Содержание к диссертации
Введение
Глава I. Литературный обзор
1.1. Основные требования, предъявляемые к высокопрочным сталям для труб магистральных газопроводов 16
1.2. Современный подход к созданию высокопрочных низколегированных сталей 21
1.2.1. Влияние углерода 22
1.2.2. Влияние вредных примесей 23
1.2.3. Ниобий, как основной микролегирующий элемент при термомеханической контролируемой прокатке 33
1.3. Термомеханическая обработка как способ получения высокопрочных сталей для труб большого диаметра 42
1.3.1. Аустенитизация 43
1.3.2. Предварительная деформация 44
1.3.3. Окончание прокатки. Разновидности термомеханической контролируемой прокатки 47
Заключение по главе 54
Глава II. Материалы и методики исследования 56
2.1. Обоснование выбора химического состава исследуемых сталей 56
2.2. Методы лабораторных и промышленных исследований 62
2.2.1. Определение механических свойств 62
2.2.2. Изучение структуры листов 62
2.2.3. Изучение кинетики превращения аустенита при непрерывном охлаждении 65
2.2.4. Изучение свариваемости 69
Глава III. Изучение влияния условий горячей пластической деформации на структуру и свойства микролегированной C-Mn-Mo-Nb-V-стали типа 05Г2МФБ 72
3.1. Формирование аустенитного зерна под воздействием горячей пластической деформации на стадии предварительной и окончательной прокатки 72
3.2. Кинетика полиморфного стимулированного горячей пластической деформацией у-ж-превращения при непрерывном охлаждении 79
3.3. Формирование микроструктуры после различных режимов термомеханической обработки 87
3.4. Влияние температуры завершения деформации в у-области и в двухфазной у+а-области на структуру и механические свойства стали 05Г2МФБ с различным содержанием молибдена 92
Глава IV. Сравнительное исследование влияния отпуска после контролируемой прокатки на структуру и механические свойства сталей ферритно-бейнитного и ферритно-перлитного классов 98
4.1. Влияние температуры отпуска на механические свойства опытных сталей 98
4.2. Поведение опытных сталей при испытании на растяжение после отпуска при различных температурах 101
4.3. Влияние температуры отпуска на микроструктуру исследуемых сталей 106
4.4. Изучение особенностей структурного состояния исследованных сталей металлофизическими методами 109
4.4.1. Состояние после термомеханической контролируемой прокатки . 109
4.4.1. Состояние после термомеханической контролируемой прокатки с дополнительным отпуском 114
Глава V. Изучение свариваемости листов для изготовления труб категории прочности К60 и К65 120
5.1. Сталь 10Г2ФБ 121
5.2. Сталь05Г2МФБ 126
Глава VI. Промышленное опробование в условиях комбината «Азовсталь» производства листов для изготовления труб категории прочности К65 133
6.1. Технологические режимы термомеханической прокатки и термической обработки стали 05Г2МФБ 133
6.2. Сравнительное исследование комплекса механических свойств листовых сталей категорий прочности К65 и К60 ферритно-бейнитного и ферритно-перлитного классов 137
6.3. Влияние трубного передела на механические свойства ферритно бейнитной и ферритно-перлитной сталей 146
Заключение по главе 154
Основные выводы 155
Литература 158
- Современный подход к созданию высокопрочных низколегированных сталей
- Методы лабораторных и промышленных исследований
- Кинетика полиморфного стимулированного горячей пластической деформацией у-ж-превращения при непрерывном охлаждении
- Влияние температуры отпуска на микроструктуру исследуемых сталей
Введение к работе
В России запланировано строительство мощных магистральных газопроводов, которые соединят регионы добычи природного газа, расположенные в Сибири на Крайнем Севере, с промышленными центрами потребления этого вида энергетического сырья. Необходимость повышения эффективности и надежности транспортировки газа приводит к росту рабочих параметров газопроводов, прежде всего рабочего давления газа, с 55-75 атм. в настоящее время до 80, 100 и 120 атм. в ближайшем будущем. Одновременно возрастают требования к вязкости и хладостойкости основного металла и сварных соединений трубопроводов.
До настоящего времени для строительства магистральных трубопроводов, прокладываемых на территории России и стран СНГ, применяют трубы категории прочности до К60 (Х70) (ав > 590 Н/мм , <тт > 480 Н/мм ). Рост рабочего давления газа в трубопроводах в случае применения традиционных сталей приводит к увеличению их металлоемкости и удельных затрат. Поэтому возникает необходимость в создании труб более высокой прочности — К65 (Х80) (ав > 630 Н/мм , стт > 550 Н/мм ). Повышение прочности труб и стали для их изготовления, одновременно требует увеличения ударной вязкости, сопротивления хрупкому разрушению и улучшения свариваемости, так как возрастает ответственность за надежную работу магистралей, внутри которых сосредоточена огромная потенциальная энергия транспортируемого газа.
Создание новых сталей для магистральных газопроводов категории прочности К65 в настоящей работе должно было осуществляться путем решения ряда металловедческих задач с учетом технологических возможностей оборудования, прежде всего листового стана 3600, имеющегося в настоящее время на металлургическом комбинате «МК «Азовсталь».
Большой вклад в разработку научных основ легирования сталей для газопроводных труб большого диаметра внесли труды Д.А. Литвиненко,
С.А. Голованенко, М.Л. Бернштейна, Н.П. Лякишева, П.Д. Одесского, В.Н. Зикеева, Л.И. Эфрона, Ю.Д. Морозова и др. ученых.
Переход от сталей категорий прочности К60 (Х70) к сталям категорий прочности К65 (Х80) и более прочным требует пересмотра металловедческий принципов их легирования и микролегирования и новых технологических решений. Получение уровня прочности ав ^ 630 Н/мм , ат > 570 Н/мм в листах в сочетании с другими важнейшими показателями механических свойств (55 > 22 %; KCV при -20 С > 130 Дж/см2; доли вязкой составляющей в изломах образцов ИПГ > 95 % при -20 С) становится невозможным на базе ферритно-перлитной структуры и требует перехода к иному структурному состоянию материала — к сталям с дисперсной ферритно-бейнитной структурой, упрочненной частицами карбонитридных фаз ниобия и ванадия, прокатанных с применением термомеханической контролируемой прокатки. В подобных сталях значительно снижается роль углерода, как упрочняющего элемента, и возрастает значение более прогрессивных видов упрочнения, в первую очередь измельчения зерна, дисперсионного и дислокационного упрочнения. Для обеспечения высоких значений ударной вязкости (KCV при -20 С > 130 Дж/см2) металл должен подвергаться более тщательной десульфурации с целью получения фактических концентраций серы не более 0,002-0,004 %.
Целью настоящей работы является установление основных закономерностей формирования структуры и свойств стали ферритно-бейнитного класса с пониженным содержанием углерода, упрочненной микродобавками карбонитридообразующих элементов и молибдена, изготавливаемой с применением термомеханической контролируемой прокатки (ТМКП) применительно к условиям листового реверсивного стана 3600 ОАО «МК «Азовсталь» и предназначенной для изготовления электросварных газопроводных труб большого диаметра категории прочности К65 (Х80).
7 Актуальность результатов исследований, проведенных в работе, обусловлена большой научной и практической значимостью проблемы создания стали категории прочности К65 (Х80) для труб большого диаметра магистральных газопроводов на основе современных металловедческих и технологических подходов к решению сложной технической задачи существенного повышения прочностных свойств одновременно с повышением вязкости, сопротивления хрупкому разрушению и свариваемости.
Для достижения поставленной цели реализуются следующие задачи:
— на основе моделирования условий горячей пластической деформации,
имеющих место при ТМКП низколегированных сталей на листовом
реверсивном стане 3600, исследовать процессы формирования структуры в
аустенитной области и двухфазной у+сс-области, а также при последующем
охлаждении молибденсодержащей низколегированной трубной стали,
комплексно микролегированной добавками ниобия и ванадия;
— оценить влияние температурных режимов деформации в
окончательной стадии ТМКП на механические свойства опытной стали;
— провести сравнительную оценку влияния дополнительного отпуска
после ТМКП в широком диапазоне температур на состояние структуры и
поведение механических свойств сталей двух типов: ферритно-бейнитного и
ферритно-перлитного классов;
— установить особенности влияния малых пластических деформаций при
трубном переделе на поведение механических свойств сталей с различным
типом диаграммы растяжения;
— на основе современных представлений о механизме упрочнения,
принципах легирования, микролегирования и термомеханической обработки
высокопрочных трубных сталей создать новую сталь категории прочности
К65 (Х80), предназначенную для изготовления высоконадежных
газопроводов большого диаметра и разработать термодеформационные
режимы ее прокатки на стане 3600 ОАО «МК «Азовсталь».
8 Научная новизна. В диссертации получены следующие результаты, характеризующиеся научной новизной:
Для условий толстолистовых станов без достаточно интенсивного ускоренного охлаждения проката после завершения деформации установлено принципиальное положение о возможности достижения в листе физико-механических свойств, отвечающих требованиям к трубным сталям категории прочности К65, за счет перехода от ферритно-перлитной структуры к ферритно-бейнитной, получаемой посредством проведения термомеханической обработки с завершением деформации в двухфазной Y+oc-области, обеспечивающей формирование мелкодисперсной структуры, упрочненной микродобавками карбонитридообразующих элементов, прежде всего ниобия.
Установлено существование мартенситно-аустенитных (МА) участков в исследованной ферритно-бейнитной стали, представляющих собой конгломерат высокоуглеродистого мартенсита и остаточного аустенита, образующийся из обогащенных углеродом последних порций непревращенного аустенита.
Показано неоднозначное влияние температуры отпуска на поведение исследованных сталей в области малых пластических деформаций, отвечающих за величину условного или физического пределов текучести: в стали ферритно-бейнитного класса с повышением температуры отпуска наблюдается постепенное изменение формы диаграмм от непрерывного вида к диаграммам с физическим пределом (площадкой) текучести, в то время как диаграммы для стали ферритно-перлитного класса при всех температурах отпуска имели явно выраженную площадку текучести.
Показана возможность повышения прочностных свойств, прежде всего предела текучести ферритно-бейнитной стали, подвергнутой термомеханической прокатки, за счет отпуска в области температур распада МА-участков (выше 500 С), сопровождающегося образованием ферритно-карбидной смеси и появлением отчетливо выраженной площадки текучести
9 на диаграмме «нагрузка-деформация», в то время как аналогичный отпуск ферритно-перлитной стали не приводит к росту предела текучести в связи с отсутствием влияния отпуска на поведение стали в области малых пластических деформаций.
5. Применительно к условиям термомеханической прокатки без достаточно интенсивного ускоренного охлаждения впервые разработан химический состав и технология термомеханической контролируемой прокатки комплексно микролегированной ниобием, ванадием и молибденом низколегированной стали 05Г2МФБ для изготовления прямошовных газопроводных труб большого диаметра категории прочности К65.
Практическая ценность и реализация работы. По результатам проведенных исследований разработан химический состав и технология ТМКП комплексно микролегированной ниобием, ванадием и молибденом низколегированной стали 05Г2МФБ для электросварных газопроводных труб большого диаметра категории прочности К65. На стане 3600 ОАО «МК «Азовсталь» изготовлены промышленные партии листов для производства на Харцызском трубном заводе газопроводных труб диаметром 1220 и 1420 мм. Трубы из новой стали аттестованы ОАО «ВНИИГАЗ» и рекомендованы для строительства газопроводов с рабочим давлением до 10 МПа.
Объектом исследований служили низколегированные стали для электросварных газопроводных труб большого диаметра, производимые на «МК «Азовсталь». Для решения поставленной в диссертационной работе задачи в качестве материала исследования были выбраны стали двух типов:
опытная сталь с пониженным содержанием углерода (0,04-0,06 %), низким содержанием серы (0,002-0,004 %), комплексно микролегированная повышенным количеством ниобия (0,06-0,08 %) и ванадием (~0,05 %), а также добавками молибдена (0,15-0,25 %);
сравнительная сталь категории прочности К60 текущего производства, содержащая 0,10 % С; 0,005 % S, 0,072 % V и 0,054 % Nb.
Предметом исследований служило установление основных
закономерностей формирования в процессе термомеханической контролируемой прокатки, а также после дополнительного отпуска структуры и свойств сталей ферритно-бейнитного класса с пониженным содержанием углерода категории прочности К65. В работе использовали современные металлофизические методы исследования структуры и фазового состава металла с помощью оптической, просвечивающей и растровой электронной микроскопии и рентгеновской дифрактометрии.
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 рассмотрены основные требования, предъявляемые к высокопрочным сталям для труб магистральных газопроводов. Дан анализ тенденций развития высокопрочных низколегированных сталей для указанных труб.
Вторая глава посвящена обоснованию выбора исследуемых сталей, и описанию методов лабораторных и промышленных исследований, проведенных автором при выполнении настоящей диссертационной работы.
В третьей главе для опытной C-Mn-Mo-Nb-V-стали типа 05Г2МФБ изложены результаты изучения в лабораторных условиях влияния горячей пластической деформации на формирование аустенитной структуры и кинетики полиморфного у->а-превращения при контролируемой прокатке, параметры которой были близки к производственным. Установлено, что при предварительной прокатке в верхней части аустенитной области при температурах 1100-960 С в результате протекания статической рекристаллизации происходит значительное измельчение аустенитного зерна, по сравнению с первоначальным состоянием после нагрева до температуры 1150 С. При последующем охлаждении между
предварительной и окончательной стадиями прокатки собирательная рекристаллизация не наблюдается. Завершение деформации в нижней части у-области при температурах 850-800 С приводила к формированию нерекристаллизованной аустенитной структуры с вытянутыми вдоль направления прокатки зернами. Установлено, что C-Mn-Mo-Nb-V-сталь относится к ферритно-бейнитному классу, так как в широком диапазоне скоростей охлаждения ферритное и бейнитное превращения являются доминирующими, а перлитное превращение полностью подавлено. Горячая пластическая деформация с завершением в нижней части аустенитной области ускоряет полиморфное у—>а-превращение и тормозит бейнитное и мартенситное превращения.
На основании проведенных экспериментов в производственных условиях
по изучению влияния температуры завершения деформации на механические
свойства стали 05Г2МФБ установлено, что требуемый комплекс свойств в
листе соответствующий категории прочности К65 может быть получен
посредством проведения ТМКП с завершением деформации в
межкритическом у+а-интервале, причем температура окончания прокатки не должна быть выше 720 С.
В четвертой главе приведены результаты исследования влияния отпуска после термомеханической контролируемой прокатки на механические свойства и микроструктуру опытной ферритно-бейнитной и сравнительной ферритно-перлитной сталей. Установлено, что отпуск в интервале температур 620-650 С опытной C-Mn-Mo-Nb-V-стали приводит к существенному росту прочностных характеристик, прежде всего предела текучести. Достигаемое при этом повышение предела текучести обусловлено изменением характера упруго-пластического поведения металла при испытаниях на растяжение, которое в свою очередь связано с изменением структурного состояния в процессе высокотемпературного отпуска. Установлено, что повторный нагрев до температур <700 С сравнительной С-
12 Mn-Nb-V-стали типа 10Г2ФБ не приводит к существенному изменению механических свойств и микроструктуры.
Для выяснения механизма влияния отпуска на механические свойства листов из сталей 05Г2МФБ и 10Г2ФБ, было проведено сравнительного исследования их структуры современными металлофизическими методами, с привлечением оптической и электронной микроскопий, а также рентгенофазового анализа. Изучали структуру листов в состоянии после ТМКП и после дополнительного отпуска при температуре 650 С.
Показано, что наличие в структуре листа из стали 05Г2МФБ в состоянии после ТМКП больших количеств (-15-20 %) продуктов бездиффузионного распада аустенита с большой запасенной энергией, создающих вокруг себя высокий уровень локальных внутренних напряжений, приводит при механических испытаниях растяжением к возникновению процессов микродеформации при внешних напряжениях, меньших истинного напряжения течения основной массы материала стали. Вследствие этого диаграмма растяжения в стали 05Г2МФБ не имеет площадки текучести. Напротив в стали 10Г2ФБ после контролируемой прокатки продуктов бездиффузионного распада аустенита в структуре не обнаружено. Поэтому диаграмма растяжения листов из этой стали имела выраженную площадку текучести.
Установлено, что исчезновение в структуре стали 05Г2МФБ после отпуска высокоуглеродистого мартенсита и уменьшение количества подвижных, незакрепленных дислокаций, привело к увеличению предела текучести и появлению на диаграмме напряжение-деформация физического предела текучести. Увеличение протяженности площадки текучести на диаграмме напряжение-деформация для листов из стали 10Г2ФБ, по сравнению с состоянием после контролируемой прокатки, связано с уменьшением внутренних напряжений в металле в результате повышения объемной доли структуры, затронутой отпуском.
13 Пятая глава посвящена изучению свариваемости опытной 05Г2МФБ и
сравнительной 10Г2ФБ сталей, которое основывалось на моделировании
физических процессов, протекающих в околошовной зоне (ОШЗ) при сварке.
За основу принята взаимосвязь скорости охлаждения (тепловложения при
сварке) со структурой и свойствами металла ОШЗ.
Представляемые результаты получены на основе комплексного анализа:
кинетики фазовых превращений аустенита при имитировании в лабораторных условиях различных термических циклов сварки и связанных с ними изменений микроструктуры;
механических свойств металла имитированной зоны термического влияния, включая хладостоикость локальных участков перегрева металла околошовной зоны;
— склонности стали к образованию холодных трещин с учетом
воздействия мартенситных превращений.
Показано, что снижение содержания углерода от 0,10 % в стали 10Г2ФБ до 0,06 % в стали 05Г2МФБ расширяет от 70 до 130 С/с температурный интервал скоростей охлаждения при сварке, при которых твердость имитированной околошовной зоне не достигает критической величины 350 HV, выше которой наблюдается образование сварочных трещин и водородное охрупчивание.
Показано, что опытная, низкоуглеродистая C-Mn-Mo-Nb-V-сталь, обладая при сварке высокой хладостойкостью околошовной зоны, практически при всех видах и режимах сварки не склонна к образованию холодных трещин в околошовной зоне, в связи с чем не имеет ограничений при сварке.
В шестой главе изложены результаты промышленного опробования в металлургическом и трубном производстве новой высокопрочной комплексно микролегированной ниобием и ванадием молибденсодержащей, высокопрочной трубной стали с высокой хладостойкостью и ударной вязкостью категории прочности К65 (Х80).
Установлено неоднозначное поведение предела текучести под влиянием знакопеременных деформаций в трубном переделе для листов с ферритно-бейнитной и ферритно-перлитной структурой. После трубного передела отмечено снижение значений предела текучести для сталей ферритно-перлитного класса с явно выраженной площадкой текучести под влиянием эффекта Баушингера, и повышение условного предела текучести для сталей ферритно-бейнитного класса благодаря поглощению участка малых пластических деформаций на диаграмме растяжения.
Из листов опытной C-Mn-Mo-Nb-V-стали на Харцызском трубном заводе изготовлены промышленные партии газопроводных труб категории прочности К65 диаметром 1220 и 1420 мм. Трубы аттестованы ОАО «ВНИИГАЗ» и рекомендованы для строительства газопроводов с рабочим давлением до 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, Л.И. Эфрона, А.В. Назарова, Т.С. Кирееву, В.И. Изотова, Н.В. Колясникову, 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:
Результаты оценки влияния режимов ТМКП на эволюцию аустенитного зерна и кинетику превращения горячедеформированного аустенита при непрерывном охлаждении C-Mn-Mo-Nb-V-стали.
Зависимость механических свойств опытной C-Mn-Mo-Nb-V-стали от температурных режимов деформации на толстолистовом реверсивном стане 3600 комбината «Азовсталь» в окончательной стадии контролируемой прокатки.
Эффект влияния дополнительного отпуска после ТМКП в широком диапазоне температур на состояние структуры и поведение механических свойств исследованных сталей ферритно-бейнитного и ферритно-перлитного классов.
Результаты оценки влияния малых пластических деформаций при трубном переделе на поведение механических свойств исследованных сталей с различным типом диаграммы напряжение-деформация.
Новая сталь 05Г2МФБ, предназначенная для изготовления высоконадежных газопроводов большого диаметра категории прочности К65 с повышенными характеристиками вязкости, сопротивления хрупкому разрушению и свариваемости.
Современный подход к созданию высокопрочных низколегированных сталей
В работах [10, 11] сформулированы основные направления развития сталей для труб магистральных газопроводов, которые определяются постоянно растущими требованиями газовой и трубной промышленности к повышению надежности и экономичности транспортировки газа. Этими направлениями являются:1) повышение прочности; 2) повышение низкотемпературной вязкости и хладостойкости; 3) улучшение свариваемости. Ниже перечислены основные металловедческие принципы, используемые при решении этих задач: 1) снижение содержания углерода в стали; 2) измельчение зерна путем контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения; 3) замена твердорастворного (перлитного) упрочнения на дисперсионное и дислокационное упрочнение; 4) микролегирование (Nb, Ті, V); 5) переход от ферритно-перлитной структуры к ферритно-бейнитной; 6) повышение чистоты стали по вредным примесям (S, Р, N, Н); 7) глобуляризация сульфидных включений; 8) снижение сегрегационной неоднородности макро- и микроструктуры. С экономической точки зрения углерод является самым доступным химическим элементом, повышающим прочность конструкционных сталей. В сталях ферритно-перлитного класса при увеличении объемной доли перлита в 2 раза (с 15 до 30 %) достигается увеличение предела текучести на 50 Н/мм и предела прочности на 100 Н/мм . Однако повышение содержания углерода приводит к существенному снижению пластичности, ударной вязкости, сопротивления хрупкому разрушению и ухудшению свариваемости [12].
Поэтому повышение прочности за счет увеличения содержания углерода было заменено другими, более рациональными способами, такими как измельчение зерна, дисперсионное упрочнение, упрочнение за счет использования низкоуглеродистого бейнита.
Повышение содержания углерода приводит к увеличению показателей СЕ и РСМ, что ухудшает свариваемость. Развитие высокопрочных низколегированных сталей в последние десятилетия происходило в направлении повышения прочности с одновременным улучшением свариваемости, связанным, главным образом, с уменьшением содержания углерода в стали и снижением степени ее легированности. В работах [13, 14] на основе моделирования физических процессов, протекающих в околошовной зоне при сварке показано положительное влияние снижения содержания углерода от 0,19 до 0,03 % на ударную вязкость ОШЗ сварного соединения в низколегированных трубных сталях. При этом для стали 03Г1Б, содержащей 0,03 %, ударная вязкость KCV металла ОШЗ сварного соединения труб практически такая же, как и ударная вязкость основного металла вплоть до температур минус 30 С. Такая сталь полностью снимает проблему свариваемости [13].
В процессе кристаллизации стали при переходе из жидкого состояния в твердое наблюдается центральная сегрегация химических элементов в зоне, расположенной вдоль осевой линии непрерывнолитых слябов. Снижение содержания углерода уменьшает центральную сегрегационную неоднородность слябов [15-17]. В стали с содержанием углерода 0,09 % не протекает перитектическая реакция при кристаллизации, уменьшается интервал температур перекристаллизации, расширяется интервал существования 5-феррита, что позволяет гомогенизировать твердый раствор, повышая однородность распределения химических элементов благодаря тому, что диффузионная подвижность атомов углерода и примесей в 5-феррите на несколько порядков выше скорости их диффузии в аустените [18]. Считается, что это связано с более свободной упаковкой атомов в объемно-центрированной кубической решетке феррита, по сравнению с гранецентрированной кубической решеткой аустенита. Благодаря вышесказанному при снижении содержания углерода уменьшается сегрегация таких элементов как марганец, сера, фосфор, ниобий [17]. Это оказывает положительное влияние на формирование конечной структуры сталей, полученных непрерывной разливкой, в которых степень сегрегации в центре непрерывно-литого сляба особенно велика.
Еще одним положительным эффектом снижения содержания углерода является повышение растворимости нитридов и карбонитридов ниобия в аустените при нагреве [19, 20]. Благодаря этому большая часть ниобия может быть переведена в твердый раствор при температуре нагрева под прокатку до -1200 С, что приведет к более эффективному воздействию ниобия на микроструктуру стали в процессе ТМКП.
Неметаллические включения могут оказывать существенное влияние на эксплуатационные характеристики высокопрочных низколегированных сталей, негативно влияя на пластичность, ударную вязкость, стойкость против слоистого разрушения, анизотропию свойств и др. [21-24]. Негативное влияние на указанные характеристики обусловлено в основном их объемной долей, формой и распределением [25].
Сера в спокойных, раскисленных кремнием и алюминием низколегированных сталях с содержанием марганца не менее 1 % присутствует в форме сульфидов марганца [26-28]. Особенность сульфидов марганца состоит в том, что с понижением температуры горячей пластической деформации их пластичность резко возрастает. Для большинства других включений, окислов и силикатов, наблюдается противоположная зависимость. С повышением степени обжатия это различие еще более усиливается. Причину необычного поведения сульфидов Даль, Хенгстенберг и Дюрен [29] видят в том, что с понижением температуры горячей деформации сопротивление деформированию сульфидов нарастает медленнее, чем сопротивление деформированию металлической матрицы. Поэтому понижение температуры деформации, практикуемые при производстве листовых сталей, увеличивает вытянутость сульфидов марганца и тем самым усиливает их отрицательное влияние на ударную вязкость в направлении поперек оси прокатки. [30].
Уменьшение количества и протяженности сульфидов марганца можно добиться снижением содержания марганца ниже 1,0 % [31]. Однако, для высокопрочных низкоуглеродистых сталей этот путь нежелателен, так как марганец, как легирующий элемент, обладает рядом полезных свойств. Он упрочняет феррит, увеличивает сопротивление хрупкому разрушению, способствует увеличению растворимости микролегирующих элементов в аустените и усиливает их упрочняющее влияние.
В настоящее время при производстве высокопрочных низколегированных штрипсовых сталей для улучшения их вязкости стремятся максимально уменьшить содержание серы. Содержание серы в современных трубных сталях находится на уровне 0,002-0,005 %.
Для снижения содержания серы проводят глубокую многостадийную десульфурацию чугуна и стали, заключительным этапом которой является обработка металла в разливочном ковше силикокальцием. Обработка силикокальцием необходима для предотвращения появления в прокате
Методы лабораторных и промышленных исследований
Испытания механических свойств включали в себя:— испытания на растяжение полнотолщинных плоских образцов тип II по ГОСТ 1497 с расчетной длиной, равной пятикратный толщине листа;— испытания на растяжение полнотолщинных плоских образцов ASTM А370 с расчетной длиной 2" (50 мм);— испытания на растяжение образцов диаметром 10 мм с расчетнойдлиной 50 мм (2") с омпьютерной записью диаграммы нагрузка-удлинениепо ГОСТ 1497;— испытания на ударную вязкость по ГОСТ 9454 на образцах 1 и 11 типов (Менаже и Шарли) при температурах от + 20 до - 80 С;— испытания падающим грузом (ИПГ) в интервале температур от +20 до -80 С стандартных образцов с прессованным надрезом по ГОСТ 30456-97;— замеры твердости по Виккерсу на приборе ТП-2 в соответствии с ГОСТом 2999 и микротвердости на приборах ПМТ-3 и МНТ-10 по ГОСТ 9450.
Изучение микроструктуры проводили с использованием оптической, растровой и просвечивающей электронной микроскопий, а для определения фазового состава — метод рентгеновской дифрактометрии.
Оптическая микроскопияПри металлографическом исследовании микроструктуры применяли инвертированные оптические микроскопы «NEOFOT-21» и «AXIOVERT 200МАТ». После стандартной методики приготовления металлографических шлифов для выявления микроструктуры проводили травление в одном из реактивов: 4 % спиртовом раствор азотной кислоты НЫОз; в растворе LePera [154, 155] и смеси спиртового раствора пикриновой кислоты с 2 % раствором азотной кислоты НЫОз в отношении 3/1 [156]. Действительное аустенитное зерно выявляли на полированной поверхности образцов после горячего травления при температуре 80 С в водном растворе пикриновой кислоты с добавлением ингибиторов и небольших количеств хлорного железа или хлорида меди [156]. Количественные оценки параметров микроструктуры проводили на анализаторах изображения «SIAMS-600» и «ВидеоТест».
Электронно-микроскопическое изучение микроструктуры шлифов после травления и характера поверхности разрушения образцов, испытанных на ударный изгиб при разных температурах, проводили на растровом электронном микроскопе «РЭММА-202М» с использованием детекторов вторичных электронов при увеличениях от 30 до 3000 крат. Исследование состава неметаллических включений на поверхности разрушения образцов после испытания на ударный изгиб проводили на рентгеновском спектрометре энергетической дисперсии ЭДАР того же микроскопа.
Просвечивающая электронная микроскопияЭлектронно-микроскопическое исследование микроструктуры листовой стали после различных режимов деформационно-термической обработки проведено на электронном микроскопе JEM-7A.
Исходной заготовкой для фольги служили тонкие пластины толщиной 0,5-1 мм, вырезанные из листа вдоль направления прокатки листа, перпендикулярно плоскости прокатки на расстоянии V от поверхности листа. Пластины сошлифовывали до толщины 0,15-0,2 мм на тонкой абразивной бумаге, смачивая ее водой, а затем утоняли электролитической полировкой до толщины 0,1-0,2 мкм в специальном пинцете с отверстием, диаметр которого меньше диаметра диска, вырезаемого из пластины. Пинцет предохраняет края диска от растворения и создает жесткий ободок, не позволяющий фольге подвергаться дополнительной деформации. Для того, чтобы образец не нагревался в процессе утонения, электролит охлаждали, пропуская между двойными стенками сосуда с электролитом проточную воду, а электрический ток подавали импульсами с перерывами, достаточными для охлаждения образца электролитом. Для удаления поверхностного слоя, поврежденного резкой и шлифовкой также применяли электрополировку. Использовали электролит, обычный для сталей и сплавов, выплавленных на основе железа. Состав электролита: 860 мл ортофосфорной кислоты (Н3РО4), 100 г хромового ангидрида.
Определение фазового состава проводили на рентгеновском дифрактометре ДРОН-3 методом рентгеновской дифрактометрии.
Для проведения рентгенофазовых исследований изготавливали шлифы сечением не более 19x19 мм, которые после шлифовки и полировки травили в 15 % водном растворе азотной кислоты на глубину не менее 0,2 мм с целью удаления поверхностного наклепанного слоя, образующегося при их изготовлении.
Количество остаточного аустенита (QJ) определяли методом внутреннего стандарта, исходя из соотношения интегральных интенсивностей линий (110)а ос-фазы и (111)у у-фазы по формуле [157]:где /(П0)в —интегральная интенсивность линии (110)а сс-фазы; 1(\п)г —интегральная интенсивность линии (Ш)у у-фазы;к — коэффициент, рассчитанный на основании теоретической дифрактограммы (для выбранных пар линий и используемого Fe-излучения к=0,12)
Для выбора оптимальных режимов ТМКП изучали кинетику превращения горячедеформированного аустенита при непрерывном охлаждении после различных режимов, имитирующих термомеханическую обработку опытной стали. Химический состав образцов соответствовал плавке 1 (см. табл. 2.2).
Необходимые условия нагрева и деформации образцов размером 10x8x6 мм достигали на лабораторной прокатной установке, схема которой приведена на рисунке 2.1. Эта установка благодаря наличию 2-х трубчатых микропечей 2, установленных непосредственно у прокатных валков 1, позволяла проводить многократную деформацию малых образцов 3 по любому заданному температурно-деформационному режиму, так как образец после каждого обжатия практически сразу же попадал в печь с заданной температурой, где и находился в течение междеформационной паузы (10 - 12 с), необходимой для установки следующего обжатия и реверса двигателя прокатных валков.
Кинетика полиморфного стимулированного горячей пластической деформацией у-ж-превращения при непрерывном охлаждении
Изучали кинетику у— а-превращения опытной стали 05Г2МФБ после различных режимов термомеханической обработки, близких к режимам завершающих стадий предварительной и окончательной прокатки, применяемым в промышленных условиях. Ставилась задача сравнения двух схем контролируемой прокатки: 1 — с завершением деформации в аустенитной у-области; 2 — с завершением деформации двухфазной у+а-области. На рис. 3.3 схематически показаны режимы обработки исследуемой стали. Температурные режимы деформации были выбраны, на основании термокинетической диаграммы недеформированного аустенита (рис. 3.4). Для построения ТКД недеформированного аустенита образцы обрабатывали по следующей схеме: нагрев до температуры 950 С, выдержка 10 мин., подстуживание вместе с печью до температуры 800 С и затем охлаждение с различными скоростями (см. рис. 3.3, 1 режим).
Имитацию контролируемой прокатки в лабораторных условиях проводили после нагрева до температуры 1150 С и выдержки в течение 10 минут. После этого образцы охлаждали вместе с печью до температуры -1000 С и подвергали предварительной прокатке за два прохода со степенью обжатия 20 % при каждом проходе. После завершения предварительной прокатки при 960 С образцы охлаждали вместе с печью до температуры начала окончательной прокатки со скоростью 0,5 С/с, что примерно соответствует реальной скорости подстуживания подкатов толщиной 50 мм при контролируемой прокатке низколегированных сталей. Окончательную прокатку осуществляли за 3 прохода со степенью деформации 20 % при каждом проходе по двум вариантам: в нижней части у-области (840-800 С) — 2 режим и в межкритической области (780-740 С) — 3 режим (рис. 3.3). На рис. 3.5 и 3.6 показаны ТКД распада деформированного аустенита опытной стали после обработки образцов по режимам 2 и
Из рис. 3.4-3.6 видно, что все приведенные ТКД стали 05Г2МФБ, независимо от режима обработки образцов с деформацией или без деформации, имеют ферритные, бейнитные и мартенситные области, а перлитная область отсутствует вплоть до весьма низкой скорости охлаждения — 0,1 С/с. Следовательно опытная сталь с системой легирования C-Mn-Mo-Nb-V относится к ферритно-бейнитному классу, так как в широком диапазоне скоростей охлаждения ферритное и бейнитное превращения являются доминирующими. Напротив ТКД стали 10Г2ФБ, построенной Хлестовым В.М., имеет перлитную область. На рисунках 3.4 и 3.6 для сравнения показаны пунктирными линиями ТКД для стали 10Г2ФБ состава 0,12% С; 1,62 % Мп; 0,28% Si; 0,033 %Nb; 0,005 %S; 0,014% Р [161].
Необходимо отметить в опытной стали 05Г2МФБ небольшая часть аустенита даже при малых скоростях охлаждения превращается в мартенсит. На кривых охлаждения мартенситное превращение регистрировалось, начиная со скорости 2 С/с. Это связано с тем, что в результате предшествующих превращений аустенита в феррит и бейнит небольшая часть (5-7 %) нераспавшейся у-фазы сильно обогащается углеродом и приобретает очень высокую устойчивость в отношении бейнитного превращения, поэтому она переохлаждается до мартенситного превращения.
ТКД распада аустенита, деформированного в межкритической области (рис. 3.6) не имеет линии начала выделения феррита, потому что феррит выделяется в процессе деформации. В связи с этим в процессе охлаждения невозможно определить температуру Агз. Из рисунка видно, что при ТМКП с завершением деформации в двухфазной у+а-области и последующим охлаждением со скоростями 1,5-2 С/с, характерных для охлаждения листов в условиях листового стана 3600 «МК «Азовсталь», в опытной стали 05Г2МФБ формируется ферритно-бейнитная структура, а в стали 10Г2ФБ — ферритно-перлитная.
Для наглядной оценки влияния деформации на распад аустенита опытной стали 05Г2МФБ, на рис. 3.7 кривые термокинетических диаграмм нанесены на одну координатную сетку. Из рис. 3.7 видно, что пластическая деформация аустенита с завершением деформации при 800 С ускоряет полиморфное у+а-превращение и тормозит бейнитное и мартенситное превращения. Температура начала выделения феррита Агз повышалась на 15-20 С, а линии начала бейнитного Б„ и мартенситного превращений Мн снижались на 10-15 С. При завершении прокатки в межкритической области, как уже отмечалось, невозможно оценить смещение ферритной области. Что же касается бейнитной и мартенситной областей — то они практически совпадают с таковыми в варианте завершения прокатки при 800 С: линии Бн и М„ лежат лишь на 5-Ю С ниже.
Смещение бейнитной области вниз под действием горячей пластической деформации в первую очередь связано с тем, что в деформированном аустените бейнитному превращению предшествует более интенсивное выделение феррита, следовательно у-фаза в деформированных образцах в большей мере обогащается углеродом, чем в недеформированных. Так как углерод сильно тормозит бейнитное и мартенситное превращения [169, 171], то понижение температур начала бейнитного и мартенситного превращений при непрерывном охлаждении горячедеформированного аустенита является закономерным.
Характеризуя в целом термокинетические диаграммы, необходимо отметить, что при всех исследованных вариантах обработки образцов опытная сталь имеет очень низкую устойчивость аустенита в ферритной и бейнитной областях. Даже охлаждение со скоростью 200 С/с еще не полностью подавляет выделение полигонального феррита. Это означает, что при ускоренном охлаждении толстых стальных листов из этой стали можно рассчитывать на получение в изделиях ферритно-бейнитно-мартенситной структуры со значительно увеличивающейся долей феррита в срединных слоях листа.
На рис.3.8, а показано влияние скорости охлаждения на изменение твердости опытной C-Mn-Mo-Nb-V-стали после обработки по режимам без деформации и с деформацией с температурой окончания прокатки при 800 и 740 С в лабораторных условиях. Достаточно отчетливо видно, что при повышении скорости охлаждения наблюдается увеличение твердости.
Количественные оценки параметров микроструктуры опытной стали показали, что повышение твердости металла с увеличением скорости охлаждения связано с измельчением конечной структуры (см. рис.3.8, б) и увеличением доли бейнитной составляющей формирующейся в образцах при непрерывном охлаждении (см. рис. 3.8, в). При скоростях охлаждения выше 200 С/с твердость металла имеет максимальные значения (более 310 единиц), что связано с образованием практически полностью мартенситной структуры при этих скоростях охлаждения.
Необходимо отметить, что при скоростях охлаждения выше 200 С/с образуется низкоуглеродистый пакетный мартенсит, а при меньших скоростях — небольшое количество (4-6 %) высокоуглеродистого мартенсита. Участки высокоуглеродистого мартенсита (однотонная серая составляющая) наблюдаются даже при медленном охлаждении со скоростью 0,1 С/с (рис. 3.9, А). При ускоренном охлаждении участки высокоуглеродистого мартенсита сильно измельчаются и уже при скорости охлаждения 3,5 С/с с трудом различаются при оптических увеличениях.
Влияние температуры отпуска на микроструктуру исследуемых сталей
Изучение микроструктуры показало, что в исходном состоянии в структуре стали 05Г2МФБ, состоявшей из 80 - 85 % феррита и около 18 - 15 % бейнита, содержалось 5 - 7 % мартенситно-аустенитных (МА) участков, выявляемых при оптическом увеличении в виде полностью светлых островковых образований неправильной, часто остроугольной формы (рис. 4.4). Структура листов из стали 10Г2ФБ представляла собой ферритно-перлитную смесь ( 88-90 % Ф + 10-12 % П) (рис. 4.5)
Структура стали 05Г2МФБ претерпевает существенные изменения после отпуска при исследованных температурах, в особенности выше 500 С (см. рис.4.4), в то время как отпуск стали 10Г2ФБ до температур 700 С не приводит к видимым изменениям структуры, выявляемой при оптических увеличениях (рис. 4.5) При повышении температуры отпуска количество мартенситно-аустенитных участков уменьшается, что особенно заметно после отпуска выше 500 С. Так, после отпуска при 550 С встречаются лишь единичные их островки, а при 650 - 700 С они уже не обнаруживаются. Изменение структуры стали 05Г2МФБ после высокого отпуска объясняет наблюдаемое изменение формы диаграммы растяжения от II типа к I.
После нагрева в межкритической области при 800 С структура обеих сталей становится двухфазной, состоящей из феррита и бейнитно-мартенситных участков, образовавшихся при охлаждении в результате распада обогащенного углеродом аустенита (рис. 4.4 и 4.5).
Для более детального выяснения механизма влияния отпуска на механические свойства листов из сталей 05Г2МФБ и 10Г2ФБ, было проведено сравнительное исследование их структуры современными металлофизическими методами, с привлечением оптической и электронной микроскопий, а также рентгенофазового анализа в состоянии: после ТМКП; после ТМКП и дополнительного отпуска при температуре 650 С.
Микроструктура исследуемых сталей в состоянии послетермомеханической контролируемой прокатки показана на рис.4.6. Основнойструктурной составляющей в обеих сталях является полиэдрический феррит,количество которого было около 80 %. Кроме феррита в микроструктурестали 05Г2МФБ наблюдались продукты промежуточного превращениябейнит и игольчатый феррит, а в стали 10Г2ФБ — перлит. В микроструктурестали 05Г2МФБ помимо феррита и продуктов промежуточного превращенияобнаружены светло серые возвышенности, впоследствииидентифицированные как мартенситно-аустенитные (МА) участки. МА-участки лучше просматриваются на изображениях, полученных на сканирующем электронном микроскопе, что определяется большей глубиной резкости этих микроскопов, по сравнению с оптическими микроскопами (рис.4.6, б). В табл. 4.2 приведены обобщенные результаты количественных оценок микроструктурных параметров обеих сталей.
Для идентификации слабо вытравливаемой фазы в стали 05Г2МФБпроведен сравнительный анализ микротвердости структурныхсоставляющих. Оказалось, что эти участки имели максимальную твердость по сравнению с ферритом и бейнитом (табл. 4.2).
Замеры микротвердости проводили на изображениях полученных сиспользованием дифференциально-интерференционного контраста наоптическом микроскопе «Axiovert-200 МАТ», оснащенного приставкой длязамера микротвердости «МНТ-10». При использовании этого методанаблюдения улучшается контраст изображения и увеличиваетсяразрешающая способность, по сравнению со светлым полем, что уменьшаетпогрешность при замере диагоналей отпечатка. На основании замеровмикротвердости предположили, что это мартенситные участки,образовавшиеся из последних порций аустенита, сильно обогатившихсяуглеродом при прокатки металла с завершением деформации в двухфазнойу+а-области, из-за образования большого количества феррита — около70-80 %. Это предположение нашло подтверждение при проведении болеедетального изучения микроструктуры стали 05Г2МФБэлектронномикроскопическим и рентгенофазовым методами.
Электронно-микроскопическое исследование на просвечивающем электронном микроскопе показало, что основную долю сдвиговых фаз в стали 05Г2МФБ составляет бейнит (рис. 4.7, а), который морфологически близок к так называемому глобулярному. Кристаллы бейнита, имеющие высокую плотность дислокаций 10,0-10ncM"2, содержат толстые пластины цементита, а также частицы размером 50 нм. Значительно меньшую долю объема в структуре занимает мартенсит (рис. 4.7, в), скопления кристаллов которого соседствуют с бейнитом. Размер кристаллов мартенсита невелик 1-8 мкм, что объясняется ограниченностью размеров последних порций аустенита, превращающихся в мартенсит. Мартенситные кристаллы преимущественно содержат тонкие двойники (рис. 4.7, д), что свидетельствует о скоплении большого количества углерода в участках аустенита, превратившихся в мартенсит. На основании вышеизложенных наблюдений можно сделать вывод о том, что сдвиговые фазы, такие как бейнит и мартенсит образовались при охлаждении листа в результате превращения аустенита, обогатившегося углеродом, ушедшим из участков,
