Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Литературный обзор 13
1.1 Основные требования предъявляемые к высокопрочным сталям для труб магистральных газопроводов 13
1.2 Современные стали для производства листового проката для труб класса прочности К60-К65 17
1.2.1 Современный подход к созданию высокопрочных трубных сталей для труб 17
1.2.2 Механизмы упрочнения низколегированных трубных сталей 18
1.2.3 Влияние элементов химического состава на механические свойства и структурное состояние низколегированной стали 24
1.2.4 Влияние химического состава и технологических параметров на структуру стали 36
1.2.5 Влияние параметров микроструктуры на свойства металла при трубном переделе — эффект Баушингера и деформационное упрочнение металла 44
1.3 Технологические параметры производства листового проката класса прочности К60-К65 47
1.3.1 Классификация видов контролируемой прокатки 47
1.3.2 Влияние технологии контролируемой прокатки на структуру и свойства 52
Выводы по главе 64
Глава 2. Материалы и методики исследований 65
2.1 Обоснование выбора исследуемых сталей 65
2.2 Выплавка исследуемых сталей 67
2.3 Прокатка исследуемых сталей 68
2.4 Ускоренное охлаждение исследуемых сталей 69
2.5 Изучение свариваемости опытных сталей 70
2.6 Определение механических свойств 73
2.7 Изучение структуры 74
2.8 Изучение кинетики превращения аустенита при непрерывном охлаждении 74
Глава 3 Исследование влияния режимов контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения на формирование микроструктуры 75
3.1 Исследование кинетики превращения переохлажденного аустенита стали двух химических составов 75
3.2 Исследование формирования структуры при ускоренном охлаждении стали с молибденом 76
Выводы по главе 81
Глава 4 Исследование влияния химического состава на механические свойства и структуру листового проката 83
1 Влияние химического состава на прочностные свойства стали 83
2 Хладостойкость опытных сталей. Определение критической температуры хрупкости 84
3 Влияние химического состава на микроструктуру стали 90
Выводы по главе 97
Глава 5 Исследование влияния режимов контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения на структуру и механические свойства 99
1 Влияние режимов контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения на комплекс механических свойств 99
2 Влияние режимов контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения на комплекс механических свойств на лабораторном стане 101
3 Влияние режимов контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения на микроструктуру исследованных сталей 107
Выводы по главе 111
Глава 6 Исследование свариваемости листового проката класса прочности К65 различных вариантов химического состава 113
1 Исследование свариваемости экспериментального листового проката из стали легированной молибденом класса прочности К65 113
2 Исследование свариваемости листового проката класса прочности К65 из безмолибденовой стали 123
Выводы по главе 133
Глава 7 Промышленное опробование производства листового проката класса прочности К65 на ОАО «АМК» 134
1 Промышленное опробование производства листового проката класса прочности К65 из безмолибденовой стали в условиях ОАО «АМК» 134
Выводы по главе 143
Общие выводы 144
Список литературы 146
Приложение 156
- Влияние элементов химического состава на механические свойства и структурное состояние низколегированной стали
- Хладостойкость опытных сталей. Определение критической температуры хрупкости
- Исследование свариваемости экспериментального листового проката из стали легированной молибденом класса прочности К65
- Промышленное опробование производства листового проката класса прочности К65 из безмолибденовой стали в условиях ОАО «АМК»
Введение к работе
Актуальность темы.
Важным этапом развития трубной отрасли России является постоянное повышение технических требований к трубам и листовому прокату 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 (ов > 650 Н/мм ): ударной вязкости (KCV" >250 Дж/см ), хладостойкости, трещиностойкости, а также расширение размерного сортамента производимого толстолистового проката (h>20 мм).
В настоящее время на металлургических комбинатах и трубных заводах проведена большая работа по модернизации оборудования. Новое прокатное оборудование вместе с установками ускоренного охлаждения (ОАО «ММК», Чер МК ОАО «Северсталь», ОАО «Уральская Сталь», ОАО «АМК») позволяет производить толстолистовой прокат из стали нового поколения класса прочности К65, а на новейшем оборудовании трубных заводов (ОАО «ВМЗ», ОАО «ИТЗ», ОАО «ВТЗ», ОАО «ЧТПЗ») высококачественные одношовные трубы диаметром до 1420 мм. Однако на момент начала настоящей работы марочный и размерный сортамент производимого проката не удовлетворял требованиям трубной промышленности: производилось значительное количество стали устаревших марок с низкой прочностью (типа 17Г1С-У) в листовом прокате ограниченных толщин (до 20 мм), для обеспечения требуемого комплекса свойств широко применялась энергозатратная технология производства стали, повышавшая себестоимость продукции, прокат обладал невысокими потребительскими свойствами. В тоже время у основного заказчика высококачественных труб возникает потребность в трубах класса прочности Кб 5 с высокой хладостойкостью и гарантированными значениями ударной вязкости при пониженных температурах (- 40 С) (табл. 1).
Таблица 1. Требования по механическим свойствам газопроводных
труб класса прочности Кб 5
Примечание:
* - требование по ударной вязкости ТУ 14-105-843-2008 при производстве листового проката для труб диаметром 1420 мм на 120 атм. ** - требования по ударной вязкости ТУ 14-1-5546-2006 при производстве листового проката для труб диаметром 1420 мм на 100 атм.
В литературных источниках приводится много примеров по разработке новых сталей для труб класса прочности К65, однако химический состав сталей не публикуется полностью. Практически нет сведений о параметрах технологии термомеханической прокатки и ускоренного охлаждения. Не всегда ясно, какая микроструктура проката является
наиболее благоприятной для получения заданного комплекса свойств и как ее получить при прокатке.
Исходя из изложенного, актуальной задачей является разработка технологических схем производства, обеспечивающих изготовление металлопродукции с использованием термомеханической обработки с ускоренным охлаждением. 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.
Целью диссертационной работы:
Установление закономерностей формирования структуры и свойств низколегированных трубных сталей в зависимости от химического состава сталей и технологических параметров термомеханической прокатки и последующего ускоренного охлаждения.
Разработка на основе определенных закономерностей рекомендаций по химическому составу стали и технологии термомеханической прокатки с ускоренным охлаждением для промышленного производства хладостойкой стали класса прочности К65 для труб магистральных газопроводов северного назначения.
Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:
провести исследование влияния химического состава на формирование комплекса свойств листового проката;
- изучить влияние параметров термомеханической прокатки и
ускоренного охлаждения на формирование механических свойств проката;
- изучить влияние микроструктуры на механические свойства стали
различного химического состава в зависимости от режима контролируемой
прокатки и ускоренного охлаждения;
- определить рациональный химический состав стали и режимы
прокатки с ускоренным охлаждением для получения свойств проката для
труб класса прочности Кб 5;
провести сопоставительное исследование свариваемости сталей для труб класса прочности К65 различных вариантов химического состава;
провести опробование промышленное изготовления проката класса прочности К65 (Х80) на основе проведенных разработок.
Научная новизна.
1. Определена микроструктура высокопрочной трубной стали класса прочности К65, обеспечивающая требуемое сочетание прочности с высокой вязкостью при отрицательных температурах (-40 С) и хладостойкостью, состоящая из игольчатого феррита (-80%) с размером пластин 10-15 мкм, полигонального феррита (размером 10 мкм) 15-20% и фазы МА (не более 5%).
Получены количественные данные по влиянию объемной доли игольчатого (бейнитного) феррита на прочностные свойства феррито-бейнитной стали. Установлено что увеличение объемной доли игольчатого феррита на 1% дает прирост временного сопротивления на 1,2 Н/мм и предела текучести на 0,96 Н/мм .
Показано, что присутствие в микроструктуре углеродсодержащей фазы МА в количестве не более 5% положительно влияет на ударную вязкость и хладостойкость стали. Увеличение объемной доли фазы МА приводит к снижению ударной вязкости, хладостойкости и отношения предела текучести к временному сопротивлению. При уменьшении объемной доли фазы МА в структуре образуется бейнит с выделениями карбидов (цементит), что также отрицательно влияет на ударную вязкость и хладостойкость стали.
На базе низкоуглеродистой стали разработана оптимальная система легирования стали класса прочности Кб5 с высокой вязкостью, с элементами, повышающими устойчивость аустенита (Ni, Mo, Си, Мп) и микролегированная ниобием и титаном (сталь типа 06Г2МНДБТ).
Установлено, что механические свойства стали класса прочности Кб 5 с высокой ударной вязкостью при отрицательных температурах обеспечиваются на стали типа 06Г2МНДБТ при использовании термомеханической обработки с окончанием деформации при температурах, на 20-50 С выше критической точки Агз, и последующим ускоренным охлаждением со скоростью 15-20 С/с до температур 500-560 С.
Установлено, что при снижении требований по ударной вязкости свойства стали класса прочности К65 в прокате толщиной до 20 мм могут быть обеспечены на безмолибденовой стали типа 06Г2НДБТ.
Практическая значимость и реализация работы в промышленности.
На основании проведенных исследований и установленных закономерностей формирования микроструктуры и механических свойств разработана промышленная технология производства листового проката для изготовления труб большого диаметра класса прочности Кб 5.
Разработаны химические составы стали класса прочности Кб 5 и параметры технологии контролируемой прокатки и последующего ускоренного охлаждения при производстве толстолистового проката класса прочности Кб 5.
Разработан химический состав и технология промышленного производства высоко вязких сталей класса прочности Кб 5, предназначенных для труб диаметром 1420 мм на рабочее давление 120 атм., для комбинатов ОАО «ММК» и Чер МК ОАО «Северсталь».
Впервые в СНГ опробовано в промышленных условиях (ОАО «Алчевский металлургический комбинат») производство хладостойкого
проката класса прочности К65 из безмолибденовой стали толщиной до 20 мм для электросварных труб большого диаметра.(акт освоения)
Показано, что комплекс механических свойств листового проката класса прочности К65 может быть достигнут при различных структурах (феррит и 50% бейнита, преимущественно игольчатый феррит, феррит и мартенсит) за счет применения различных систем легирования и схем термомеханической прокатки. Оптимальным вариантом с точки зрения вязкости, хладостойкости, прочностных свойств и пластичности является низкоуглеродистая сталь системы легирования C-Mn-Mo-Ni-Nb со структурой феррит - игольчатый феррит - фаза МА.
Показано, что завершение чистовой стадии прокатки выше точки АгЗ и последующее ускоренное охлаждение позволяет получить временное сопротивление на 45 Н/мм выше, чем при прокатке с завершением в у+а-области.
Основные научные положения, выносимые на защиту.
Установленные закономерности влияния систем легирования и параметров контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения на формирование микроструктуры и механических свойств проката класса прочности Кб 5.
Предложенные системы легирования (1-й и 6-й варианты химического состава, а также безмолибденовая сталь) и соотношения химических элементов и элементов микроструктуры для получения листового проката с механическими свойствами класса прочности К65 (в соответствии с требованиями потребителей) для труб диаметром 1420 мм.
Результаты опробования производства безмолибденовой стали класса прочности Кб 5 и технология ее изготовления для производства труб с толщиной стенки до 20 мм в соответствии с требованиями потребителей.
Влияние составляющих микроструктуры на уровень механических свойств, хладостойкости и свариваемости сталей класса прочности К65.
Апробация работы. Основные положения и результаты работы доложены и обсуждены на ряде конференций, в том числе: на 3-й международной конференция «Металлургия XXI века» (Москва 2007г.); на 1-й и 2-й конференциях молодых специалистов ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» 2008г. и 2010 г.; на международной конференции «Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов» (Москва, 2009г.)
Публикации. По теме диссертационной работы опубликовано семь печатных работ, в том числе четыре работы - в рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК РФ.
Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, семи глав, общих выводов, библиографического списка из 127 наименований и приложений; изложена на 146 страницах машинописного текста, содержит 58 рисунков и 32 таблицы.
Автор выражает глубокую благодарность сотрудникам Центра сталей для труб и сварных конструкций ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» за содействие в выполнении работы.
Влияние элементов химического состава на механические свойства и структурное состояние низколегированной стали
Углерод. Одним из самых простых и дешёвых способов повышения прочностных свойств стали является повышение содержания углерода. Однако эффект упрочнения сопровождается снижением сопротивлению хрупкому разрушению и ухудшением свариваемости [31, 44, 49-52, 92,110]. С увеличением содержания углерода повышается устойчивость аустенита при непрерывном охлаждении [53, 54, 93], за счет чего повышается объемная доля перлита и бейнита. Наблюдаемые изменения в структуре приводят к описанным выше изменениям механических свойств. Основной положительный момент упрочнения углеродом - рост ав опережающий рост ат что связано с небольшим измельчением зерна феррита(ат) и увеличением объемной доли перлита(ав). Снижение содержания [С] позволяет увеличить в стали концентрацию [Мп], что благоприятно для получения бейнитной составляющей в структуре. При содержании углерода ниже 0,08-0,09% кристаллизация расплава не претерпевает перитектической реакции. В этом случае кристаллизация идет через 5-феррит, где диффузия элементов расплава больше, поэтому ниже сегрегация, что особенно важно в случае высоких содержаний марганца.
Марганец существенно упрочняет сталь, упрочнение первоначально сопровождается улучшением сопротивления хрупкому разрушению[55], но при 1,5 - 2,0 % Мп критическая температура хрупкости повышается. Марганец эффективно упрочняет твердый а-раствор- за счет значительных различий атомных радиусов. Легирование марганцем понижает температуру превращения, что приводит к измельчению зерна феррита и участков перлита. Ведущую роль в формировании необходимой прокаливаемое отводят марганцу, содержание которого составляет 0,80-1,50 %. Однако чрезмерное легирование марганцем имеет ряд недостатков, связанных в первую очередь, с его повышенной способностью к ликвации [56, 94]. Марганец снижает степень блокировки дислокаций сегрегациями (снижает коэффициента ку в уравнении Петча - Холла). Ухудшение хладостойкости стали с содержанием марганца 1,5 - 2,0 обусловлено его воздействием на кинетику распада аустенита приводящему к образованию бейнита.
Кремний. Наиболее сильно твердый раствор упрочняется кремнием. Предел текучести возрастает на 85 Н/мм на 1 % массовой доли Si [20,95] при содержании кремния более 0,5% происходит повышение температуры вязкохрупкого перехода, наиболее интенсивно охрупчивание наблюдается при содержании кремния более 1,0% [57, 96]. Увеличение содержания Si вызывает чрезмерное твердорастворное упрочнение и усиливает действие А1, "выталкивая" азот и углерод из твердого раствора. Обычно для изготовления труб используются спокойные стали, содержащие 0,02 - 0,06 % остаточного алюминия.. Это обеспечивает связывание всего азота в нитрид TiAIN (который сдерживает рост аустенитного зерна) и повышение хладостойкости.
В марганецсодержащей стали (0,2% С) хром до 0,7% слабо влияет на ее стандартные свойства и не изменяет соотношения структурных составляющих (несколько укрупняет зерно). При больших количествах хрома появляются продукты промежуточного превращения, что сопровождается резким увеличением прочности и снижением пластичности и вязкости. Работа развития трещины также снижается с увеличением содержания хрома.
Никель оказывает слабое влияние на стандартные механические свойства марганецсодержащей низколегированной стали, но при введении его в содержаниях менее 1% он понижает температуру вязко-хрупкого перехода и повышает величину работы развития трещины. При больших концентрациях никеля в стали наблюдается ухудшение хладостойкости металла.
Характер влияния меди на ударную вязкость и хладостойкость зависит от содержания и распределения меди: при небольших концентрациях она подобна никелю, а при больших ( 0,4%) снижает вязкость и хладостойкость низколегированных сталей. .
Применение молибдена в системе легирования сталей основывается на его способности тормозить перлитное превращение с стали при охлаждении (для формирования бейнитной составляющей микроструктуры), а также препятствовать росту карбонитридов ниобия и ванадия.
Микролегирующие элементы - ниобий, ванадий, титан.
Ниобий является эффективным микролегирующим элементом для измельчения зерна аустенита и феррита в процессе нагрева под прокатку или термическую обработку[5 8]. Кроме того, ниобий имеет максимальный эффект торможения рекристаллизации аустенита при термомеханической прокатке, которая приводит к такому измельчению зерна, которое не может быть достигнуто никаким процессом термической4 обработки. Другие полезные эффекты ниобия - снижение температуры у-ос превращения за счет твердорастворного эффекта и дисперсионное упрочнение [28, 97]. В свою очередь, ванадий является высокоэффективным элементом для дисперсионного упрочнения стали, которое осуществляется благодаря выделению частиц V(C,N) в ферритной области.
Ниобий! эффективен с точки зрения всех процессов структурообразования, в то время как ванадий, например; оказывает слабое влияние на рост зерна и кинетику рекристаллизации; аустенита, поэтому ванадий целесообразно использовать только, в комплексе с другими микродобавками для дисперсионного упрочнения [28, 97]:
1) Эффект упрочнения, при введении 0,01% Nb примерно в два раза выше, чем ванадия;
2) Упрочнение при микролегировании ниобием сопровождается повышением хладостойкости стали, чего не наблюдается при введении в сталь ванадия.
Титан формирует карбонитриды, которые стабильны при высоких температурах в аустенитной области и позволяют контролировать размер зерна аустенита при нагреве перед горячей деформацией, а также при сварке, особенно в зоне термического влияния (при малых добавках 0,01-0,02%). Для упрочнения титан использовать нецелесообразно, поскольку требуемый эффект достигается при больших его содержаниях, при этом значительно снижается вязкость зоны термического влияния при сварке [28, 97].
Влияние серы и фосфора на свойства стали.
Известно, что степень и даже характер влияния загрязненности стали примесями и неметаллическими включениями могут принципиально изменяться в зависимости от уровня прочности и структуры сталей, а также от конкретной морфологии включений и формы присутствия примесей [59, 60,121].
В требованиях к повышенной чистоте часто объединяют ограничения по содержанию серы и фосфора, однако механизм их влияния на свойства стали принципиально различается. При этом самостоятельная роль фосфора в низколегированных сталях, а тем более совместного присутствия фосфора и серы изучена очень ограниченно [61, 122].
Очистка стали от фосфора усиливает эффект повышения ударной вязкости, полученный в результате глубокой десульфурации, практически вдвое. В свою очередь, дефосфорация стали эффективно улучшает комплекс механических свойств и уменьшает их анизотропию только при низком содержании серы ( 0,010% S). При повышении прочности стали чувствительность ударной вязкости к уровню содержания серы" несколько снижается.
Глубокая десульфурация (ниже 0;010%), обеспечивающая существеннное улучшение вязкости стали [62, 111, 112], может быть суммарно оценена как важнейший фактор улучшения хладостойкости экономнолегированных сталей повышенной прочности (ао,2 450 Н/мм ), допуская благодаря запасу вязкости прокатку при температурах значительно ниже 750С.
Таким образом, разработка металлургических процессов, обеспечивающих одновременно глубокую очистку стали от серы и фосфора, является актуальной задачей.
Влияние азота на свойства стали
Азот снижает ударную вязкость как в зоне основного металла так и в зоне теплового воздействия, и должен удерживаться на довольно низком уровне. При низком содержании азота увеличивается растворимость ниобия в аустените, что повышает предел текучести. Положительное влияние малого содержания азота в том, что он совместно с микролегирующими элементами образует их карбонитриды, которые вносят дополнительный вклад в упрочнение стали.
На рис. 1-2 представлено влияние элементов химического состава стали на свойства проката [44].
Хладостойкость опытных сталей. Определение критической температуры хрупкости
Исследование хладостойкости опытных сталей проводили на образцах с острым надрезом при температурах испытания от минус 20 до минус 100 С. Результаты испытания на ударную вязкость представлены в таблице 18 и на рисунке 23.
Из представленных данных следует, что сталь системы легирования Мо-Cu имеет максимальные значения ударной вязкости во всем исследованном интервале температур независимо от режима прокатки, (KCV = 227 - 295 и KCV"100 = 125 — 229Дж/см2), критическая температура хрупкости этой стали находится ниже минус 100 С.
Самая прочная сталь № 3 при температурах испытаний до минус 40 С показала сопоставимые результаты с другими сталями, но при температурах ниже минус 40 С имеет более низкие значения ударной вязкости.
Зависимость доли волокна в изломе ударных образцов KCV от температуры испытания показаны на рис. 24.
При испытаниях в интервале температур — 20 - - - 100 С температура вязко-хрупкого перехода Т8о были определены для плавок № 2 - 6, для плавки 1 температура вязко-хрупкого перехода Т8о лежит ниже минус 100 С. Температура вязко-хрупкого перехода опытных плавок представлена в таблице 19.
Плавки с химическим составом №1 и №2 показали не только высокий уровень ударной вязкости (KCV 142-258 Дж/см ), но и температуру вязко-хрупкого перехода лежащую ниже минус 100 С.
Таким образом, опробование в экспериментальных условиях различных схем контролируемой прокатки и охлаждения показало, что стали выбранных композиций легирования обеспечивают по прочностным свойствам, пластичности, ударной вязкости и хладостойкости уровень требования к сталям класса прочности К60, К65.
Стали № 1 и 6 показали себя как наиболее технологичные. При всех исследованных режимах контролируемой прокатки эти стали отвечают требованиям класса прочности К65 (Х80). Они могут быть рекомендованы как перспективный материал класса прочности Х80 (К65) для контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением.
Из приведенных данных видно, что максимальными значениями ударной вязкости во всем интервале температур обладает сталь системы легирования Мо-Cu (плавка 1), (KCV.2o = 295 и KCV.)0o = 229Дж/см2), критическая температура хрупкости (Т80) этой стали находится ниже минус 100 С. Самая прочная сталь № 3 при температурах испытаний до минус 40 С показала сопоставимые результаты с другими сталями, но при температурах ниже минус 40 С имеет более низкие значения ударной вязкости. При испытаниях на ударную вязкость в интервале температур - 20 + - 100 С температура вязко-хрупкого перехода Т80 были определены для плавок № 3 -5 . Плавки с химическим составом № 1, №2 и №6 показали не только высокий уровень ударной вязкости (KCV.80 142-258 Дж/см ), но и температуру вязко-хрупкого перехода лежащую ниже минус 100 С.
Таким образом, опробование в экспериментальных условиях производства опытных образцов листового проката методом контролируемой прокатки (с завершением в у-области) с последующим ускоренным охлаждением показало, что стали выбранных композиций легирования соответствуют по прочностным свойствам, пластичности, ударной вязкости и хладостойкости уровню требований предъявляемым к сталям класса прочности К65.
Исследование свариваемости экспериментального листового проката из стали легированной молибденом класса прочности К65
На рис. 40, 41, 42 приведена термокинетическая диаграмма распада переохлажденного аустенита стали класса прочности К65 легированной молибденом после нагрева до температуры 1300С, микроструктура и фазовый состав металла околошовной зоны.
Превращения аустенита в околошовной зоне стали класса прочности К65 характеризуются развитой областью бейнитного превращения, которое начинаясь в области очень малых скоростей охлаждения (менее 0,1 С/с), заканчивается при скорости более 300С/с и проходит в интервале температур порядка 100С. Температура начала бейнитного превращения понижается с увеличением скорости охлаждения с 590С при скорости около 113 С/с до 520 С при скорости 80 С/с. Перлитное превращение во всем исследованном интервале скоростей охлаждения полностью "отсутствует. В области скоростей охлаждения, соответствующих реальным видам и режимам сварки, применяемым при изготовлении трубопроводов, полностью подавлено превращение проходящее по диффузионной кинетике с образованием полигонального феррита. Ферритное превращение проходит только в области низких скоростей охлаждения (менее 0,6С/с).
Мартенситная составляющая в структуре околошовной зоны, являющаяся ответственной за образование холодных трещин, появляется при скорости охлаждения после сварки более 80 С/с, что выше скорости охлаждения ОШЗ при выполнении корневого шва при монтажной сварке с малыми тепловложениями, ручной дуговой сварке и автоматической сварке под флюсом. При этом температура начала мартенситного превращения составляет 450 С. Температура конца мартенситного превращения около 310С. При сварке технологических швов в процессе производства труб скорость охлаждения металла ОШЗ составляет порядка 120 С/с и при этом в структуре наблюдается до 15% мартенситной составляющей.
Проведены исследования склонности стали к образованию холодных трещин. Эти исследования предназначены для оценки поведения сталей при монтажной сварке корневого шва на малых погонных энергиях и при выполнении технологических швов. В качестве критерия служит уровень критической твердости HV 10 равный 350 единицам, гарантирующий отсутствие холодных трещин в жестких сварных соединениях под воздействием водорода.
По результатам исследования изменения твердости в зависимости от скорости охлаждения (рис.43) после сварки и, соответственно, структуры установлено, что в области феррито-бейнитных и бейнитных (верхний) превращений твердость, практически, не изменяется и составляет 225 HV 10. Рост твердости наблюдается в бейнитной области при изменении морфологии бейнита с зернистой на игольчатую. С появлением мартенсита в структуре происходит незначительное повышением твердости с 350 до 360 HV 10.
Для исследуемой стали, где критическая твердость 350 HV 10 достигается при скорости охлаждения менее 100 С/с можно гарантировать отсутствие холодных трещин практически при всех видах и режимах сварки, применяемых при производстве трубопроводов.
Величина допустимых скоростей охлаждения после сварки определяется требованиями " по ударной вязкости, предъявляемыми технической документацией к сварным соединениям труб. В соответствии с техническими требованиями к трубам для магистрального газопровода Бованенково-Ухта ударная вязкость металла околошовной зоны при температуре -40 (KCV) должна быть не менее 70 Дж/см2.
Влияние скорости охлаждения после сварки на изменение ударной вязкости позволяет определить «оптимальное» с точки зрения структуры состояние металла околошовной зоны.
Испытания металла ОШЗ показали (рис.44, 45), что максимальный уровень ударной вязкости металла околошовной зоны стали Х80 с достаточно низким содержанием углерода 0,06% и достаточно высоким содержанием никеля (0,37 %) и молибдена (0,263 %) соответствует скорости охлаждния 10С/с для температуры испытания +20С и 45С/с для всех остальных температур испытания и структуре пластинчатого бейнита с некоторым количеством игольчатого бейнита. Снижение температуры испытания приводит к снижению максимального уровня ударной вязкости
Снижение ударной вязкости при увеличении скорости охлаждения выше 45С/с связано с появлением мартенсита в структуре околошовной зоны, вначале мартенсита, образующегося по бейнитной кинетики, а затем при скорости выше 100С/с обычный мартенсит.
Снижение скорости охлаждения с 45 до 10С/с вызывает резкое падение ударной вязкости при отрицательных температурах испытания, что связано с изменением морфологии бейнита, с переходом от пластинчатого к зернистому. Дальнейшее уменьшение скорости охлаждения до 0,1 С/с не приводит к изменению уровня ударной вязкости.
Вследствие благоприятной морфологии продуктов превращения аустенита металл околошовной зоны имеет запас ударной вязкости KCV выше требуемого уровня 70 Дж/см при температуре испытания -40 С в интервале 18-200 С/с, что вкючает монтажную сварку (скорость охлаждения - 30С/с) и сварку в среде защитных газов (скорость охлаждения - 120С/с).
При испытании на режимах автоматической сварки под флюсом труб с толщиною стенки 27,7 мм, когда скорость охлаждения металла ОШЗ составляет порядка 8 — 10 С/с, уровень ударной вязкости резко падает и составляет 20 Дж/см . Однако, принимая во внимание место расположения надреза, которое проходит, в основном, по ЗТВ и основному металлу с высокой ударной вязкостью, можно предположить, что требуемый уровень ударной вязкости по линии сплавления реальных сварных соединений будет обеспечен.
Промышленное опробование производства листового проката класса прочности К65 из безмолибденовой стали в условиях ОАО «АМК»
Для промышленного опробования была выбрана экономно легированная сталь без молибдена, которую дополнительно легировали добавками никеля ( 0,30 %) и меди ( 0,30 %). Основной состав стали приведен в таблице 27.
Поэтому для получения прочностных свойств класса прочности Х80 необходимо более полное растворение ниобия в соответствии с произведением растворимости [6]. Lg[Nb][C+12/14N]= -6770/Т+2Д6
Температуры нагрева слябов были приняты равной 1250±10 С. При такой температуре благодаря мелкодисперсной фазе TiN еще не происходит спонтанный рост зерна аустенита [7]. Режимы нагрева приведены в таблице 29.
Предварительную прокатку в черновой клети заканчивали при температурах 1000-1030 С. Частная деформация в черновой клети составляла не менее 10% при разбивке ширины и 12-15% после разбивк» ширины. Толщина раската передаваемого на чистовую клеть составляла не менее четырех кратной номинальной толщины листа. Заготовки охлаждались на обводном рольганге до температур ниже 900 С и прокатывались в чистовой клети с суммарным обжатием около 80 %. Прокатку заканчивали при температуре выше АгЗ на 40-50 С. Ускоренное охлаждение производили в УКО ламинарного типа. Температура начала ускоренного охлаждения 740-760 С, температура завершения ускоренного охлаждения 560-600 С. Основными технологическими факторами определяющими свойства ускоренно охлажденной стали является температура конца охлаждения и скорость охлаждения. Зависимость механических свойств от режимов прокатки представлены на рис. 52.
Приведенные на рис. 52 результаты показывают, что механические свойства листового проката удовлетворяют требованиям предъявляемым к классу прочности К65 при температуре конца ускоренного охлаждения ниже 610 С. Механические свойства листового проката произведенного по оптимальным режимам представлены в таблице 30.
Как видно из приведенных данных листовой прокат по механическим свойствам полностью удовлетворяют требованиям класса прочности Х80.
На рис. 53 показана зависимость ударной вязкости KCV и доли вязкой составляющей в изломе ИПГ.
Анализ микроструктуры листового проката показал, что основной структурной составляющей в листах из стали класса прочности Х80 в состоянии после контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением был феррит (полигональный и игольчатый), объемная доля игольчатого феррита составляет от 30 до 75% и продукты промежуточного превращения (бейнит -объемная доля которого составляет до 3%) расположенные по границам ферритных зерен. Микроструктура листового проката представлена на рис 54.
Размер крупных зерен феррита 5-10 мкм, мелких 2-5 мкм, длина игольчатых зерен до 25 мкм, ширина 2 - 4мкм. Исследование структуры на электронном микроскопе показало, что кристаллы бейнита располагаются на периферии скоплений полигонального и игольчатого феррита (рис 55).
Цементит выявлен внутри кристаллов бейнита и на границах ферритных зерен в виде тонких прослоек, а также на границах феррита и бейнита. Дисперсные частицы размером 100-200 нм обнаружены в равноосных и игольчатых зернах феррита, однако доля частиц невелика (рис 57). Они являются карбонитридами ниобия, выделившимся в аустените.
Более дисперсные частицы представляющие собой карбонитриды ниобия и ванадия выделившиеся после у— а превращения представляют полукогерентные выделения, обнаружить которые методом электронной микроскопии не удалось.
Строение бейнитной фазы характерно для верхнего (глобулярного, зернистого) бейнита, кристаллы содержат повышенную плотность дислокаций и тонкие пластинки цементита.
Зависимость механическиих свойств от микроструктуры (объемной доли игольчатого феррита) представлено на рис 58. Показано что при наличии в структуре объемной доли игольчатого феррита + бейнита более 45 % механические свойства соответствуют классу прочности Х80. Влияние объемной доли бейнита отдельно не исследовалось из-за небольшой доли.
Листовой прокат был отгружен на ОАО «Выксунский металлургический завод» (ОАО «ВМЗ») и для изготовления прямошовных электросварных труб большого диаметра для магистральных газо- и нефтепроводов. На ОАО «ВМЗ» в трубоэлектросварочном комплексе труб большого диаметра на линии 1020 (цех №4) из поставленного штрипса производили одношовные трубы: 0530x15,5мм; 0530x17,8мм; 072Ох 19,3мм.
Результаты испытаний механических свойств основного металла труб и сварного соединения продольных швов труб представлены в таблицах 31, 32. Как видно из представленных данных трубы по механическим свойствам полностью соответствуют классу прочности К65.
Проведенное исследование позволило установить, что на станах типа «2800», «3000», оборудованных установкой контролируемого охлаждения, возможно производить экономнолегированного листовойго проката в толщинах до 20 мм класса прочности Х80. При этом технология производства листового проката обеспечивает стабильный уровень механических свойств. По разработанной технологии произведена опытная партия проката класса прочности К65 в количестве 2892т. В приложении приведен акт освоения промышленного производства листового прокат класса прочности К65 на ОАО «Алчевский металлургический комбинат».
