки на аустенитную и конечную структуру листов из микролегированных сталей.
Выявленные механизмы возникновения неоднородных разнозернистых структур после проведении контролируемой прокатки с завершением деформации в двухфазной у+ос-области и разработанные технологические решения, направленные на повышение однородности и дисперсности листов из микролегированных сталей.
Установленная взаимосвязь режимов контролируемой прокатки с формированием кристаллографической текстуры микролегированных ниобийсодержащих трубных сталях.
Новый четырехстадийный режим контролируемой прокатки и результаты его опробования в промышленных условиях на стане 3600 ОАО «МК «Азовсталь» при изготовлении листов толщиной 21,6 мм из стали 07Г2МФБ для спиральношовных труб класса прочности К60 диаметром 1420 мм на давление 9,8 МПа.
Разновидности контролируемой прокатки в зависимости от температуры завершения деформации
Температура окончания деформации при проведении контролируемой прокатки оказывает определяющее влияние на конечную микроструктуру, механические свойства и сопротивление хрупкому разрушению листов. Одной из основных целей контролируемой прокатки — это контроль параметров технологии с целью создания условий для протекания определенных процессов структурообразования. Анализ процессов, протекающих при горячей пластической деформации, показал, что эффективное и стабильное воздействие на структуру стали определяется наличием и величиной трех температурных интервалов, ограниченных критическими точками превращения и температурами рекристаллизации деформированного аустенита. Такой подход приводит к трем схемам контролируемой прокатки [20,71]:
1. Рекристаллизационная контролируемая прокатка. Вся деформация проводится выше температуры рекристаллизации в аустенитной области (I стадия Т95%).
2. Высокотемпературная контролируемая прокатка. Предварительная деформация в рекристаллизованной области (I стадия 7 %), окончательная прокатка в нерекристаллизованной области (II стадия — Т$% Аг3).
3. Низкотемпературная контролируемая прокатка. Реализуются все три стадии деформации (I стадия Т95о/о, II стадия — Ту/о Аг3, III стадия — Ar3—4rf).
Рекристаллизационную контролируемую прокатку проводят при температурах выше температуры рекристаллизации аустенита [72-76]. Основная суть ее заключается в максимальном измельчении конечной микроструктуры, что достигается посредством статической рекристаллизации аустенита, протекающей при температурах выше температуры рекристаллизации во время пауз между проходами. В результате многократной рекристаллизации и деформации в листах формируется мелкозернистая аустенитная структура. Ускоренное охлаждение после деформации обеспечивает высокую скорость зарождения а-фазы при полиморфном у—»ос-превращении. Ферритные зерна появляются на границе рекристаллизованных зерен аустенита. Размер ферритного зерна (с ) зависит от размера рекристаллизованного зерна аустенита (dy) и скорости охлаждения от температуры конца прокатки и может быть определен по формуле [77]: da = 3.75 + 0.18dT + l-4(d%.) 1/2, dT/dt является средней скоростью охлаждения до температур 750-550 С, о —размер ферритного зерна после у— о превращения, dy—размер аустенитного зерна до начала охлаждения.
Эта технология гораздо более экономична, чем контролируемая прокатка с низкой температурой окончания деформации, и вполне пригодна для применения на многих станах в условиях недостаточных мощностей прокатных станов. Однако, на успешную реализацию рекристаллизационной контролируемой прокатки в производстве можно рассчитывать лишь в том случае, если наряду с температурно-деформационными параметрами будет обеспечено стабильно воспроизводимое и достаточно быстрое охлаждение раскатов до 700...840 С сразу (через 1...2 с) после выхода головного конца листа из прокатных валков [68]. Это необходимо для предотвращения собирательной рекристаллизации аустенита. Дальнейшее охлаждение изделия может быть обычным, т. е. на спокойном воздухе.
На металлургическом комбинате «Азовсталь» реализация рекристаллизационной контролируемой прокатки затруднительна из-за невозможности обеспечения быстрого охлаждения раскатов после завершения деформации. Кроме этого рекристаллизационная контролируемая прокатка с ускоренным охлаждением, обеспечивая высокий комплекс прочностных и пластических свойств [78-83], не позволяет получить высокие показатели хладостойкое листов. Высокотемпературная контролируемая прокатка дает возможность в большей степени улучшить комплекс свойств стали по сравнению с рекристаллизационной контролируемой прокаткой.
При окончательной прокатке, которая проводится при температурах ниже температуры рекристаллизации, аустенитное зерно приобретает удлиненную форму и характеризуется следующими особенностями [7]: — зерна аустенита имеют удлиненную форму, внутри зерен наблюдаются полосы деформации, границы двойников и дислокационная ячеистая структура; — границы деформированных зерен аустенита имеют повышенную плотность дислокаций и ступенчатую форму; — границы двойников некогерентные с матрицей; — полосы деформации имеют высокую плотность ячеек из сплетений дислокаций; — некоторые из дислокационных ячеек внутри зерен имеют достаточно высокую энергию для того, чтобы быть местами зарождения феррита.
Таким образом деформированный аустенит, имея высокую суммарную поверхность эффективных границ, являющихся потенциальными местами зарождения феррита, обеспечивает высокую скорость его зарождения при полиморфном у- сс-превращении и способствует измельчению конечной структуры металла [59].
При высокотемпературной контролируемой прокатке размер зерна феррита во многом определяется суммарной деформацией при температурах отсутствия рекристаллизации. Поэтому важным параметром является толщина подката для окончательной стадии прокатки, которая должна в 3,5-4 раза превышать конечную толщину листа [7].
Изучение структуры и кристаллографической текстуры листов
Кинетику распада деформированного аустенита исследуемых сталей изучали посредством построения термокинетических диаграмм дилатометрическим методом с использованием автоматического дилатометра DIL 805А. Для исследования использовали цилиндрические образцы диаметром 5 мм и высотой 10 мм. Этот дилатометр позволял осуществлять деформацию сжатием по различным температурно-деформационным режимам. Нагрев и деформация образцов проводили в вакууме, что позволило предотвратить протекание процессов высокотемпературного окисления металла.
Дифференциальным термическим методом определяли температуру начала полиморфного у-»а-превращения (Агз) после имитации в лабораторных условиях предварительной стадии контролируемой прокатки. Дифференциальный термический метод, позволяющий обнаружить весьма малые тепловые эффекты, основан на измерении разности температур образца и эталона [122]. В качестве эталона служила сталь 09Х18Н10Т, которая не испытывала фазовых превращений в исследуемом интервале температур и имела теплоемкость, близкую к теплоемкости образца. Получаемые дифференциальные термические кривые обычно используют для определения критических точек. Метод имеет большую ценность при исследовании фазовых превращений в твердом состоянии, особенно в сочетании с обычными кривыми нагрева или охлаждения [123]. На рис. 2.1 показаны термопары, место зачеканки их спаев в образец и эталон, а также их подключение к потенциометру. Для зачеканки термопар в образце и эталоне просверливали отверстия диаметром 1,5 мм, затем их спай помещали в эти отверстия посередине толщины и сплющивали середину отверстий, что обеспечивало надежное закрепление спаев и достаточно хороший их контакт с образцом и эталоном. Для записи дифференцированных кривых в координатах «разность температур — температура» использовали двухкоординатный потенциометр высокого быстродействия и высокой чувствительности. Время пробега кареткой прибора всей его шкалы составляет 0,5 с, а минимальный диапазон измеряемой величины электродвижущей силы — 0,5 мВ. Наличие других диапазонов измерения (1, 2, 5, 10, 20 и 100 мВ) позволяло в зависимости от величины термоэлектродвижущей силы, возникающей при охлаждении образца и эталона, выбрать оптимальный диапазон. Так, если разность температур между образцом и эталоном вследствие малого теплового эффекта превращения была небольшой, то использовали самый чувствительный диапазон — 0-г0,5 мВ. В этом случае при возникновении разности температур между образцом и эталоном в 1 С перо прибора перемещалось на 24 мм. Таким образом, даже изменение разности температур между образцом и эталоном всего на 0,1 С, вызванной фазовым превращением, приводит к вполне обнаруживаемому перегибу на дифференциальной термической кривой. Для предотвращения случайных погрешностей при проведении сопоставительных экспериментов использовали одни и те же регистрирующие приборы и термопары к ним. На диаграммном листе двухкоординатного потенциометра при охлаждении вычерчивались кривые, общий вид которых изображен на рис.2.2. Они позволяли с точностью ±5 С определять температуры начала превращений аустенит-феррит, аустенит-перлит, аустенит-бейнит и аустенит-мартенсит. В качестве примера на кривой 2 (рис. 2.2) показано, как определяли точки начала ферритного, перлитного и бейнитного превращений (указаны стрелками). Так как фазовое превращение протекает с выделением тепла [123], то это приводит к появлению перегиба на дифференциальной кривой (на приведенных кривых к отклонению влево). Чтобы найти точку перегиба кривой, вызванную началом фазового превращения, к предшествующему ее участку проводили лекальную касательную линию. За температуру начала превращения принимаем температуру точки касания лекальной линии к дифференциальной термической кривой (на рис. 2.2, кривая 2 эти точки обозначены стрелками).
Влияния химического состава микролегированных сталей на температуру начала полиморфного у-»сс-превращения
Температура окончания прокатки при проведении термомеханической обработки оказывает определяющее влияние на конечную микроструктуру, механические свойства и сопротивление хрупкому разрушению листов. В настоящее время существуют три основные схемы термомеханической обработки листов с целью получения максимально мелкодисперсной структуры: рекристаллизационная, высокотемпературная и низкотемпературная контролируемые прокатки. В условиях толстолистового стана 3600 металлургического комбината «Азовсталь» наиболее приемлемой технологией производства толстых листов с необходимым комплексом механических свойств является низкотемпературная контролируемая прокатка, окончательным этапом которой является деформация металла в двухфазной у+сс-области.
Для обоснованного выбора режима низкотемпературной контролируемой прокатки необходимо иметь четкое представление о температуре начала полиморфного у-»а-превращения (Агз) для сталей различного химического состава. На положение критической точки Агз оказывают влияние целый ряд факторов, таких как размер аустенитного зерна и степень его рекристаллизации, скорость охлаждения, условия предшествующей горячей пластической деформации. Однако, определяющее влияние на эту температуру оказывает химический состав стали. Известно, что легирующие элементы в стали изменяют положение критических точек в том же направлении, в каком это наблюдается на двойных диаграммах «железо-легирующий элемент» [132]. Поэтому по этим диаграммам можно оценить качественное влияние легирующего элемента на температуру А3. Химические элементы на двойных диаграммах железо-легирующий элемент Мп, Ni, Си и Сг (при содержании до 8 %), снижают критическую точку A3, a Si, Mo, Al, W, V, Ті — повышают ее.
В литературе имеется несколько эмпирических формул для определения температуры начала полиморфного у- сс-превращения в зависимости от содержания химических элементов. Авторы работы [133] на основании изучения низкоуглеродистых сталей в состоянии после горячей деформации и охлаждения на спокойном воздухе определили влияние основных легирующих элементов на температуру начала распада горячедеформированного аустенита. В результате статистического анализа была получена количественная зависимость, описывающая влияние химических элементов на температуру начала полиморфного у-»а-превращения: Лгз CQ = 910 - 310С - 80Мп - 20Си - 15Cr- 55Ni - 80Мо + 0,35(t-8) (1) где С, Мп, Си, Cr, Ni, Mo — содержание химических элементов в %; / — конечная толщина листа от 8 до 30 мм. Последнее слагаемое в формуле (1) учитывает влияние толщины листа на скорость охлаждения металла после завершения деформации. Качественное влияние легирующих элементов Мп, Ni, Си и О на критическую точку Агз в формуле 1 не вызывает сомнений, так как на двойных диаграммах «железо-легирующий элемент» при увеличении содержания этих элементов снижается температура Аз. Снижающее влияние Мо на температуру начала полиморфного у-кх-превращения по всей вероятности ошибочно, так как этот легирующий элемент сужает область существование у-фазы и снижает температуру Аз на двойной диаграмме Fe-Mo. Кроме этого, в формуле (1) не указан ни один химический элемент, повышающий критическую точку Аз, что также является весьма странным.
Дифференциальным термическим методом определены критические точки Агз для шести микролегированных сталей (плавки 2-6 табл.2.1), после контролируемой прокатки в лабораторных условиях по режиму, имитирующему предварительную стадию контролируемой прокатки, применяемую в промышленных условиях. После аустенитизации при температуре 1160 С образцы деформировали в интервале температур 1040-960 С за семь обжатий с относительной степенью деформации є=15 % в каждом проходе. Одну партию образцов охлаждали со скоростью 0,7 С/с до температуры 550 С с целью, регистрации температуры начала распада аустенита в ферритной области. Другие образцы после деформации и медленного охлаждения до температур на 10 С и
С ниже Агз закаливали в соленой воде для фиксирования высокотемпературного состояния металла.
В табл. 3.1 приведены температуры Агз, определенные в работе экспериментальными методами и для сравнения расчетные по формуле (1), которая часто используется при выборе температурных режимов контролируемой прокатки для микролегированных сталей. Полученные экспериментальные данные показали, что для сталей, не содержащих в своем составе молибден, экспериментальные и расчетные температуры Аг3, имеют достаточно близкое совпадение. Напротив, для молибденсодержащих сталей экспериментальная температура Агз, заметно выше, чем расчетная. Установлено, что молибден повышает температуру начала полиморфного у-»сс-превращения, а не снижает ее как это указано в формуле 1, и коэффициент перед молибденом должен быть положительным со значением 20-25. Проведенные эксперименты также показали, что наиболее сильное влияние на температуру Агз оказывают углерод и марганец. Для стали 10Г2ФБ, содержащей наибольшее количество углерода и марганца, наблюдается самая низкая из пяти исследуемых сталей температура начала полиморфного у-»а-превращения (735 С).
Влияние температуры деформации и последеформационной паузы на рекристаллизацию горячедеформированного аустенита в изотермических условиях
В настоящем разделе рассмотрены результаты изучения влияния температуры завершения деформации на конечную структуру сталей 08Г1ФБ и 07Г2Б, в которых интенсивно развивалась рекристаллизация феррита при их прокатке в двухфазной у+а-области. Для этого проведены лабораторные прокатки по нескольким режимам, показанным на рис. 5.6. Часть образцов деформировали за две стадии с окончанием прокатки в нижнем температурном интервале аустенитной области, где отсутствовала рекристаллизации аустенита (5.6, а и б). Вторую партию образцов дополнительно деформировали в межкритическом у+а-интервале при различных температурах (рис. 5.6, в, г). Для фиксирования высокотемпературного состояния после деформации в нерекристаллизованной аустенитной области образцы закаливали в соленой воде.
Изучение микроструктуры показало, что после завершения деформации при температуре 800 С и практически немедленной закалки структура стали 08Г1ФБ состоит из мартенсита и феррита. Объемная доля выделившегося феррита находилась в пределах 8-Ю %. Ферритные зерна наблюдались в основном по границам бывших аустенитных зерен (рис. 5.7, а). Количество феррита образовавшегося внутри аустенитных зерен на двойниках и других дефектах кристаллической решетки не превышало 1-2 % от общего объема выделившейся сс-фазы. В стали 07Г2Б после закалки от температуры 800 С выделение феррита не проходило вследствие более низкой температуры начала полиморфного превращения, чем в стали 08Г1ФБ (рис. 5.7, б). В обеих сталях перед началом распада аустенита в ферритной области образовался мелкозернистый нерекристаллизованный аустенит, который способствовал формированию мелкозернистой однородной феррито-перлитной структуры при медленном охлаждении со скоростью 0,5 С/с после завершения деформации в нижней части у-области (рис. 5.7, в и г). Ферритные зерна в обеих сталях имеют равноосное, полиэдрическое строение. Кроме феррита в этих сталях наблюдалось выделение небольшого количества перлита: 8-Ю % в стали 08Г1ФБ и 12-15 % в стали 07Г2Б.
Снижение температуры деформации от 800 до 780 С в стали 07Г2Б не приводило к существенному изменению конечной структуры. Напротив, в стали 08ПФБ после завершения деформации при 780 С образовывалось очень неоднородное по размерам ферритное зерно (рис. 5.8, а). Наряду с мелкими полиэдрическими ферритными зернами присутствуют крупные зерна с извилистыми границами, сформировавшиеся за счет протекания собирательной рекристаллизации феррита.
Существенное различие структуры сталей, деформированных при температуре 780 С, обусловлено тем, что для стали 08Г1ФБ при этой температуре деформация осуществлялась уже в двухфазной области, а для стали 07Г2Б — еще в аустенитной.
Собирательная рекристаллизация феррита наблюдалась в стали 07Г2Б при более низких температурах. Наиболее крупное и неоднородное зерно в этой стали образуется после деформации при температуре 750 С (рис. 5.8, б). При дальнейшем снижении температуры завершения деформации происходило заметное торможение собирательной рекристаллизации феррита в обеих сталях, что выражалось в уменьшении размеров и однородности ферритного зерна. Однако даже после снижения температуры деформации до 710-720 С в этих сталях не удалось полностью подавить собирательную рекристаллизацию феррита (рис. 5.8, в). Показано, что только совместное влияние снижения температуры деформации в нижнюю часть двухфазной у+а-области и применения ускоренного охлаждения позволяют практически полностью затормозить собирательную рекристаллизацию феррита. Сталь 07Г2ФБ после трехстадийной деформации с завершением деформации при температуре 710 С подвергалась ускоренному охлаждению со скоростью 14 С/с. После такого режима обработки сформировалась мелкозернистая феррито-бейнитная структура со средним баллом зерна номер 12 (рис. 5.8, г). Видно, что ферритные зерна имеют вытянутую форму, характерную для наклепанного состояния.
Наблюдаемые изменения структуры под влиянием снижения температуры окончания прокатки подтверждаются количественными оценками размеров ферритного зерна (рис. 5.9). Хорошо видно, что после завершения деформации в аустенитной области образуется наиболее мелкое ферритное зерно в обеих сталях. Деформация в верхней части двухфазной у+а-области вызывало рост ферритных зерен по механизму собирательной рекристаллизации. Максимальные размеры ферритных зерен наблюдались при температурах 780 и 750 С для сталей 08Г1ФБ и 07Г2Б соответственно.
