Содержание к диссертации
Введение
1. Литературный обзор 11
1.1. Действующие и перспективные требования к нормативно- технической документации на трубную заготовку и газонефтепроводные трубы
1.2. Механизмы упрочнения и их влияние на хладостойкость трубных сталей
1.3. Стали для труб магистральных газопроводов 16
1.3.1 Влияние основных легирующих (углерод, марганец, кремний), микролегирующих (ниобий, ванадий, титан) элементов и вредных примесей на прочностные свойства и хладостойкость стали
1.3.2. Влияние микроструктуры листового проката на прочностные 20 свойства и хладостойкость стали
1.3.3. Свариваемость трубных сталей 24
1.4. Технологические аспекты производства и их влияние на свойства сталей труб магистральных трубопроводов
1.4.1. Классификация видов термомеханической обработки листового проката (ТМО)
1.4.2 Металловедческие основы термомеханической обработки 28
1.4.2.1. Высокотемпературная (рекристаллизационная) и низкотемпературная (контролируемая) прокатка
1.4.2.2. Низкотемпературная (контролируемая) прокатка с ускоренным охлаждением
1.4.3. Методика расчета энергосиловых условий прокатки 42
2. Методики и материалы исследования 49
2.1. Методики исследования 49
2.1.1. Исследование механических свойств 49
2.1.2. Методы исследования микроструктуры 49
2.1.3. Методика изучения структурных превращений аустенита 50
2.1.4. Изучение влияния параметров ускоренного охлаждения на структуру и свойства стали типа 10Г2ФБ путем имитации режимов контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения. Имитация охлаждения толстого листа
2.1.5. Исследование микроструктуры дилатометрических образцов 53
2.1.6. Исследование свариваемости 54
2.2. Материалы исследования 55
3. Анализ влияния химического состава и технологических параметров при прокатке на стане 2800 до его реконструкции на механические свойства, ударную вязкость и хладостойкость листового проката. Разработка металловедческой концепции реконструкции стана 2800
4. Разработка технологии производства листового проката класса прочности К60 (в том числе и особохладостойком исполнении) на реконструируемом стане 2800 с использованием установки ускоренного охлаждения
Изготовление и исследование лабораторных плавок безванадиевой стали К60. Исследование влияния режимов ускоренного охлаждения на механические свойства опытной стали и сравнительная оценка вклада различных механизмов упрочнения в прочностные характеристики стали
Сравнение свариваемости высокопрочных трубных сталей, микролегированных ниобием, ниобием и ванадием
Освоение промышленного производства листового проката экономнолегированной стали (без микролегирования ванадием) класса прочности К60 в условиях ОАО «Уральская Сталь
Выводы по работе 145
Список литературы
- Стали для труб магистральных газопроводов
- Высокотемпературная (рекристаллизационная) и низкотемпературная (контролируемая) прокатка
- Изучение влияния параметров ускоренного охлаждения на структуру и свойства стали типа 10Г2ФБ путем имитации режимов контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения. Имитация охлаждения толстого листа
- Сравнение свариваемости высокопрочных трубных сталей, микролегированных ниобием, ниобием и ванадием
Стали для труб магистральных газопроводов
Имеющиеся результаты показывают [75], что применение ускоренного охлаждения дает возможность повысить прочностные свойства от 40-50 Н/мм для сталей простого состава и до 80-100 Н/мм для более легированных сталей с добавками сильных карбидообразующих элементов, а также устранить полосчатость структуры, это позволит снизить анизотропию свойств и повысить стойкость к сероводородному растрескиванию.
Управление процессами превращения аустенита после завершения деформации является металловедческой основой применения ускоренного охлаждения [76]. Основными параметрами, отвечающими за формирование структуры листа, являются температуры начала, окончания ускоренного охлаждения и скорость охлаждения. Варьируя эти параметры можно получить различные структурные составляющие в листовом прокате из низколегированной стали.
На рисунке 1.11 схематически изображена термокинетическая диаграмма стали, микролегированной ванадием и ниобием. В случае охлаждения со скоростью 1 С/с, конечная структура стали будет состоять из полигонального феррита и перлита. С увеличением скорости охлаждения и снижением температуры превращения уменьшается межпластинчатое расстояние, размер перлитной колонии, возрастает скорость зарождения центров новой фазы при у— а- превращении [27], в структуре начинает преобладать вторая фаза - бейнит. При охлаждении со скоростью 10 С/с перлитное превращение будет подавлено, и сталь будет иметь ферритно-бейнитную структуру. При дальнейшем увеличении скорости охлаждения до 30 С/с в конечной структуре появятся мартенситные участки.
Температура начала ускоренного охлаждения также заметно влияет на тип структурных составляющих [77]. При начале ускоренного охлаждения из аустенитной области (выше Агз) образуется структура игольчатого феррита или бейнита (рисунок 1.12, а). Если ускоренное охлаждение начинать ниже точки Агз, то есть из области, где часть аустенита уже превратилась в феррит (обычно полигональный), то оставшийся аустенит, обогащенный углеродом, превратится в бейнит (рисунок 1.12, Ъ) или мартенсит. Температура прерывания ускоренного охлаждения влияет на тип продуктов превращения и их дисперсность. Прерывание ускоренного охлаждения при относительно высоких температурах может привести к образованию 2-ой фазы в форме цементита (рисунок 1.13, a), a при более низких температурах - в виде бейнита с участками МА фазы (рисунок 1.13, Ъ) или даже мартенсита (возможно отпущенного).
Схематическое изображение термокинетической диаграммы стали, микролегированной ванадием и ниобием, при разных скоростях ускоренного охлаждения [77]
Как было отмечено выше, для получения требуемых структурных составляющих в листе необходимо определить скорость охлаждения и температуры начала и окончания ускоренного охлаждения, при этом нужно иметь в виду, что в ускоренно охлажденном прокате из малоуглеродистых сталей структурные составляющие отличаются от традиционных, полученных во время изотермического превращения.
Поскольку прочность стали прямо связана с микроструктурными составляющими, т.е. прежде всего с прочностью, объёмной долей и распределением фаз в структуре, далее рассмотрим возможные вариации фазового состава сталей категории прочности Х70-Х80.
Для класса прочности Х70 (К60) с умеренными требованиями по вязкости и без гарантии вязкой составляющей в изломе образцов DWTT применяют термомеханическую прокатку с охлаждением на воздухе в толщинах до 15 мм (для Х70) и в толщинах до 25 мм (для К60), при больших толщинах применяют ускоренное охлаждение в обоих случаях.
Прокат категории прочности Х70, К60, не имеющий каких-либо специальных требований, можно производить из стали типа 10Г2ФБ. Комплекс механических свойств, требуемый для такого проката, можно обеспечить традиционной ферритно-перлитной структурой, полученной в результате контролируемой прокатки (рисунок 1.14) [78]. Рисунок 1.14. Микроструктура стали Х70 типа 08ГБФ после КП, Ф+П
Ферритно-перлитные стали подробно изучены. Сделаны выводы, что с увеличением объемной доли перлита температура хрупко-вязкого перехода заметно повышается и уменьшается ударная вязкость именно в области вязкого разрушения [80]. Зёрна перлита в этом случае являются концентраторами напряжения, и способствуют разрушению стали. По результатам исследования [81] получается, что рост числа зерен перлита может повысить прочность на 30 - 40 Н/мм , при этом температура вязко-хрупкого перехода Т50 повышается на 40 С.
Бейнит в структуре стали заметно повышает прочность, но негативно влияет на хладостойкость. Необходимыми структурными составляющими для обеспечения прочностных характеристик стали Х70 в прокате толщиной более 25 мм и повышенной хладостойкости являются матрица из полигонального феррита и в качестве второй фазы игольчатый феррит (рисунок 1.15) [82].
На рисунке 1.16 показано соотношение между пределом текучести и Г50 сталей категории прочности Х70-Х80 [83]. Стали с микроструктурой игольчатый феррит-феррит имеют лучшие комбинации предела текучести и Т50 и прочностные свойства, соответствующие категории прочности Х80.
Добиться оптимальной комбинации прочности, отношения от/ов и Г50 в сталях с ферритной матрицей трудно, поскольку наиболее эффективный метод повышения прочности и ударной вязкости - измельчение зерна, но он ведет к увеличению отношения от/ов. Стали с основой бейнита или игольчатого феррита имеют преимущество - более высокий предел текучести и более низкое отношение от/ов, чем стали с ферритной матрицей. Проблема в недостаточной низкотемпературной ударной вязкости сталей с основой бейнита или игольчатого феррита может быть решена появлением полигонального феррита в качестве второй фазы, которая уменьшит эффективный размер зерна. Поэтому при производстве листового проката класса
Высокотемпературная (рекристаллизационная) и низкотемпературная (контролируемая) прокатка
Зависимость отношения от/ов (требование НТД не более 0,92) листовой стали толщиной 11 мм класса прочности К60 от массовой доли азота (Ті=0,02-0,03%) [от/ов]=0,741-13,99[N], г=0,584
В результате выполненной статистической обработки установлено четкое влияние отношения массовой доли титана к массовой доли азота. При увеличении этого отношения отмечено существенное уменьшение отношения предела текучести к временному сопротивлению. Как видно, при отношении массовой доли титана к азоту, равном 2 и более, практически отсутствуют листы с отношением предела текучести к временному сопротивлению более нормируемого (0,90) техническими условиями ТУ 14-1-5511-2005.
Таким образом, для полного исключения влияния азота необходимо исключить выплавку плавок с массовой долей азота более 0,008% и обеспечить выплавку стали с массовой долей титана 0,020% и более.
Выполнен анализ температуры начала прокатки и температуры окончания прокатки в клети КВАРТО. Прокатка при более низких температурах чем Гкп = 760 С приводит к более высоким нагрузкам на механическое и электрическое оборудование клети. Кроме того, металл при более низких температурах подвержен различным загибам и изгибам. Это приводит к увеличению ударных нагрузок на валки клети КВАРТО и на ролики рольгангов, что создает аварийную ситуацию и приводит к нарушению ритмичности прокатки.
Зависимость отношения от/ов (требование НТД не более 0,92) листовой стали толщиной 11 мм класса прочности К60 от отношения массовой доли титана к массовой доле азота (Ti=0,02-0,03%) [от/ов]=0,96-0,05 [Ti/N], /-=4),61
Анализ случаев получения неудовлетворительных механических свойств листов после контролируемой прокатки показывает, что основной (по количеству случаев) тип неудовлетворительных механических свойств характеризуется низкими значениями относительного удлинения (85 15-21%) в сочетании с завышенными значениями предела текучести, ближе к верхнему нормируемому значению, либо выше его. При этом часто значения отношения предела текучести к временному сопротивлению выше нормируемого значения.
Для проведения металлографических исследований выбрали плавки, листы которых после контролируемой прокатки имели различный уровень пластических свойств -пониженные (т.е. неудовлетворительные), нормальные (т.е. соответствующие нормам технических условий).
При металлографических исследованиях было установлено следующее. Для листов, механические свойства которых характеризуются низкой пластичностью (85 -15-21%), структура стали исследованных марок (класса прочности К60 и марки 10Г2ФБЮ) представляет собой ферритно-перлитную смесь с долей перлита 15-20% (рисунок 3.16, а). Перлит расположен строчками (полосами), полосчатость характеризуется баллом 3-2,5 шкалы ГОСТ 5640. Характерным оказалось строение ферритных участков: наряду с мелкими равноосными зернами феррита, соответствующим баллу 9-10, имеется большое количество крупных, вытянутых в направлении прокатки ферритных зёрен. Вытянутые ферритные зёрна имеют более высокую травимость, а также большую микротвердость (HV = 185±25) в сравнении с равноосными зернами феррита (HV = 145±25). Для листов, комплекс механических свойств которых характеризуется нормальной пластичностью (85 22-23%), структура характеризуется значительно меньшим количеством участков деформированного и большим количеством равноосного феррита (рисунок 3.16 б).
Более подробно особенности внутреннего строения деформированного феррита были изучены при электронно-микроскопических исследованиях.
Микроструктура листовой стали класса прочности К60 после контролируемой прокатки: а -удлинение 16-21%, б-удлинение 22-23% (х 400) Было установлено (рисунок3.17, а), что в субструктуре крупных вытянутых зерен присутствует большое количество свободных дислокаций, что характерно для сильнодеформированного состояния, где не прошла полигонизация; для равноосных зерен феррита характерна полигональная субструктура со значительно более низкой плотностью дислокаций (рисунок 3.17, б).
Совокупность выявленных признаков указывает на то, что значительной части деформации при прокатке листов, имеющих рассматриваемую структуру, предшествовало выделение достаточно большого количества феррита, т.е. деформация указанных листов происходила в двухфазной (у+а) области.
Выполненный сравнительный анализ влияния структурного состояния листов на уровень их механических свойств показал, что увеличение количества деформированного (наклёпанного) феррита снижает пластичность рассматриваемых сталей; при этом, указанное снижение пластичности, как правило, связано со случаями прокатки листов в клети КВАРТО при температурах, ниже рекомендованных.
Для стали обеих марок скорректированного состава была проведена оценка ресурса хладостоикости проката. На рисунке 3.18 показаны частотные распределения значений ударной вязкости, полученных при испытаниях листов. Видно, что достигнутый уровень текущих значений ударной вязкости листов достаточно надёжно обеспечивает соответствующие требования технических условий.
Для оценки порога хладостойкости были проведены сериальные испытания ударной вязкости (рисунок 3.19) на образцах с U- и V-образным надрезом в интервале температур от +20 до - 70 С; в качестве критерия хладостойкости были приняты значения ударной вязкости (KCU = 69 Дж/см и KCV = 49 Дж/см ), соответствующие нормируемым в действующих технических условиях на рассматриваемые марки стали. Как показали результаты исследований, при оценке хладостойкости на образцах Менаже порог хладостойкости при температурах ниже -70 С. При оценке порога хладостойкости на образцах Шарли порог хладостойкости соответствует -70 С.
Приведенные результаты оценки ресурса хладостойкости характеризуют производимый прокат, как имеющий достаточно высокий ресурс хладноломкости.
Высокий уровень ударной вязкости и столь большой ресурс хладноломкости обязаны в значительной степени применяемой комплексной технологией производства; выплавка стали в электропечах и рафинирование на установке ковш-печь обеспечивают высокую чистоту производимой стали по сере и неметаллическим включениям, а технология контролируемой прокатки - достаточно дисперсную ферритно-перлитную структуру.
Достигнутые при текущем производстве листовой стали класса прочности К60 характеристики загрязненности стали неметаллическими включениями и структурное состояние полностью удовлетворяют требованиям, предъявляемым к листовой стали для изготовления электросварных труб второго уровня качества под проект «Восточная Сибирь -Тихий океан».
Изучение влияния параметров ускоренного охлаждения на структуру и свойства стали типа 10Г2ФБ путем имитации режимов контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения. Имитация охлаждения толстого листа
Для создания особохладостойкого (до температуры -40 С) толстолистового проката для труб КС «Портовая» диаметром 720 мм, удовлетворяющего кроме стандартных требований к листовому прокату К60 (Х70), более жестким требованиям по ударной вязкости KCV 200 Дж/см2, ИПГ(-40С) 90%, отношению от/ов 0,88 (поперечные образцы) и дополнительным требованиям к равномерному удлинению ( 10%), относительному сужению ( 70%) и CTOD (не менее 0,20 мм при -20 С) был разработан химический состав стали, отличающийся пониженным содержанием углерода (до 0,06-0,07%), и, учитывая большую толщину проката (29,3 мм) - сбалансированным легированием элементами, повышающими устойчивость аустенита: марганцем до 1,7%, никелем до 0,5%, молибденом до 0,10% и экономным микролегированием: ниобием до 0,05%, ванадием до 0,04% и титаном до 0,02%. Также было ограничено содержание вредных примесей (серы до 0,002%), фосфора до 0,010%) для повышения сопротивления стали хрупкому и вязкому разрушению.
В таблице 4.17 приведен фактический химический состав опытной плавки особохладостойкой стали класса прочности К60 (Х70).
Технология производства, включающая в себя нагрев слябов под прокатку до 1180-1200 С, прокатку в клетях ДУО и КВАРТО с регламентированными обжатиями, толщиной подката, равной 3,5-4 кратной толщине листа и температурой окончания прокатки ниже 800 С, ускоренное охлаждение до температур ниже 600 С позволила получить высокий уровень механических свойств (таблица 4.18).
1. С учетом особенностей работы нового и реконструированного оборудования в пределах требований НТД скорректирован химический состав стали класса прочности К60 (Х70) для обеспечения механических свойств, удовлетворяющих требованиям нормативной технической документации. Листовой прокат класса прочности К60 (Х70), произведенный по ТУ 14—1— 5511—2005 и ТУ 14-1-5493-2004, должен содержать: С 0,06-0,08%; Si 0,25-0,35%; Мп 1,55-1,70%; Cr, Ni, Си не более 0,10% каждого; S не более 0,003%; Р не более 0,015%; Nb 0,060-0,080%; V 0,050-0,070%; Ті 0,020-0,030%; Al 0,020-0,050%.
2. Разработана технология производства листового проката толщиной до 23 мм из стали класса прочности К60 по технологии: контролируемая прокатка и контролируемая прокатка с ускоренным охлаждением на реконструированном оборудовании стана 2800 ЛПЦ-1 ОАО «Уральская Сталь».
4. Микроструктура листового проката из стали класса прочности К60, произведенного по разработанной технологии - контролируемая прокатка с ускоренным охлаждением представляет собой ферритно-бейнитную смесь (феррита 50%, низкоуглеродистого бейнита и игольчатого феррита 45-50%); размер ферритного зерна соответствует баллу 11-12 по ГОСТ 5639; полосчатость структуры отсутствует.
5. Разработанная технология производства позволяет получать высокую однородность механических свойств, как по площади листа, так и от листа к листу в партии.
6. Разработана технология производства листового проката толщиной 29,3 мм из стали класса прочности К60 (Х70) в особохладостойком исполнений для проекта КС «Портовая». Химический состав стали отличается от обычного исполнения пониженным содержанием углерода до 0,06-0,07%, и, учитывая большую толщину проката 29,3 мм - сбалансированным легированием элементами, повышающими устойчивость аустенита - марганцем до 1,7%, никелем до 0,5% молибденом до 0,10% и экономным микролегированием: ниобием до 0,05%, ванадием до 0,04% и титаном до 0,02%. Также было ограничено содержание вредных примесей (серы до 0,002%, фосфора до 0,010%) для повышения сопротивления хрупкому и вязкому разрушению стали. Результаты показали, сто свойства проката промышленного опробования производства листов по разработанной технологии полностью соответствуют требованиям нормативной технической документации.
5. Изготовление и исследование лабораторных плавок безванадиевой стали К60. Исследование влияния режимов ускоренного охлаждения на механические свойства опытной стали и сравнительная оценка вклада различных механизмов упрочнения в прочностные характеристики стали
Для проведения исследований плавки трех вариантов химического состава (таблица 5.1) обработаны по режимам контролируемой прокатки (КП) и контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением (КП+УО). Выплавку стали осуществляли в индукционной печи. Масса плавки 30 кг. Температура металла перед разливкой составляла 1540-1550 С. Время выплавки составляло 30-35 мин. Температурно-временной режим выплавки обеспечивал минимальный угар легирующих элементов. Расплавление и дальнейшую обработку металла проводили под слоем шлака с целью защиты зеркала металла от попадания кислорода, азота и водорода из атмосферы. Технология выплавки предусматривала ввод раскислителей, модификаторов, легирующих и микролегирующих элементов как в виде проволоки, так и в виде технологических взвесей.
Разливку жидкого металла производили открытым способом с промежуточным выпуском металла в подогретый ковш. Температура ковша перед выпуском составляла 700-800 С для исключения замораживания металла. Разливка осуществлялась максимально быстро для обеспечения перемешивания и получения однородного металла. Разливку проводили в изложницы с прибыльной надставкой. Масса слитка не превышала 10 кг. Перед нагревом под прокатку от слитка удалялась прибыльная часть. Нагрев заготовок под прокатку осуществляли в электрической нагревательной печи до температур 1170 и 1240 С, время нагрева составляло 90 мин. Перед черновой стадией прокатки слитки прокатывались в клети за два прохода с промежуточной кантовкой на 90С для эффективного удаления печной окалины с целью повышения точности измеряемой температуры (стационарным и ручным пирометром) и придания слитку правильных геометрических размеров. Обжатия за два прохода не превышали 2%.
Сравнение свариваемости высокопрочных трубных сталей, микролегированных ниобием, ниобием и ванадием
По результатам механических испытаний из трех листов первого варианта два листа имеют заниженный уровень относительного удлинения (18,5 и 21,0 при норме 22,0), из трех листов второго варианта один лист имеет заниженные значения относительного удлинения (20,0 при норме 22,0). По прочностным свойствам, ударной вязкости и тесту ИНГ все листы удовлетворяют требованиям, предъявляемым к штрипсам класса прочности К60. При этом листы, прокатанные с ускоренным охлаждением, обладают более высоким пределом текучести и временным сопротивлением, выше на 10 и 20 МПа соответственно. Уровень ударной вязкости и теста ИНГ примерно одинаков.
На основе полученных результатов опытной партии листового проката толщиной 11 мм в количестве 6 листов скорректировали технологию производства и прокатали вторую партию по опытному режиму из 10 слябов.
При производстве второй опытной прокатки по режиму контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением (вариант 1) для увеличения времени между концом чистовой прокатки и началом ускоренного охлаждения использовали последний холостой проход для повышения относительного удлинения.
При использовании технологии контролируемой прокатки (вариант 2) скорректировали температуру окончания прокатки на 15С вверх для получения более высокого относительного удлинения.
Также для обоих вариантов увеличивали количество проходов в клети ДУО до 11 и снизили толщину подката до 50 мм - таблица 7.7.
Нагрев слябов производили по целевой уставке 1180 С. Фактическая расчетная температура нагрева на выдаче слябов составила 1180-1194 С. Разница между заданной фактической (расчетной) температурой составила в среднем 36С.
Прокатку в клети ДУО производили за 11 проходов до подката толщиной 50мм. Последний пропуск холостой. Относительные обжатия в клети ДУО после разбивки ширины составили в среднем 12% (4 прохода).
Прокатку в клети КВАРТО производили за 9 проходов с последним холостым для варианта 1 и 11 проходов для варианта 2, относительные обжатия в клети КВАРТО составили 17 и 12,5% соответственно. Температура окончания прокатки для варианта 1 в среднем была 816 С при заданной 815 С, для варианта 2 в среднем 772 С при заданной 775 С.
При производстве по варианту 1 использовалось ускоренное охлаждение проката. При заданной ГкУО = 620 С, средняя температура листов после охлаждения составила 612 С, однако фактическая интенсивность отличалась от заданной в большую сторону на 9 С/с. При ускоренном охлаждении были задействовано для всех листов 6 секций сверху (№№ 1,3,5,7,9,11,13) и 5 снизу (№№4,6,8,11,13).
Результаты испытаний механических свойств листов, прокатанных по первому варианту (с ускоренным охлаждением) прокатки, показали полное соответствие требованиям для класса прочности К60. Из 5 листов второго варианта (контролируемая прокатка) 2 листа имеют заниженные значения временного сопротивления (580 при норме 590). При этом листы, прокатанные с ускоренным охлаждением, обладают более высоким пределом текучести и временным сопротивлением, выше на 25 и 20 МПа соответственно. Относительное удлинение для обоих вариантов прокатки находится на одном уровне и в среднем составляет 26,5%, что выше уровня относительного удлинения при первому варианту в среднем на 5,7% абс. По ударной вязкости и тесту ИПГ все листы удовлетворяют требованиям, предъявляемым к штрипсам класса прочности К60. Уровень ударной вязкости примерно одинаков для листов, прокатанных с ускоренным охлаждением и без него, хотя несколько ниже, чем при первой опытной прокатке плавки Z32233 (в среднем на 20 Дж/см ).
Поэтому были проведены специальные металлографические и в том числе электронномикроскопические исследования для сравнения структурного и субструктурного состояний ванадиевого и безванадиего ускоренно охлажденного штрипса. Как видно (см. рисунок 7.3) из представленных данных, микроструктурное состояние проката штрипса, полученного по технологии КП+УКО, из плавки содержащей ванадий, и из плавки, не содержащей ванадий, практически одинаковое. В обоих случаях это дисперсная ферритно-бейнитная структура с отдельными участками перлита, в случае наличия ванадия, имеющая менее дисперсное состояние (рисунок 7.4). Это свидетельствует о том, что в случае применения технологии упрочнения штрипса - контролируемая прокатка с окончанием в нижней части аустенитной области (840-790 С) и последующего ускоренного охлаждения (скорость охлаждения 15 С/с), микролегирование ванадием практически не участвует в дисперсионном твердении и, следовательно, не влияет на комплекс механических свойств штрипса.
Далее, выполняли работы по исследованию кинетики фазовых превращений опытной плавки VI1770 стали класса прочности К60 без микролегирования ванадием. Указанную работу проводили на деформационном дилатометре BARH 805 (ФГУП «ЦНИИчермет И.П. Бардина») на образцах диаметром 5 мм, длиной 10 мм по схеме:
Из представленных данных видно, что в стали класса прочности К60, не содержащий ванадий в качестве микролегирующей добавки, при скорости охлаждения менее 10 С/с образуется ферритно-перлитная структура. Повышение скорости охлаждения до 20 С/с приводит к появлению в структуре бейнита в количестве до 30%, при этом перлитная область практически перестает существовать. При скоростях охлаждения выше 30 С/с в структуре металла практически полностью исчезает феррит и появляется мартенсит.
