Разработка технологии термомеханической обработки полосового и листового проката из низколегированной стали на основе управления формированием ферритно-бейнитной структуры Настич, Сергей Юрьевич

Диссертация - 480 руб., доставка 10 минут, круглосуточно, без выходных и праздников

Автореферат - бесплатно, доставка 10 минут, круглосуточно, без выходных и праздников

Настич, Сергей Юрьевич. Разработка технологии термомеханической обработки полосового и листового проката из низколегированной стали на основе управления формированием ферритно-бейнитной структуры : диссертация ... доктора технических наук : 05.16.01 / Настич Сергей Юрьевич; [Место защиты: Центр. науч.-исслед. ин-т чер. металлургии им. И.П. Бардина].- Москва, 2013.- 399 с.: ил. РГБ ОД, 71 14-5/26

Содержание к диссертации

Введение

Глава I. Современные низколегированные стали с ферритно бейнитной микроструктурой для магистральных трубопроводов 20

1.1 Требования, предъявляемые к прокату и основному металлу труб большого диаметра высоких классов прочности 20

1.1.1 Влияние повышения рабочего давления на механические свойства основного металла труб 20

1.1.2 Влияние трубного передела на механические свойства металла 24

1.1.3 Свариваемость сталей для труб большого диаметра 26

1.1.4 Специфика требований, предъявляемых к рулонному прокату для изготовления спиральношовных труб 28

1.1.5 Проблемы и перспективы производства спиральношовных труб и рулонного проката высоких категорий прочности толщиной до 20 мм 30

1.2 Формирование оптимальной микроструктуры низколегированной стали высоких классов прочности в процессе термомеханической обработки 33

1.2.1 Механизмы упрочнения в низколегированных сталях 33

1.2.2 Сущность технологии термомеханической обработки (контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением) 37

1.3 Особенности ТМО в условиях непрерывных широкополосных станов горячей прокатки при производстве сталей Х70-Х80 54

1.3.1 Технологические особенности производства рулонного проката 54

1.3.2 Особенности реализации ТМО при производстве рулонного проката 59

1.3.3 Влияние химического состава стали на процессы структурообразования при ТМО рулонного проката 68

1.4 Современное состояние технологий производства рулонного проката из высокопрочных трубных сталей 71

1.4.1 Прокатное оборудование для производства рулонного проката высоких категорий прочности с требованиями по хладостойкости 71

1.4.2 Химические составы стали для рулонного проката высоких категорий прочности с требованиями по хладостойкости при ИПГ (DWTT) 73

1.4.3 Опыт изготовления рулонного проката категории прочности Х70 и Х80 зарубежными производителями 75

1.5 Современное состояние вопроса производства толстолистового проката из высокопрочных трубных сталей 79

1.6 Мировой и отечественный опыт применения труб большого диаметра категорий прочности Х70-Х80 и выше 82

1.6.1 Прямошовные трубы, изготавливаемые из толстолистового проката 82

1.6.2 Спирально-шовные трубы, производимые из рулонного проката 84

1.7 Постановка цели и задач исследования 88

Глава II. Материалы и методы исследования 93

2.1 Химические составы исследуемых сталей, производство стали и термомеханическая обработка рулонного и толстолистового проката 93

2.2 Методика исследования 99

2.2.1 Исследование механических свойств 99

2.2.2 Исследование микроструктуры стали 100

2.2.3 Исследование фазовых превращений аустенита при непрерывном охлаждении 104

2.2.4 Лабораторное моделирование влияния параметров двухстадийного охлаждения полосы на отводящем рольганге стана 2000 на фазовый состав, микроструктуру и твердость стали 106

2.2.5 Оценка свариваемости стали по методике имитации воздействия термического цикла сварки на структуру и свойства металла ОШЗ 107

Выводы по главе II 110

Глава III. Изучение условий формирования ферритно-бейнитных микроструктур в низколегированных сталях в процессе ускоренного охлаждения горячедеформированного аустенита и разработка составов стали для рулонного и толстолистового проката 112

3.1 Определение требований к составу стали и технологии ТМО для получения ферритно-бейнитных микроструктур в рулонном и толстолистовом прокате из низколегированных сталей Х70-Х80 112

3.2 Исследование фазовых превращений горячедеформированного аустенита при непрерывном охлаждении (ТКД) на сталях предложенного состава 117

3.3 Изучение особенностей морфологии продуктов бейнитного превращения, получаемых при превращении горячедеформированного аустенита в низколегированных сталях 128

3.3.1 Технологические аспекты получения ферритно-бейнитной микроструктуры низколегированной стали в процессе ТМО 128

3.3.2 Особенности морфологии продуктов бейнитного превращения, получаемых при превращении горячедеформированного аустенита в низколегированных сталях 130

3.4 Выявление особенностей микроструктуры стали класса прочности К65, оказывающих влияние на сопротивляемость стали вязким разрушениям 137

Выводы по главе III 148

Глава IV. Исследование влияния состава стали и параметров технологии на процессы структурообразования применительно к технологическим условиям производства толстых полос (10-16 мм) на непрерывных широкополосных станах горячей прокатки (НШС ГП) 150

4.1 Изучение влияния состава низколегированной стали и температуры нагрева на рост зерна аустенита и растворение частиц карбонитридов Nb 150

4.2 Исследование влияния состава стали Х70-Х80 и температурно-временных параметров прокатки на рекристаллизацию горячедеформированного аустенита, параметры ферритно-бейнитной микроструктуры и свойства проката 155

4.2.1 Влияние температурно-временных параметров деформации на рекристаллизацию аустенита для условий черновых клетей НШС ГП 2000 155

4.2.2 Влияние состава стали и параметров технологии на процессы структурообразования применительно к определению оптимальной температуры начала прокатки в чистовых клетях НШС ГП 2000 159

4.2.3 Влияние температуры начала второй стадии прокатки на механические свойства и микроструктуру полос из стали Х80 с повышенным содержанием Nb 164

4.3 Исследование закономерностей формирования ферритно бейнитной структуры низколегированной стали в процессе ускоренного охлаждения, смотки и последующего охлаждения рулонного проката 168

4.3.1 Анализ условий структурообразования в низколегированной стали в процессе ускоренного охлаждения толстых полос и смотки рулонного проката 168

4.3.2 Изучение влияния температуры конца ускоренного охлаждения на структуру стали Х80 с разным уровнем легирования 171

4.3.3 Исследование влияния температуры смотки на характеристики структуры промышленной стали 07Г2НДФБ 173

4.3.4 Изучение морфологических особенностей игольчатого феррита, формирующегося при температуре смотки полосы в верхней части области бейнитого превращения 180

4.3.5 Исследование структурообразования низколегированной стали Х70 в процессе УО, производимого в две стадии с перегибом кривой интенсивности охлаждения 183

Выводы по главе IV 192

Глава V. Разработка режимов термомеханической обработки, обеспечивающих высокую хладостойкость рулонного и толстолистового проката на основе формирования равномерной ферритно-бейнитной микроструктуры стали, получаемой из аустенита с высокой плотностью мест зарождения а-фазы и малой разнозернистостью 194

5.1 Взаимосвязь параметров микроструктуры стали Х70-Х80, получаемой в результате ТМО, и хладостойкости рулонного и толстолистового проката 194

5.2 Исследование влияния морфологии бейнитной составляющей микроструктуры низколегированной стали Х70 на хладостойкость проката больших толщин при ИПГ при различных режимах деформации в черновой стадии КП и ускоренного охлаждения 200

5.2.1 Влияние режимов КП+УО на свойства толстолистового проката 201

5.2.2 Влияние морфологии структурных составляющих на хладостойкость толстолистового проката 204

5.2.3 Влияние наличия областей бейнитного феррита в микроструктуре стали Х70, образующихся при недостаточной величине обжатий в черновой стадии прокатки, на хладостойкость проката больших толщин при ИПГ 209

5.3 Влияние температуры начала чистовой стадии контролируемой прокатки на параметры микроструктуры и хладостойкость рулонной стали Х70 при прокатке толстой полосы (12-16 мм) 211

5.3.1 Влияние температуры начала чистовой стадии КП на механические свойства полосы из стали Х70 с повышенным содержанием Nb 212

5.3.2 Исследование зависимости характеристик микроструктуры стали от температуры начала чистовой стадии КП 216

5.3.3 Анализ причин формирования неоднородной ферритно бейнитной микроструктуры рулонной стали Х70, приводящей к ухудшению хладостойкости толстой полосы 219

5.4 Влияние температуры нагрева и толщины подката для чистовой стадии КП на параметры микроструктуры и хладостойкость толстолистовой стали Х80 222

5.5 Влияние величины температурного интервала между концом прокатки (Ткп) и началом фазовых вращений в стали (Аг3) на хладостойкость рулонного проката большой толщины из стали Х70 229

Выводы по главе V 237

Глава VI. Исследование выделения избыточных карбонитридных фаз в рулонном и толстолистовом прокате из стали Х70 с ферритно-бейнитной микроструктурой после ТМО 240

6.1 Анализ возможности выделения дисперсных частиц карбидов и карбонитридов Nb и V в рулонном и толстолистовом прокате из низколегированных сталей Х70-Х80 в процессе и после завершения ТМО 240

6.2 Изучение влияния параметров ТМО, смотки и охлаждения рулонного проката из сталей Х70 на выделение частиц карбонитридов Nb HV 252

6.2.1 Выделение частиц карбонитридов (Nb,Ti)(C,N) субмикронных размеров в аустените при прокатке полосы из стали Х70 252

6.2.2 Формирование наноразмерных частиц карбонитридов Nb и V в а-фазе в процессе ускоренного охлаждения и при смотке полосы 256

6.3 Изучение выделения частиц карбонитридов Nb и V в толстолистовом прокате из стали Х70 после ТМО и последующего отпуска 265

6.3.1 Образование частиц карбонитридов (Nb,Ti)(C,N) в аустените в процессе прокатки листов из стали Х70 266

6.3.2 Выделение наноразмерных частиц карбонитридов (Nb,V)(C,N) в а-фазе после отпуска проката из стали Х70 268

Выводы по главе VI 272

Глава VII. Влияние состава стали Х70 и технологии производства рулонного проката (ТМО, смотки и охлаждения рулонов) на анизотропию и равномерность механических свойств по длине полосы 273

7.1 Влияние анизотропии и равномерности механических свойств по длине полосы на качество рулонного проката 273

7.2 Технологические аспекты обеспечения равномерности механических свойств полосы 274

7.3 Анизотропия механических свойств в рулонном прокате после ТМО 280

7.4 Результаты опытно-промышленного опробования рулонного проката с ферритно-бейнитной микроструктурой, состоящей из смеси квазиполигонального и игольчатого феррита 285

Выводы по главе VII 291

Глава VIII. Опробование промышленного производства рулонного и толстолистового проката с повышенным уровнем механических свойств из сталей с ферритно-бейнитной микроструктурой по разработанным технологиям 293

8.1 Опробование производства рулонного проката класса прочности К56-К60 толщиной до 16 мм из сталей с ферритно-бейнитной микроструктурой в условиях отечественных НШС ГП 2000 293

8.1.1 Разработка технологии производства рулонного проката толщиной до 16 мм из сталей Х70 с ферритно-бейнитной микроструктурой на станах 2000 294

8.1.1.1 Реализация технологии ТМО в условиях НШС ГП 2000 294

8.1.1.2 Разработка составов стали для производства рулонного проката класса прочности К56-К60 на станах 2000 по технологии ТМО 296

8.1.1.3 Разработка режимов ТМО для производства рулонного проката в условиях НШС ГП 2000 298

8.1.2 Производство опытно-промышленных партий рулонного проката класса прочности К56-К60 на НШС ГП 2000 ОАО «ММК» и ЧерМК ОАО «Северсталь» 300

8.1.2.1 Производство рулонного и листового проката из стали 06Г1ХНДБ (марки 05Г1Б) толщиной 8 мм и 12 мм на стане 2000 ОАО «ММК» 300

8.1.2.2 Производство рулонного проката с гарантией уровня механических свойств класса прочности К56 и К60, предназначенного для изготовления спиральношовных труб для нефтепровода «Восточная Сибирь - Тихий океан» («ВС-ТО») 305

8.1.2.3 Производство рулонного проката с гарантией уровня механических свойств класса прочности К60 (Х70) и требованиями по хладостойкости при ИПГ для газопроводных спиральношовных труб 310

8.1.2.4 Производство рулонного проката из стали 07Г1НДМФБ оптимизированного состава с гарантией уровня механических свойств класса прочности К60 (Х70) и хладостойкости при ИПГ 319

8.1.2.5 Производство рулонного и листового проката из стали 10Г2ФБЮ (К60) с гарантией уровня механических свойств для прямошовных газопроводных труб 323

8.2 Освоение промышленного производства толстолистового проката классов прочности К60 и К65 из сталей с ферритно-бейнитной микроструктурой на стане 5000 ОАО «ММК» 328

8.2.1 Освоение промышленного производства тол сто л истового проката класса прочности К60 толщиной 26,4 мм для электросварных прямошовных труб ОАО «ВМЗ» размером 1420x26,4 мм на рабочее давление 11,8 МПа 329

8.2.2 Освоение промышленного производства толстолистового проката класса прочности К65 толщиной 23,0 мм и 27,7 мм для электросварных прямошовных труб ОАО «ВТЗ» и ОАО «ЧТПЗ» диаметром 1420 мм на рабочее давление 11,8 МПа 335

8.3 Оценка свариваемости разработанных сталей по методике имитации воздействия термического цикла сварки на структуру и свойства металла околошовной зоны (ОШЗ) сварных соединений 339

8.4 Обобщение результатов производства новых видов продукции по разработанным технологиям 344

Выводы по главе VIII 346

Общие выводы 350

Список использованной литературы 354

Приложение 394

Приложение А. Механические свойства рулонного проката, изготовленного по технологии ТМО на станах 2000 ОАО «ММК» и ЧерМК ОАО «Северсталь» 394

Приложение Б. Акты внедрения 395

Сущность технологии термомеханической обработки (контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением)
Особенности морфологии продуктов бейнитного превращения, получаемых при превращении горячедеформированного аустенита в низколегированных сталях
Влияние температуры нагрева и толщины подката для чистовой стадии КП на параметры микроструктуры и хладостойкость толстолистовой стали Х80
Производство рулонного проката с гарантией уровня механических свойств класса прочности К60 (Х70) и требованиями по хладостойкости при ИПГ для газопроводных спиральношовных труб

Введение к работе

Актуальность проблемы

Эффективность современных магистральных трубопроводов обеспечивается путем использования повышенных рабочих давлений (9,8 и 11,8 МПа), что требует применения сталей классов прочности К60 (а > 590 Н/мм²) и особенно - К65 (а > 640 Н/мм²). Уровню прочностных свойств классов прочности К60 и К65 в целом соответствуют стали категорий прочности Х70 или L485M (а_т > 485 Н/мм²) и Х80 или L555M (а > 555 Н/мм²) по API 5L или ISO 3183, соответственно. Надежность трубопроводов основывается на торможении протяженных вязких и хрупких разрушений в основном металле труб, а также хорошей свариваемости стали, для чего ограничивается уровень ее легирования.

Выполнение современных требований по получению высоких показателей прочности, ударной вязкости и хладостойкости проката при экономном уровне легирования стали с традиционной ферритно-перлитной микроструктурой не представляется возможным. Необходим переход к сталям с дисперсной ферритно-бейнитной микроструктурой, отличительной чертой которой является малый размер элемента матрицы и повышенная плотность дислокаций. Получение такой микроструктуры основывается на технологии термомеханической обработки (ТМО), сочетающей контролируемую прокатку с ускоренным охлаждением (КП+УО).

Важной проблемой является разработка технологии производства на непрерывных широкополосных станах горячей прокатки (НШС ГП) рулонного (полосового) проката класса прочности К60(Х70) и К65(Х80) толщиной 10-16 мм с гарантией уровня механических свойств и хладо-стойкостью, который необходим для производства спиральношовных (без термической обработки) и прямошовных труб, а также труб, получаемых сваркой токами высокой частоты (ТВЧ). ТМО стали в условиях НШС ГП существенным образом отличается от обработки в условиях толстолистовых станов (ТЛС) вследствие особенностей процесса и оборудования для производства полосы (в том числе непрерывные группы клетей, УО в двух группах секций, смотка, охлаждение рулонов).

Применительно к современным сталям Х70 и Х80 с ферритно-бейнитной микроструктурой большой толщины (12-16 мм для рулонного проката, 20-40 мм для листового проката) вопросы структурообразова-ния и возможности по улучшению их хладостойкости изучены в недостаточной степени. Поэтому для достижения требуемых свойств необходимо изыскание оптимального структурного состояния низколегированной стали.

Диссертационная работа является обобщением научных и практических результатов исследований, выполненных автором по проблеме

создания высокопрочных низколегированных рулонных и листовых сталей и технологии их ТМО. Представлены результаты разработки новых металловедческих подходов для управления формированием ферритно-бейнитной микроструктуры стали в процессе ТМО, направленных на получение оптимальных структурных состояний металла в условиях отечественных прокатных станов 2000 и 5000.

Цель работы и основные задачи исследования

Целью работы является создание новых эффективных технологий термомеханической обработки толстых полос (10-16 мм) из низколегированных сталей Х70-Х80 применительно к условиям непрерывных широкополосных станов горячей прокатки (НШС ГП 2000), а также усовершенствование технологий производства листового проката из стали Х70-Х80 большой толщины (20-30 мм) на основе управления структуро-образованием в процессе горячей пластической деформации аустенита и последующего ускоренного охлаждения для формирования ферритно-бейнитной структуры стали с оптимальным набором структурных составляющих, что обеспечивает в прокате сочетание улучшенных показателей прочности, ударной вязкости и хладостойкости. Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:

Обобщить закономерности формирования ферритно-бейнитной микроструктуры в процессе ускоренного охлаждения горячедеформи-рованного аустенита низколегированных сталей Х70 и Х80, особенности морфологии продуктов бейнитного превращения, и на основе этого разработать химические составы, обеспечивающие получение ферритно-бейнитной микроструктуры рулонного и толстолистового проката при малых скоростях охлаждения.
Исследовать влияние состава стали и параметров технологии на процессы структурообразования (рост зерна, рекристаллизация аустенита, выделение частиц карбонитридов, фазовые превращения) применительно к технологическим условиям производства толстых полос (10-16 мм) на непрерывных широкополосных станах горячей прокатки 2000.
Установить влияние основных технологических параметров при термомеханической обработке рулонного и толстолистового проката на характеристики ферритно-бейнитной микроструктуры стали Х70-Х80, которые оказывают существенное влияние на показатели прочности, ударной вязкости и хладостойкости высокопрочного проката, на основе чего разработать металловедческое обоснование и корректирующие технологические мероприятия для обеспечения улучшенной хладостойкости проката.
Исследовать процесс выделения избыточных фаз карбидов и карбонитридов Nb и V в рулонном и толстолистовом прокате из стали Х70

в процессе и после завершения ТМО и разработать рекомендации по оптимальному содержанию микролегирующих элементов (Nb, V) в стали.

Выявить влияние химического состава стали Х70 и технологии производства рулонного проката (ТМО, смотки и охлаждения рулонов) на равномерность механических свойств по длине полосы и анизотропию механических свойств (в плоскости прокатки).
Разработать металловедческое обоснование и эффективные технологии ТМО рулонного и толстолистового проката классов прочности К60(Х70) и К65(Х80) из сталей с ферритно-бейнитной микроструктурой, обеспечивающие повышенный уровень ударной вязкости и хладостойко-сти, и осуществить опробование промышленного производства проката по разработанным технологиям в условиях отечественных станов 2000 и 5000.

Методы исследования

Работа выполнена на основе анализа и обобщения результатов теоретических и лабораторных исследований, а также промышленных экспериментов. Материалом исследования послужили низколегированные трубные стали Х70 и Х80 промышленной выплавки.

Теоретическая часть работы основана на анализе имеющихся данных о влиянии состава низколегированной стали и параметров ТМО проката на микроструктуру стали, в том числе формирование различных продуктов бейнитного превращения, и выявлении закономерностей, позволяющих определить направления оптимизации состава стали и технологии ТМО.

Экспериментальная часть работы выполнена с применением физического моделирования процессов структурообразования в низколегированной стали в процессе ТМО и в околошовной зоне (ОШЗ) сварного соединения. Использованы современные методы исследования, в том числе сканирующей электронной (СЭМ) и просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ).

Результаты промышленных экспериментов получены путем испытания и исследования металла в ходе опытных прокаток полос на станах 2000 ОАО «ММК» и ОАО «Северсталь», а также листов на стане 5000 ОАО «ММК».

Научная новизна

1. Разработана (впервые в отечественной практике) концепция химического состава сталей Х70-Х80 для производства рулонного проката больших толщин (10-16 мм) по технологии ТМО применительно к условиям непрерывных широкополосных станов горячей прокатки без реверсивных клетей (станы 2000), предусматривающая пониженное содержание углерода, добавки Ni, Си, Сг, Мо, комплексное микролегирова-ние Ti+Nb+V или Ti+Nb. Главным элементом концепции рулонной стали

Х70-Х80 является использование повышенного содержания Nb, что позволяет существенно воздействовать на основные процессы структуро-образования: ограничить рост зерна аустенита при нагреве под прокатку до повышенных температур, повысить температуру торможения рекристаллизации аустенита, расширить область формирования бейнита при малых скоростях охлаждения, обеспечить дисперсионное упрочнение стали наноразмерными частицами NbC, Nb(C,N), (Nb,V)(C,N).

Показана принципиальная возможность формирования ферритно-бейнитной микроструктуры в низкоуглеродистой стали типа Х70-Х80 в диапазоне малых скоростей охлаждения, соответствующих процессу ТМО толстых полос, что реализуется путем добавок в сталь Ni, Си, Сг, Мо с содержанием элементов не более 0,2% каждого и суммарным содержанием элементов до 0,6%. Впервые предложена обобщенная схема фазовых превращений в стали Х70 с добавками Ni, Си, Сг, Мо.
Выявлены закономерности формирования дисперсной ферритно-бейнитной микроструктуры стали Х70-Х80 в условиях непрерывного широкополосного стана, когда ускоренное охлаждение производится с перегибом кривой охлаждения, относительно малой скоростью и последующей смоткой полосы в рулон. Тип основной структурной составляющей матрицы стали определяется температурой завершения 1-й стадии УО и ее положением относительно температуры начала бейнитного превращения (В ). Доли структурных составляющих в матрице стали, а также тип и морфология высокоуглеродистой фазы (2-я фаза, включая цементит) главным образом управляются температурой конца охлаждения, которая в целом соответствует температуре смотке полосы в рулон.
Определены структурные факторы, приводящие к существенному снижению характеристик ударной вязкости и хладостойкости толстых полос и листов из сталей Х70-Х80 с ферритно-бейнитной микроструктурой: наличие в структуре стали областей реечного бейнитного феррита в границах бывших аустенитных зерен и значительная разнозернистость матрицы из квазиполигонального и игольчатого феррита. Такая неоднородность микроструктуры образуется в результате наследования при фазовом превращении неравномерной структуры аустенита, которая возникает из-за частичной (неполной) рекристаллизации аустенита как в черновой, так и в чистовой стадии КП.

5. Выявлены обобщенные зависимости влияния основных техно
логических параметров ТМО на характеристики ферритно-бейнитной
микроструктуры в стали Х70-Х80 с точки зрения обеспечения высокой
ударной вязкости и хладостойкости, показывающие, что решающим тех
нологическим фактором при производстве толстых полос является тем
пература входа подката в группу чистовых клетей стана (не выше темпе
ратуры торможения рекристаллизации аустенита Т₅); при производстве

толстых листов на реверсивных станах важнейшим параметром является величина обжатий в заключительных проходах черновой стадии КП (не менее 12-14% за проход).

Установлено, что режим УО позволяет снизить негативное влияние разнозернистости аустенита на свойства стали, что достигается путем ограничения интенсивности УО (относительно низкая скорость УО, температура конца УО в верхней части бейнитной области). При этом формируется микроструктура стали, основной составляющей которой является квази-полигональный феррит, а также игольчатый феррит, но количество областей реечного бейнитного феррита сведено к минимуму.
Показано, что в условиях станов 2000 при технологических ограничениях по толщине подката и минимальной температуре конца прокатки (Т ) улучшение хладостойкости толстых полос обеспечивается путем оптимизации состава стали (по расчетному значению критической точки Аг.)) для выполнения соотношения ЛТ_С =Т -Аг_, ,<50 С, что объясня-ется сохранением к моменту фазового превращения структуры аустенита с высоким значением S ⁸**.
Установлены закономерности выделения в феррите частиц карбидов и карбонитридов Nb и V в зависимости от режима ускоренного охлаждения толстых полос и листов, а также смотки полос в рулоны, описывающие: изменение типа выделения частиц (Nb,V)(C,N) в феррите от выделения из пересыщенного твердого раствора («общее» выделение) к «межфазному»; температурные интервалы образования частиц размером 2-10 нм, эффективных для дисперсионного упрочнения, в сталях с Nb+V и Nb без V; ограниченный характер выделения в феррите частиц карбидов и карбонитридов Nb и V при производстве толстолистового проката с УО.
Выявлен эффект выделения в аустените наноразмерных («5-10 нм) частиц карбонитридов Nb(C,N) под действием интенсивной деформации в чистовой стадии КП при производстве толстых листов, при этом увеличение температуры чистовой прокатки и времени транспортировки листов до установки УО создает условия для укрупнения этих частиц до 10 нм.

10. Обоснован принцип получения равномерного уровня механиче
ских свойств по длине полосы из микролегированной стали Х70-Х80,
состоящий в обеспечении для всех участков полосы дисперсной и равно
мерной ферритно-бейнитной микроструктуры и однородного характера
выделения частиц карбонитридов Nb и V для дисперсионного упрочне
ния стали.

Практическая ценность диссертационной работы заключается в создании на основе полученных результатов металловедческого обоснования и комплексной технологии получения высокопрочного хладостой-

кого рулонного и толстолистового проката. В результате проведенных исследований процессов структурообразования в низколегированных сталях в ходе ТМО получены следующие практические результаты:

1. Созданы новые марки трубных сталей для производства рулонного
и толстолистового проката классов прочности К60(Х70) и К65(Х80), от
личающиеся пониженным содержанием углерода, экономными добавка
ми Cr, Ni, Си, Мо, и оптимизированным микролегированием, в том числе
для рулонного проката - с повышенным содержанием Nb (0,06-0,10%),
позволяющие получать целевую ферритно-бейнитную микроструктуру
проката в условиях технологических линий станов 2000 и 5000.

2. Разработаны технологические процессы производства рулонно
го проката класса прочности К60(Х70) толщиной 12-16 мм с гаранти
ей уровня механических свойств, позволяющие в условиях станов 2000
ОАО «ММК» и ОАО «Северсталь» обеспечивать требуемый комплекс
свойств и их высокую равномерность по длине полосы, в том числе хла-
достойкость проката при ИПГ, при минимальном уровне легирования
стали (С =0,36-0,38%).

⁴ экв '

Разработаны технологические процессы производства толстолистового проката классов прочности К60(Х70) и К65(Х80) толщиной до 30 мм в условиях стана 5000 ОАО «ММК», обеспечивающие необходимые для металла труб магистральных газопроводов с рабочим давлением 11,8 МПа (120 атм.) повышенные показатели ударной вязкости (Х70 -KCV-²⁰ >200 Дж/см² и Х80 - КО/-⁴⁰ > 260 Дж/см² для труб диам. 1420 мм) и хладостойкости.
Разработана и оформлена совместно с металлургическими предприятиями технологическая документация на производство на станах 2000 ОАО «ММК» и ОАО «Северсталь» рулонного проката класса прочности Х70 и на стане 5000 ОАО «ММК» толстолистового проката классов прочности Х70-Х80.
С использованием разработанных технологий в условиях ОАО «ММК» и ОАО «Северсталь» произведены опытно-промышленные и промышленные партии рулонного и толстолистового проката для ведущих отечественных трубных заводов, а также для экспортных поставок в объеме более 50 тыс. т новых видов продукции с высоким экономическим эффектом.
Обеспечено импортозамещение высококачественного рулонного и толстолистового проката на отечественном рынке и высокая конкурентоспособность на внешних рынках.

Способы производства, включающие химические составы стали и технологию производства проката, защищены пятью патентами РФ.

Сущность технологии термомеханической обработки (контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением)

Процесс ТМО (КП+УО) для получения сталей с мелкодисперсной ферритно-бейнитной микроструктурой предусматривает последовательное измельчение элементов микроструктуры стали, что достигается путем ограничения роста зерна при нагреве слябов, измельчения рекристаллизованного зерна аустенита, создания и сохранения повышенной плотности потенциальных мест зарождения новой фазы в нерекристаллизованном аустените к моменту фазового превращения, обеспечения переохлаждения аустенита в ходе УО для повышения скорости образования элементов новой фазы и формирования дисперсных продуктов по сдвиговому механизму превращения вместо продуктов перлитного превращения [12, 73, 74, 78, 99].

Исторический аспект развития процесса ТМО. Применение технологии термомеханической обработки («контролируемая прокатка») стали для производства труб большого диаметра началось в 70-х гг. XX в. в связи с выдвижением требований по хладостойкости в ходе испытаний падающим грузом (ИПГ), разработанного для оценки сопротивляемости стали хрупким разрушениям. В это время использовался процесс традиционной контролируемой прокатки (КП), обычно с завершением в двухфазной у+а-области. Более полное измельчение зерна конечной микроструктуры без чрезмерных нагрузок на прокатное оборудование стало возможным начиная с 80-х гг. XX в. благодаря применению технологии КП с последующим ускоренным охлаждением (УО) проката (технология КП+УО или ТМО или ТМСР).

Развитию металловедческого обоснования процесса термомеханической обработки посвящены многочисленные работы известных отечественных и зарубежных ученых - Матросова Ю.И., Литвиненко Д.А., Погоржельского В.И., Морозова Ю.Д., Эфрона Л.И., Cuddy L.J., Subramanian S.V., Jonas J.J., Honeycombe R.W.K., Sellars СМ., Gray J.M, Hulka K., DeArdo A.J. , Palmiere E.J., Kozasu I., Tamura I., Ouchi C, Tanaka Т., Sekine H., Medina S.F., Kang K.-B., Schwinn V., Stalheim D.G., Нага Т. и др. Процесс контролируемой прокатки (КП) предусматривает управление температурно-деформационными параметрами обжатий на стане. Технология КП предусматривает разделение процесса на черновую стадию, технологическую паузу и чистовую стадию КП. Необходимость использования двух стадий КП обусловлена ограничением пределов измельчения зерна аустенита при рекристаллизации, что не позволяет получать зерно феррита (конечной микроструктуры) мельче 10-12 мкм, которое является недостаточно мелким для современных сталей Х70-Х80. Способом, позволяющим получить существенно более мелкое зерно конечной структуры (2-5 мкм), является создание в нерекристаллизованном деформированном аустените повышенной плотности потенциальных мест зарождения новой фазы перед фазовым превращением [100 -106]. Степень «проработанности» структуры нерекристаллизованного аустенита определяется параметром удельной эффективной поверхности аустенита 8уэфф (Козасу) [101] (см. ниже). Разделение КП на стадии требует расширения температурного диапазона отсутствия рекристаллизации деформированного аустенита, для чего применяется микролегирование стали Nb (0,02-0,10%) [107].

Формирование конечной микроструктуры стали в ходе ТМО происходит в результате совместного действия следующих процессов структурообразования: росте зерна аустенита; рекристаллизации горячедеформированного аустенита; выделении частиц карбонитридов (под действием деформации и при охлаждении); превращении аустенита при охлаждении. Далее стадии ТМО описаны в связи с основными процессами структурообразования.

Первым этапом ТМО является нагрев слябов под прокатку, в ходе которого происходит перекристаллизация грубой литой структуры сляба, обеспечивается необходимая пластичность металла для последующей прокатки и, что особенно важно для микролегированных Nb сталей, осуществляется перевод Nb в твердый раствор, что необходимо для последующего выполнения процесса ТМО [72, 108, 109 - 112]. Нагрев металла до высоких температур сопровождается ростом зерна аустенита, что неблагоприятно для дальнейшего измельчения микроструктуры стали при ТМО. Рост зерен аустенита вызван стремлением структуры металла к равновесному состоянию с уменьшением избытка свободной энергии (AG), что достигается движением границ зерен для уменьшения их кривизны и образования границ с определенным углом (обычно, болынеугловых) [75, 113].

Ограничение роста зерен может быть достигнуто путем торможения движения дислокаций. Это достигается посредством использования двух механизмов: дисперсных частиц второй фазы и крупных атомов в твердом растворе (твердорастворное торможение) [13, 75]. Возможность торможения роста зерен аустенита на основании баланса движущей силы и сил взаимодействия границ с частицами была показана в работах Зинера и Гладмана [114, 115] и обобщена ДеАрдо [75]. Замедление роста зерна за счет атомов твердого раствора происходит при расположении и прикреплении атомов на границах зерен за счет уменьшения подвижности границ [75].

Наиболее подходящими для торможения роста зерна аустенита при нагреве являются частицы размером 10-100 нм [114]. Частицы нитрида титана (TiN) в наибольшей степени из всех соединений микролегирующих элементов отвечают следующим условиям: имеют размер меньше критического (по уравнению Гладмана [114]), достаточную (максимальную) объемную долю для поддержания критического расстояния между частицами, низкую растворимость в аустените и малую скорость укрупнения частиц [116 - 118]. В общем случае для микролегированных сталей рост зерна аустенита при нагреве может быть ограничен при использовании добавок ванадия и алюминия до температуры 1000-1100С, добавки ниобия - до 1150С, а титана - более 1200С (при [V]=0,04-0,10%, [Nb]=0,02-0,08%, [Ті]=0,010-0,03%) [13, 20, 118, 119]. Рост зерна при нагреве слябов под прокатку ограничивается путем добавки в сталь Ті (обычно 0,015-0,025%) и путем выбора температуры нагрева, минимально достаточной для растворения имеющегося содержания Nb при заданных содержаниях С, N, Ті.

В процессе КП происходит измельчение зерна аустенита до -20 мкм, что достаточно для получения относительно мелкозернистой ферритно-перлитной микроструктуры с размером зерна 5-10 мкм [75, 120]. Задачей черновой стадии КП является измельчение зерна аустенита в ходе многократной полной рекристаллизации аустенита. В деформированном аустените происходят процессы, связанные с устранением дефектов кристаллического строения путем образования более совершенной структуры -возврат и рекристаллизация. Эти процессы рассмотрены в работах Тамуры, Оучи, Квона, ДеАрдо, Горелика, Погоржельского и др. [74, 75, 101, 104, 108, 121 - 130]. Различают три этапа прохождения рекристаллизации: первичная рекристаллизация (формирование новых зерен, более совершенных, чем матрица, уменьшение объемной энергии), собирательная рекристаллизация (равномерное укрупнение всех зерен, уменьшение зернограничной энергии) и вторичная рекристаллизация (преимущественный рост отдельных крупных зерен) [108, 131].

В горячедеформированном аустените различают три типа рекристаллизации: динамическую, метадинамическую и статическую [122, 130, 132, 133]. Тип рекристаллизации определяется следующими факторами: составом стали (наличие элементов, тормозящих рекристаллизацию, главные из которых -Nb, Mo); температура (Т, С), величина деформации (є, %) и скорость деформации (є, 1/с) [75, 122, 124, 125, 132 - 134]. Процесс рекристаллизации главным образом управляется диффузионными процессами, как на фазе зарождения, так и при росте зерен, а температурная зависимость интенсивности прохождения рекристаллизации от температуры не является определяющей для рекристаллизации (как это происходит для выделения частиц) [122].

При оценке степени прохождения рекристаллизации обычно полагают, что в общей доле разупрочнения до 15% приходится на возврат, а 85% - на рекристаллизацию [75, 135]. Интенсивность процесса рекристаллизации аустенита, зависящего от интенсивности процессов диффузии, снижается при понижении температуры. Температура, выше которой при приложении деформаций, близким к реальным условиям прокатки ( 10-15 % за проход), возможно 95%) разупрочнение стали, то есть практически полная рекристаллизация, обычно обозначается как Т95- Более низкая температура, при которой рекристаллизация практически полностью подавлена, имеет обозначение Т5 (разупрочнение только 5%) или TNR [75]. Температурный интервал Т95-Т5 соответствует области частичной рекристаллизации аустенита, прокатка в которой приводит к разнозернистости аустенита из-за частичной рекристаллизации, плохой проработке аустенита в чистовой стадии КП, последующей разнозернистости ферритной матрицы [73, 136 - 138].

Динамическая рекристаллизация происходит практически мгновенно, но требует высокой температуры и очень больших обжатий, которые в реальной прокатке не достигаются. Например, для стали с Nb необходима деформация не менее 50-60% при 1000-1050 С для прохождения динамической рекристаллизации [75]. В процессе динамической рекристаллизации происходит только зарождение новых зерен, но их последующий рост имеет место при метадинамической рекристаллизации [128, 139- 141].

Метадинамическая рекристаллизация следует за динамической и ее сущностью является рост зерен, образовавшихся в ходе динамической рекристаллизации. Метадинамическая рекристаллизация происходит быстрее, чем статическая рекристаллизация. Кинетика процесса очень зависит от скорости деформации; но, в отличие от статической рекристаллизации, почти не зависит от величины обжатия (после достижения критического обжатия для предшествующей динамической рекристаллизации) [122].

Особенности морфологии продуктов бейнитного превращения, получаемых при превращении горячедеформированного аустенита в низколегированных сталях

Основные продукты промежуточного превращения различной морфологии могут быть подвергнуты классификации в соответствии с используемыми в современном металловедении подходами. В общем случае, по ТКД стали с содержанием углерода 0,03-0,07% и экономными добавками Nb, Mo, Ni, Си, Cr, подвергнутой горячей деформации с величиной обжатий не менее 15%-20% в нижней части аустенитной области, в матрице стали можно прогнозировать формирование следующих продуктов превращения аустенита в порядке понижения температуры превращения: полигонального (полиэдрического) феррита, квазиполигонального феррита, гранулярного феррита, игольчатого феррита, бейнитного феррита (верхнего бейнита) и мартенсита [202 - 204].

При температурах Тку0 выше начала бейнитного превращения или при охлаждении на воздухе образование продуктов распада аустенита происходит по диффузионному механизму, сопровождаемому постепенной перестройкой решетки матрицы стали и перераспределением углерода. Результатом является формирование полигонального (полиэдрического) феррита (ПФ), обедненного углеродом, не имеющего субструктуры, с малой плотностью дислокаций и регулярными границами, а также перлита (П), напротив, обогащенного углеродом и обеспечивающего упрочнение стали. Пример микроструктуры стали Х70 типа 08Г2НДФБ, имеющей основной структурной составляющей ПФ и полученной в лабораторных условиях при высокой температуре Тку0 (Ті = 660 С, Тсм = 580 С, см. главу IV), представлен на рис. 3.9.

Прерывание УО при температуре ниже точки Bs позволяет получить целый спектр структур, имеющих при понижении температуры превращения все более выраженную сдвиговую природу: квазиполигональный феррит (КвПФ), гранулярный феррит (ГФ), игольчатый феррит (ИФ) и бейнитный феррит (БФ). Для рассматриваемых сталей продукты бейнитного превращения представлены разновидностями кристаллов феррита неполигональной (блочной) морфологии. Далее представлено описание этих структур.

В самой верхней части бейнитной области и при относительно малых скоростях УО образуется КвПФ, имеющий иррегулярные (искривленные) границы зерен, слабо выраженную субзеренную структуру и повышенную плотность дислокаций по сравнению с ПФ. Пример микроструктуры КвПФ, полученной в ходе лабораторного эксперимента на стали 06Г1НДБ при Тку0 на первой стадии У О ниже температуры Bs (Ті = 630 С, Тсм = 580 С, см. главу IV), представлен на рис. 3.10.

При понижении Ткуо и увеличении скорости охлаждения в структуре происходит образование гранулярного феррита (ГФ), часто объединяемого с ИФ. Характеристикой ГФ является образование кристаллов феррита пластино-подобной и равноосной формы и точечное распределение островков углеродсодержащей фазы (2-я фаза).

Термин ИФ применительно к современным низколегированным сталям с пониженным содержанием углерода обычно обозначает микроструктуру, состоящую из удлиненных неравноосных кристаллов феррита с повышенной плотностью дислокаций и явно выраженной субзеренной структурой (субграницами). ИФ образуется, как правило, в средней части бейнитного превращения, т.е. ниже КвПФ и ГФ. На оптических шлифах ИФ характеризуется строчечными выделениями углеродсодержащей фазы, показывающими направление кристаллов ферритной матрицы [202]. В результате формирования ИФ бывшие границы аустенитных зерен не сохраняются. Первоначально ИФ определялся как микроструктура, состоящая из кристаллов феррита неравноосной формы с сильной субструктурой, образующейся по механизму, сочетающему диффузионный и сдвиговый тип, при температурах немного выше температуры начала образования верхнего бейнита (ВБ) [342]. Пример микроструктуры ИФ для стали 08Г2НДФБ после обработки на дилатометре с интенсивным УО ниже температуры Bs (Ті = 600 С, Тсм = 500 С, см. главу IV), представлен на рис. 3.11.

Следует отметить, что в металловедческой практике игольчатый феррит часто используется в качестве общего обозначения микроструктуры, содержащей неравноосные кристаллы феррита с высокой плотностью дислокаций - КвПФ, ГФ и ИФ; а также углеродсодержащую фазу из перлита, вырожденного перлита, МА-составляющей или мартенсита.

Наиболее низкотемпературным продуктом, получаемым в области бейнитного превращения, является реечный бейнитный феррит (БФ), который в рассматриваемых сталях представляет собой кристаллы феррита неполигональной морфологии в виде вытянутых узких пластин. Блоки БФ обычно располагаются в пределах бывшего аустенитного зерна, поэтому в микроструктуре сохраняются границы бывших аустенитных зерен [200]. Фактически реечный БФ для трубных сталей Х70-Х80 сходен с низкоуглеродистым верхним бейнитом (ВБ). Отличием реечного БФ от ВБ является характер распределения углерода. Для структуры классического ВБ характерно распределение углерода в виде прослоек карбидов вдоль границ реек и блоков, что имеет место в результате перестройки решетки железа по сдвиговому механизму и последующего переобогащения остающегося аустенита углеродом. В структуре реечного БФ «излишек» углерода находится не только на границах реек, но также в виде дисперсных островков высокоуглеродистой фазы (вместо перлита), обычно представленной вырожденным перлитом, верхним бейнитом и (или) МА-составляющей. Пример областей реечного БФ, располагающихся в границах бывшего аустенитного зерна, представлен на материале толстолистового проката класса прочности К60 толщиной 26,4 мм, произведенного с недостаточно равномерно измельченной структурой рекристаллизованного аустенита (в черновой стадии КП) и подвергнутого УО с высокой интенсивностью (рис. 3.12, также см. главу V).

Низкоуглеродистый мартенсит (М) как основа матрицы стали может быть получен при Ткуо ниже критической точки Ms, однако в рассматриваемых сталях (типа Х70, Х80) с относительно малым уровнем легирования для этого также необходима высокая скорость охлаждения. Поскольку углерод связан в кристаллах мартенсита, то количество второй (углеродсодержащей) фазы в стали может быть уменьшено.

Для сверх высокопрочных сталей категорий прочности XI00 и XI20 микроструктура, матрица которой состоит из КвПФ, ГФ и ИФ, а вторая фаза не содержит перлита и обычно представлена мелкими дисперсными колониями ВБ, ВП, МА-составляющей или М, часто получает обобщенное наименование -гранулярный бейнит (ГБ) ("Granular Bainite") [40, 212, 326].

В низколегированной стали границы зерен имеют разные углы разориентировки. Для обеспечения высокой прочности стали важным является получение повышенной доли границ с углом разориентировки не менее 4 градусов, поскольку полагают, что такая величина разориентировки является эффективной для препятствования движению дислокаций. В свою очередь, критической величиной угла разориентировки для получения высокой ударной вязкости и хладостойкости является величина 15 градусов, при котором создаются эффективные барьеры для разрушения сколом [28, 46, 210]. Важно отметить, что микроструктуры ГФ, ИФ, БФ содержат повышенное количество малоугловых границ с углами разориентировки менее 15 градусов по сравнению с ПФ и КвПФ [210]. Поэтому изучение особенностей морфологии кристаллов феррита и углеродсодержащих фаз требует исследований с применением средств электронной микроскопии.

По сложившемуся в отрасли мнению, наилучшие свойств для трубных сталей типа Х70 и Х80 (сочетание высокой прочности, ударной вязкости и хладостойкости при ограниченном уровне легирования) достигается на дисперсных микроструктурах, в целом обозначаемых как ИФ, т.е. содержащих ИФ, ГФ, КвПФ. Формирование в структуре протяженных областей реечного БФ (или низкоуглеродистого верхнего бейнита), располагающихся в границах бывших аустенитных зерен, приводит к ухудшению хладостойкости проката, особенно при ИПГ на полнотолщинных образцах [219, 341, 343].

Тип и распределение углеродсодержащей (второй) фазы принципиально важно для получения комплекса свойств, так как, с одной стороны, вторая фаза обеспечивает упрочнение стали, а с другой стороны, наличие протяженных хрупких прослоек вдоль границ зерен матрицы обычно приводит к ухудшению ударной вязкости и хладостойкости стали. В рассматриваемых сталях тип углеродсодержащей фазы также определяется стратегией легирования и УО. При малых скоростях охлаждения и при прерывании УО в области перлитного превращения в качестве второй фазы формируется перлит (П), при этом при понижении температуры превращения он становится более дисперсным, с уменьшенным расстоянием между пластинками цементита. Помимо образования П при активном протекании диффузионных процессов возможно образование свободного цементита (Ц) вдоль границ зерен (блоков) матрицы. Наличие хрупких прослоек Ц вдоль границ зерен оказывает отрицательное влияние на вязко-пластические свойства стали.

Влияние температуры нагрева и толщины подката для чистовой стадии КП на параметры микроструктуры и хладостойкость толстолистовой стали Х80

Влияние температуры нагрева (Т„) и отношения толщины подката (Н) для чистовой стадии КП к конечной толщине проката (кратности подката) на механические свойства стали и ее хладостойкость при ИПГ представлено на примере толстолистового проката со стана 5000 ОАО «ММК» [158, 341].

Степень суммарного обжатия от сляба к конечному листу должна быть, как правило, не менее 10 крат, что позволяет осуществить как измельчение аустенитного зерна путем многократной полной рекристаллизации в черновой стадии, так и обеспечить высокую Sv путем значительной суммарной деформации нерекристаллизованого аустенита в чистовой стадии КП. Поэтому при производстве листового проката толщиной более 22-25 мм обычно используются слябы толщиной 300-315 мм (в ОАО «ММК» и ЧерМК ОАО «Северсталь»), а рядом производителей - и более (Н=365 мм - "voestalpine" (Австрия); Н=400 мм - "Dillinger" (Гернмания), "JFE" (Япония), "Jinang" (Китай)). Подкат для чистовой стадии КП для получения высоких значений Sv3 должен превосходить конечную толщину листов не менее, чем в 3,5-4 раза, а лучше еще больше [13].

Исследование произвели на прокате класса прочности К65 толщиной 27,7 мм из стали 06Г2НМДБ, имевшей добавку =0,35%Ni+0,25%Mo+0,20%Cu для получения ферритно-бейнитной микроструктуры. Прокатку слябов на стане 5000 ОАО «ММК» производили по режимам ТМО со значительными деформациями в завершающих проходах черновой стадии КП, окончанием чистовой стадии КП (Ткп) и началом УО (Тнуо) в нижней части однофазной у-области и прерыванием УО (Тку0) ниже температуры начала бейнитного превращения (ниже 600 С). В эксперименте использовали по два варианта температуры нагрева (ТН 1180С и ТН 1200С) и толщины подката (-110 мм (кратность 4,0) или 142мм (кратность 5,1)). В зависимости от толщины подката (=110 мм, =142 мм) металл в черновой стадии прокатывался за 7 или 5 активных проходов, соответственно, с постепенным увеличением частных обжатий по проходам. Ткуо для всех листов составляла 550-565 С.

Значения прочностных характеристик, относительного удлинения и ударной вязкости проката соответствовали требованиям спецификации (ат=570-665 Н/мм2, ав=650-760 Н/мм2, ат/ав 0,92, 55 20 %, KCV40 260 Дж/см2) [341]. Прокат, произведенный по варианту технологии с пониженной Тн, имел величину предела текучести и временного сопротивления ниже на -20-30 Н/мм по сравнению с повышенной Тн. Пониженный уровень прочностных свойств проката был обусловлен ухудшением растворения карбонитридов Nb (перевода Nb в твердый раствор), и, возможно, более низкой Тну0 и меньшей Уохл.

Наиболее сложной задачей было получение высокой ударной вязкости (KCV40 270 Дж/см2), необходимой для торможения распространения вязкой трещины, а также хладостойкости при ИПГ (В(ИПГ ) 90%). Требуемый комплекс свойств достигали путем выбора оптимального состава стали и технологии КП+УО для формирования мелкозернистой ферритно-бейнитной микроструктуры из игольчатого феррита (основная структурная составляющая) и квазиполигонального феррита, но с минимальной долей продуктов бейнитного превращения реечной морфологии [158].

Произвели сериальные испытания падающим грузом при отрицательных температурах для оценки хладостойкости опытного проката. На рис. 5.17 представлена зависимость доли вязкой составляющей в изломе полнотолщинных образцов ИПГ от температуры испытаний для четырех вариантов режима ТМО -с Т„=1180С и Т„ 1200С, а также кратностью подката 4,0 и -5,1.

При высокой Т„ 1200С в прокате не обеспечивается требуемый уровень хладостойкости при обоих вариантах толщины подката. Понижение Тн до 1180С привело к увеличению доли вязкой составляющей в изломе образцов ИПГ по сравнению с той же толщиной подката, но при повышенной Тн. Для условий описанного эксперимента представляется, что кратность подката оказывает большее влияние на свойства проката при ИПГ по сравнению с Тн, поскольку для варианта технологии с повышенной Т„ ( 1200С) и кратностью подката -5,1 получены лучшие результаты, чем для комбинации пониженной Т„ ( 1180С) и кратности подката -4,0. Наилучшие результаты (В(ИПГ" ) 90%) достигнуты при использовании пониженной Тн, подката большей кратности и выполнением черновой стадии КП за 5 активных проходов с завершающими обжатиями в черновой стадии до є; = 15-18 %.

Прокат из стали 06Г2НМДБ имел ферритно-бейнитную микроструктуру с малым размером элемента матрицы (условное зерно не крупнее номера 11 по ГОСТ 5639) и без выраженной полосчатости (не более балла 1 по ГОСТ 5640).

При сравнении микроструктуры листов, произведенных с одинаковой Тн 1200 С и разной толщиной подката, видно, что при меньшей кратности подката ( 4,0) в микроструктуре присутствуют протяженные области БФ (рис. 5.18 а), а при увеличенной кратности подката ( 5,1) микроструктура стали более равномерная и количество БФ меньше (рис. 5.18 б). Указанные отличия в микроструктуре стали, определяемые наличием областей БФ, привели к улучшению свойств при ИПГ в случае применения подката большей толщины (рис. 5.19).

Морфология структурных составляющих в стали различалась в зависимости от режима обработки листов [158]. В случае повышенных температур нагрева, малой толщины подката и пониженной температуры прерывания УО в микроструктуре проката с матрицей из ИФ содержалось относительно большое количество пакетов БФ, а доля КвПФ и ПФ была мала. Формирование протяженных участков бейнитного феррита в микроструктуре стали приводило к ухудшению хладостойкости проката при ИПГ [158]. Применение оптимизированных режимов ТМО с ограничением Тн, увеличенной толщиной подката и Ткуо в средней части бейнитного превращения позволило получить в прокате равномерную ферритно-бейнитную микроструктуру, состоящую в основном из ИФ с минимальной долей БФ.

Исследовали влияние различных стратегий УО с использованием охлаждения только в ламинарных или последовательно в спреерных и ламинарных секциях охлаждения УУО стана 5000 на хладостойкость проката толщиной 27,7 мм класса прочности К65 из стали 06Г2НМДБ. Прокат производили по режиму с Т„ 1180 С, подкатом 142 мм (-5,1 крата), ТКП=795±10С и Ткуо=520-560 С. При использовании последовательно УО в спреерных и ламинарных секциях УУО применяли ТКП=795±10С и Ткуо=530-570С. Один из листов был изготовлен фактически без УО (Ткуо 685С) и использован в сравнительных целях. Сериальные испытаний образцах ИПГ (рис. 5.20) показывают, что наилучшие результаты хладостойкости проката получаются при использовании УО в ламинарных секциях УУО до ТкуО 540 С. Понижение доли вязкой составляющей в изломе образцов ИПГ во всем диапазоне температур отмечено для вариантов технологии с пониженной Ткуо 525 С в ламинарных секциях УУО или при использовании УО в спреерных и ламинарных секциях до Ткуо 570С. Лист, не подвергавшийся УО (Ткуо 685С), имел самую низкую долю вязкой составляющей в изломе образцов ИПГ.

Результаты исследования микроструктуры проката из стали 06Г2НМДБ, подвергнутого УО по описанным режимам, показывают, что наименьшее количество областей БФ содержалось в стали поле УО в ламинарных секциях с завершением УО при Ткуо 540 С (рис. 5.21 а). При понижении Ткуо (рис. 5.21 б), а также при повышенной скорости охлаждения проката УО в случае последовательного использования секций спреерного и ламинарного охлаждения (рис. 5.21 в) наблюдалось увеличение количества областей БФ в матрице стали, состоящей из ИФ, что обуславливало ухудшение хладостойкости проката при ИНГ. Прокат без УО имел крупнозернистую ферритно-бейнитную микроструктуру, что привело к резкому снижению хладостойкости (рис. 5.21 г).

Таким образом, высокая хладостойкость при ИПГ проката класса прочности К65 толщиной 27,7 мм в условиях стана 5000 ОАО «ММК» достигнута благодаря уменьшению содержания бейнитного феррита (низкоуглеродистого верхнего бейнита реечной морфологии) в матрице стали, состоящей из игольчатого и квазиполигонального феррита. Технологически задача решена путем выбора режима ТМО, отличающегося пониженной температурой нагрева слябов (Т„ 1175-1180 С), выполнением черновой стадии КП за 5 активных проходов с завершающими обжатиями в черновой стадии до Є; 15-18 %, кратностью подката 5,1, окончанием прокатки при ТКП=780-795С и последующим УО листов в ламинарных секциях УУО до Ткуо 540-550С и скоростью охлаждения Уохл=15-18С/с.

Производство рулонного проката с гарантией уровня механических свойств класса прочности К60 (Х70) и требованиями по хладостойкости при ИПГ для газопроводных спиральношовных труб

Производство рулонного проката для газопроводных труб с требованиями по хладостойкости при ИПГ было опробовано в ОАО «ММК» на стали типа 07Г2МБ (системы легирования C-Mn-Mo-Nb, с содержанием 0,095%Nb) при толщине проката 15,9 мм (табл. 8.8) [277]. На стане 2000 ЧерМК ОАО «Северсталь» был произведен прокат толщиной 15,7 мм из стали Х70 типа 06Г2МБ (содержание Nb -0,07%) [275] и из стали Х70 типа 07Г2НДФБ (системы легирования C-Mn-Ni-Cu-Nb-V) [238, 239, 276], также толщиной 15,9 мм из стали Х70 типа 07Г2МНФБ (состава C-Mn-Ni-Mo-Nb-V) [238, 239, 276].

С целью достижения хладостойкости проката при ИПГ были приняты меры по улучшению проработки нерекристаллизованного аустенита в чистовой группе клетей: толщина подката была увеличена с обеспечение кратности не менее 3,4 и подкат подстуживался перед его задачей в чистовую группу клетей. Кроме того, для предотвращения образования протяженных прослоек цементита вдоль границ зерен применялось ускоренное охлаждение рулонов в условиях стана «2000» ЧерМК ОАО «Северсталь».

Прокат характеризовался требуемым уровнем и хорошей равномерностью уровня механических свойств (табл. 8.9). Однако вследствие затруднений с обеспечением оптимальных температурных диапазонов чистовой стадии КП прокат имел гарантированный уровень хладостойкости при ИПГ (90% вязкой составляющей) до температуры около -10 С.

Требуемый комплекс свойств проката из стали 07Г2МБ достигнут благодаря формированию мелкодисперсной ферритно-бейнитной микроструктуры стали (номер зерна 11-12 по ГОСТ 5639), полосчатость микроструктуры не превышала 1-го балла по ГОСТ 5640 (рис. 8.11). Основными структурными составляющими стали являлись игольчатый феррит и квазиполигональный феррит. Количество углеродсодержащей фазы, представленной колониями вырожденного перлита и верхнего бейнита, было мало.

Основной металл труб из стали 07Г2МБ производства ОАО «ММК» имел удовлетворяющие требованиям спецификации прочностные и пластические характеристики, а также величину работы удара на образцах с острым надрезом: ст = 485-630 Н/мм2; ав = 570-760 Н/мм2; от/ов 0,90; 55 22 %, KV"10 125 Дж, B(KCV) 10 90 %. При этом была обеспечена хорошая равномерность уровня механических свойств по длине полосы, что подтверждено при испытаниях основного металла спиральношовных труб (рис. 8.12). Диапазон изменения прочностных свойств составлял от 3 до 13 % от средних значений. Разброс величины механических свойств составлял: Дот = 16 до 76 Н/мм , Аав = 19...81 Н/мм2, что является достаточно хорошим показателем для полосы длиной 150 м. Порог хладноломкости основного металла труб при оценке на образцах с острым надрезом (KCV) располагался при температуре ниже -40 С (рис. 8.13). Требуемые свойства основного металла труб при ИНГ (В(ИПГ ) 85 %) были обеспечены в случае отсутствия отклонений в режиме ТМО при производстве проката [277].

Влияние трубного передела на комплекс свойств металла оценивали путем сравнения результатов испытаний 2-го витка рулона и соответствующей этому участку полосы 1-й трубы. При изготовлении труб отмечено снижение стт до 50 Н/мм и неоднозначное изменение ав в пределах ±25 Н/мм , что привело к благоприятному уменьшению соотношения ат/ав на величину 0,02-0,05 (рис. 8.14). Величина 85 практически не менялась, a KCV - уменьшилась (на 30-140 Дж/см2).

Снижение величины предела текучести при формовке опытных труб может быть объяснено тем, что на диаграмме растяжения присутствует физический предел текучести («площадка текучести»), хотя для стали с добавкой молибдена она имеет меньшую длину, чем для традиционной стали типа 10Г2ФБ.

Рулонный прокат из стали 07Г2МНФБ производства ОАО «Северсталь» имел требуемый комплекс прочностных свойств категории Х70 с большим запасом, отличную ударную вязкость (KCV20 = 200-250 Дж/см2) и 90-100% долю вязкой составляющей в изломе поперечных образцов ИПГ при температуре -15 С (требования - В(ИПГ"15) 85%) для всех исследованных участков по длине полосы. Различие в уровне прочностных свойств по длине полосы в целом не превышало на поперечных образцах 7 %, а на продольных образцах и под углом 30 градусов - 12 %. Сталь 07Г2НДФБ в основном использовалась для отработки технологии производства рулонного проката на стане 2000.

В сталях 07Г2НДФБ с добавкой Ni+Cu и 07Г2МНФБ с добавкой Ni+Mo была получена требуемая ферритно-бейнитная микроструктура (рис. 8.15) [238], которая характеризовалась малым размером элемента ферритной матрицы (№ 11-12 по ГОСТ 5639).

Микроструктура стали 07Г2НДФБ с добавкой Ni+Cu представляла собой смесь КвПФ, ИФ и небольшой доли полиэдрического (полигонального) феррита (ПФ). В стали 07Г2МНФБ с добавкой Ni+Mo ИФ был основной структурной составляющей, а доли КвПФ и ПФ были очень малы. Углеродсодержащая (вторая) фаза была представлена дисперсно распределенными островками из смеси вырожденного перлита (ВП) и верхнего бейнита (ВБ) с объемной долей 10%. Микроструктура характеризовалась незначительной полосчатостью - не выше 1 балла по ГОСТ 5640.

Требуемая хладостойкость проката из стали 07Г2НДФБ была достигнута благодаря хорошей проработке его микроструктуры путем оптимизации толщины подката и завершения деформирования в нижней части у-области (рис. 8.16) [238].

Были произведены исследования уровня механических свойств проката из стали 07Г2МНФБ на образцах по длине полосы, отобранных под разным углом относительно направления прокатки - поперечных, продольных и под углом 30 градусов (рис. 8.17) [238]. Уровень прочностных свойств на поперечных образцах фактически соответствовал стали категории прочности Х80: достигнуты значения ат = 586-630 Н/мм2; ав = 683-712 Н/мм2; aj/aB = 0,83-0,90 (табл. 8.10). Также обеспечивалась высокая пластичность стали - 85 - 23-24 % на поперечных образцах. При испытаниях на растяжение в продольном направлении отмечено некоторое снижение уровня прочностных свойств (ат = 540-575 Н/мм2; ав = 678-697 Н/мм ; ст/ав = 0,79-0,84), что закономерно сопровождалось улучшением пластичности, при этом вид диаграммы растяжения претерпевал изменение в направлении получения «вырожденной» площадки текучести. Прочностные свойства под углом 30 градусов к направлению прокатки имели значения (от = 564-637 Н/мм ; ав = 677-707 H/MMZ; GT/CB = 0,81-0,90), промежуточные между свойствами, обеспечиваемыми на поперечных и на продольных образцах, и в целом, близкие к значениям на поперечных образцах.

Ударная вязкость и количество вязкой составляющей в изломе образцов KCV имели максимальные значения на наружных витках рулона, а меньшие значения соответствовали листам из средних частей рулона, что в целом, закономерно для рулонного проката. Для всех участков полосы обеспечивается высокий уровень ударной вязкости KCV" : на поперечных образцах 195 - 239 Дж/см , а для образцов, отобранных под углом 30 градусов к направлению прокатки - KCV"20 = 202 - 288 Дж/см2. Порог хладноломкости, оцениваемый по 50% вязкой составляющей в изломе ударных образцов KCV (Т5о в.с.Х Для поперечных образцов соответствовал температуре -50...-55 С для наружных и внутренних витков рулона и -35 С для областей внутри рулона; а для образцов под углом 30 градусов к направлению прокатки, соответственно, - 50 С для наружных витков рулона и -35 С для средней части рулона и для внутренних витков рулона (рис. 8.18) [238]. В средних витках рулонов из стали 07Г2МНФБ цементитные включения были выявлены в виде одиночных участков по границам зерен и блоков и в виде цепочек, но они не занимали значительной доли границ зерен, что позволило обеспечить высокие показатели ударной вязкости. Для всех участков полосы были получены требуемые свойства проката при ИПГ (В(И111" ) = 90-100%).