Содержание к диссертации
Введение
1. Анализ состояния вопроса и задачи исследования...?
1.1. Термомеханическая обработка металлопродукции 7
1.2. Контролируемая прокатка 9
1.2.1. Металловедческие основы контролируемой прокатки 9
1.2.2. Механизм упрочнения при контролируемой прокатке 13
1.2.3. Схемы контролируемой прокатки 15
1.3. Цель и задачи исследования 17
2. Материал и методики исследования 19
2.1. Сортамент и требования к трубам 19
2.2. Методики исследования структуры 20
2.3 Промышленные эксперименты 26
3. Разработка способа термомеханическои обработки труб в линии ТПА-80 29
3.1. Температурно-деформационные условия прокатки труб диаметром 30,0-89,0 мм на ТПА-80 29
3.2. Особенности процесса редуцирования труб 31
3.3. Разработка таблиц прокатки труб 32
3.4. Разработка устройств ускоренного регулируемого охлаждения труб в процессе и после горячей деформации 35
4. Структурообразование при горячей деформации аустенита, сталь Х18Н10Т 46
5. Влияние параметров ТМО на структуру и свойства труб из стали 10 60
5.1. Влияние степени деформации на структуру и свойства труб 65
5.2. Типы субзеренных полигональных границ, образующихся при горячей деформации 73
5.3 Влияние температуры деформации на структуру и свойства труб после ТМО .83
5.3.1. Строение ферритной составляющей стали 10 83
5.3.2. Рекристаллизация феррита при горячей деформации труб в межкритическом интервале температур 96
5.3.3. Строение горячедеформированного перлита 100
5.3.4. Механические свойства труб... 104
5.4. Влияние дополнительного последеформационного охлаждения водой
на структуру и свойства труб 108
6. Промышленная технология производства труб способом ТМО 115
6.1. Технология производства труб 115
6.2. Структура и свойства труб текущего производства, полученных способом ТМО 122
6.3. Экономический эффект от внедрения ТМО 127
Список использованных источников.. 132
- Металловедческие основы контролируемой прокатки
- Особенности процесса редуцирования труб
- Структурообразование при горячей деформации аустенита, сталь Х18Н10Т
- Типы субзеренных полигональных границ, образующихся при горячей деформации
Металловедческие основы контролируемой прокатки
Основная идея контролируемой прокатки сравнительно проста. Полагая, что наиболее эффективным способом улучшения, как прочности, так и вязкости стали, является измельчение зерна, подбирают такие режимы деформации и охлаждения, которые позволяют получать структуру феррита заданного строения. В работах [13, 14, 17, 23, 28, 42] показано, что размер зерна феррита горячедеформированной стали, зависит от многочисленных технологических факторов к главным, из которых относятся: состав стали, условия нагрева под прокатку, температурный режим прокатки, степень и кратность деформации, скорость охлаждения между проходами, а также скорость последеформаци-онного охлаждения. Значение каждого из перечисленных факторов определяется, в конечном счете, ролью, которую он играет в формировании строения аустенита перед у-а превращением. Поэтому изучению строения горячедеформированного аустенита уделяется особое внимание исследователей.
В работах [44-56] получена информация о механизме влияния горячей деформации на структурообразование в аустените, создание в нем в зависимости от сочетания таких параметров, как скорость, степень и температура деформации, состояний горячего наклепа, динамического возврата, динамической полигонизации и динамической рекристаллизации. Изучен также механизм влияния этих структурных состояний на конечную структуру феррита и комплекс механических свойств. Дислокационная структура аустенита после горячей деформации может быть различной и соответствовать: - состоянию горячего наклепа: зерна аустенита имеют удлиненную «оладьеобразную» форму (увеличенная удельная площадь поверхности границ), внутри зерен наблюдаются полосы деформации, двойники и дислокационная ячеистая структура; - состояние начальной стадии образования субструктуры в результате динамического возврата; - состоянию динамической полигонизации на установившейся стадии, когда формируется совершенная и весьма устойчивая субструктура; - состоянию динамической рекристаллизации, когда в отличие от статической рекристализации в рекристаллизованных зернах наблюдаются полигональные дислокационные построения; наличие субструктуры в некоторых рекристаллизованных зернах может быть результатом динамической по-лигонизации или следствием особенностей механизма зарождения рекристаллизованных зерен путем коалесценции субзерен. Эти релаксационные процессы, протекающие в горячедеформированном аустените, могут накладываться друг на друга и в структуре стали, обычно присутствуют различные типы субструктур. Закономерности у—»а превращения определяют зависимость строения феррита от формирующейся при горячей деформации структуры аустенита. Высокотемпературное превращение у—»а начинается на границах зерен аустенита, которые не только являются местами предпочтительного зарождения новой фазы, но и характеризуются повышенной диффузией. Зародыши феррита имеют когерентную или полукогерентную границу со своим зерном аустенита и некогерентную случайную границу с соседним зерном. Ориента-ционное соотношение фаз у— а , применимое к видманштеттовому ферриту и во многих случаях к ферриту равноосной морфологии, описывается соотношением Курдюмова-Закса. Для практических условий обычной прокатки и медленного охлаждения на воздухе взаимосвязь между размером зерна аустенита и феррита довольно простая: ферритное зерно равно 2,3 величины аустенитного зерна в направлении, перпендикулярном плоскости прокатки. Измельчение зерна феррита тем выше, чем больше частота образования зародышей ферритной фазы в аустените при охлаждении в область температур у— а превращения. Частота образования зародышей феррита определяется суммарной поверхностью эффективных границ, являющихся местами зарождения феррита. Суммарная поверхность эффективных границ в деформированном аустените существенно выше, следовательно, при данной скорости охлаждения и размер зерна феррита будет меньше. На рис. 1.1. схематично показано, какой размер ферритного зерна можно получить, применяя различные процессы прокатки [42].
Применяя более высокие скорости охлаждения, можно достичь дальнейшего измельчения зерна, поскольку более низкая температура начала превращения обеспечивает больше зародышей в переохлажденном аустените.
Положительный эффект контролируемой прокатки заключается прежде всего в одновременном приращении уровня прочностных свойств и сопротивления хрупкому разрушению стали. Получаемое после контролируемой прокатки такое уникальное сочетание свойств обусловлено действием четырех факторов: измельчением зерен; формированием развитой субструктуры феррита; выделением дисперсных карбонитридов, упрочняющих сталь и стабилизирующих субструктуру; определенной структурой.
Формирование развитой субзеренной структуры феррита при деформации в межкритическом интервале температур представляет собой, по мнению М.Л. Бернштейна [11, 12] наиболее желательный механизм упрочнения. Получены экспериментальные доказательства барьерного эффекта субграниц, обуславливающего упрочнение типа структурной зависимости Холла-Петча для предела текучести. Влияние субструктуры на упрочнение в значительной мере определяется углом разориентировки субзеренных элементов. При наличии субграниц, угол разориентировки которых превышает некоторый критический, они оказываются достаточно мощным барьером на пути движения дислокаций и практически выполняют функции болыпеугловых границ зерен. Если угол разориентировки меньше критического, то субзеренные границы оказывают сопротивление скольжению по типу сопротивления дислокаций «леса».
Особенности процесса редуцирования труб
Исследованию деформированного состояния трубы в одном калибре, а также изменению толщины стенки по периметру калибра посвящен ряд работ [68-72]. Следует отметить, что эти исследования проведены, в основном, применительно к двухвалковым калибрам. Но поскольку качественно характер деформации труб в двух- и трехвалковых калибрах практически одинаков, для анализа течения металла в трехвалковом калибре можно использовать данные, полученные для двухвалковых калибров.
Оценивая в общем характер течения металла при редуцировании, необходимо отметить, что если при редуцировании без натяжения примерно половина деформации от изменения наружного диаметра идет на утолщение стенки и удлинение трубы, то с ростом натяжения увеличивается доля вытяжки. Так, при величинах натяжения, позволяющих сохранять исходную толщину стенки, вся деформация по диаметру трансформируется в удлинение (вытяжку) трубы, а с дальнейшим ростом натяжения удлинение еще больше возрастает за счет утонения стенки. При этом деформация как по диаметру, так и по толщине стенки может идти не только в калибрах, но и в межклетевых промежутках (при линейном натяжном состоянии) [73].
С учетом вышеизложенных особенностей процесса редуцирования нами разработаны таблицы прокатки труб заданного сортамента для условий производства их по международным стандартам DIN 1629, DIN 2440 и DIN 2441 на ТПА-80 СинТЗ. Сортамент включает трубы диаметром от 30 до 88,9 мм с толщинами стенок от 3,2 до 7,1 мм. При этом отношение толщины стенки к наружному диаметру труб перед редуцированием находится в пределах 0,035-0,070, а готовых 0,045-0,150. Общая деформация труб по диаметру (при диаметре начальной трубы 92 мм) составляет 1,9-67,3 %. Для ее осуществления используется от 4 до 24 клетей (рис. 3.1). Наружный диаметр, Д мм Необходимо отметить, что максимальная общая деформация находится в пределах допустимых значений, характерных для штучного редуцирования бесшовных труб на трехвалковых станах. Частная деформация в средних клетях принята одинаковой и равной 5,2 %, что создает щадящие условия в отношении нагрузок на оборудование, а также способствует получению качественных труб по наружной поверхности и по толщине стенки (табл. 3.2). Распределение частных деформаций (є,, %) по клетям стана в зависимости от диаметра готовых труб
Общие коэффициенты вытяжки находятся в пределах 1,05-3,37 (большие значения относятся к трубам меньших диаметров), что не превышает общепринятых значений в практике штучного редуцирования бесшовных труб. Необходимо отметить, что заложенные в таблице прокатки параметры деформации труб в редукционном стане ТПА-80 находятся на уровне принятых в теории и практике редуцирования труб значений и обеспечивают производство труб необходимого качества по наружному диаметру и толщине стенки в соответствии с международными стандартами DIN 1629, DlN 2440 и DIN 2441. Технология ТМО труб из малоуглеродистой стали должна обеспечивать достижение следующих показателей: - требуемый уровень свойств феррито-перлитной стали; - сохранение высокой производительности стана; - требуемые геометрические параметры труб. Наиболее эффективным способом улучшения как прочности, так и вязкости феррито-перлитных сталей является измельчение зерна. Настоящая работа направлена на достижение этой цели путем управления процессами формирования структуры при горячей деформации и ускоренном охлаждении. В трубопрокатном производстве для обеспечения высокой производительности и снижения нагрузок на оборудование применяют высокие температуры горячей деформации. Для расчетов в качестве исходной базы обычно используют зависимости предела текучести стали от температуры и степени деформации. На рис. 3.2 приведены экспериментальные зависимости изменения предела текучести металла от температуры и степени деформации (коэффициента вытяжки) углеродистой стали, содержащей 0,15 % С. Представленные данные свидетельствуют, что основное влияние на значение предела текучести и степень упрочнения оказывает температура деформации. Поэтому при обычной прокатке температуру конечной деформации стремятся не снижать ниже 950 С, именно такая температура заложена в проектной документации на редукционный стан.
Известно, что возникновение высокого сопротивления деформации вызывает не только низкая температура обработки, но и высокая степень деформации за проход. Эта проблема нами была решена применением большого числа разовых деформаций с невысокой степенью деформации (не более 5,2 %) за проход через клеть. Разработанные таблицы прокатки (табл. 3.2) регламентируют нагрузки на оборудование и позволяют значительно снизить температуру деформации без снижения производительности процесса и качества геометрических параметров труб.
Производительность процесса и качество труб по геометрическим размерам в значительной степени определяются состоянием валков клетей редукционного стана. Снижение износа ручья калибра, сохранение его геометрических размеров, повышение стойкости подшипников требуют поддержания определенного температурного уровня клетей редукционного стана. На стане для этого используется система централизованного водяного охлаждения с индивидуальным подводом к каждой клети и последующим разводом воды на три валка.
Эта система охлаждения валков была модернизирована. Модернизация заключалась в организации раздельной подачи воды как на валки со стороны выхода трубы из клети с обеспечением их оптимального температурного режима, так и на трубу - равномерно распределенными струями по периметру для регулируемого охлаждения труб в процессе деформации. На рабочую поверхность каждого валка вода поступает через систему сопловых отверстий, выполненных в подводящем трубопроводе, повторяющем профиль ручья (рис. 3.3 а). Воду на трубу подавали из кольцевого спрейера с цилиндрическими сопловыми отверстиями, закрепленного на клети со стороны входа трубы в клеть (угол наклона сопловых отверстий 45 в направлении очага деформации (рис. 3.3 б). В стане охлаждение трубы происходит за счет воды, поступающей на ее поверхность из кольцевого спрейера, контакта поверхности трубы с холодными валками и отработанными потоками воды из системы охлаждения валков в межклетьевом пространстве.
Структурообразование при горячей деформации аустенита, сталь Х18Н10Т
Горячая деформация при высоких температурах, отвечающих аусте-нитному состоянию углеродистых сталей (выше точки Асз), имеет большое значение для конечной структуры, формирующейся после охлаждения до комнатной температуры. Понимание деталей и особенностей процесса струк-турообразования при деформации аустенита позволяет сознательно влиять на структуру и служебные свойства готовой продукции из различных марок сталей.
Процессы, происходящие на дислокационном уровне при горячей периодической деформации, изучены недостаточно, несмотря на большое количество известных работ [81-88]. В каждом конкретном случае различные отклонения от теоретически рассматриваемых параметров, вносят значительные, порой непредсказуемые отклонения в конечные результаты. Изменениям подвержены такие факторы, как химический состав стали, технические характеристики прокатного оборудования, напряженное состояние и дробность деформации, параметры нагрева и охлаждения и прочие. В данной работе структуру, субструктуру и свойства горячедеформи-рованного аустенита изучали на примере стали Х18Н10Т, сохраняющей гра-нецентрированную решетку аустенита и её дислокационную структуру при охлаждении от температуры горячей прокатки до комнатной. Выбор этой марки стали обусловлен тем, что она является широко распространённой и стали подобного химического состава обычно используются для моделирования процессов, происходящих в аустените углеродистых сталей [11,85,89]. Для углеродистых сталей все происходящие структурные изменения аустенита при деформации оцениваются только по конечной структуре, представляющие ферритную и перлитную составляющие распада аустенита. Деформированный аустенит претерпевает два типа изменения структуры, связанные с происхождением следующих процессов: - полигонизация и рекристаллизация; - полиморфное превращение в ферритную и перлитную составляющие.
Использование сталей аустенитного класса в качестве модельного материала для исследования происходящих процессов в аустените позволяет исключить полиморфную составляющую и получить более полное представление об изменении структуры при деформации аустенита. Автор отчетливо представляет, что структура аустенита углеродистой стали и стали Х18Н10Т значительно отличаются, даже по величине энергии дефекта упаковки. Для материалов с более низким значением энергии дефекта упаковки процессы возврата и рекристаллизации протекают при более высоких температурах, так как затруднены процессы поперечного скольжения дислокаций. Начало рекристаллизации для сталей аустенитного класса на 200-250 С выше аустенита низкоуглеродистых сталей [80]. Однако другого способа изучения деформации аустенита не имеется и он широко и успешно используется на практике.
Трубу после деформации на 40 % в одиннадцати клетях редукционного стана затормаживали и выдавали в обратную сторону, получая трубу с набором различных степеней деформации по клетям стана.
В таблице 4.1 приведены результаты механических испытаний образцов, отобранных от тех клетей, степень деформации в которых округленно соответствует приведенным в таблице значениям. При повышении степени деформации в интервале значений 5...35% прочностные характеристики стали монотонно повышаются, а пластические снижаются. При деформации выше 35% предел текучести стали резко возрастает и значительно падает удлинение. Механические свойства стали Х18Н10Т после прокатки с различными степенями деформации
Изменения в зеренной структуре видны на приведенных, на рис. 4.1 фотографиях шлифов, протравленных электролитическим методом для выявления как болыпеугловых, так и двойниковых границ. При этом выходы отдельных дислокаций и полос скольжения не вытравливаются и не затемняют деталей формоизменения границ зерен и двойников отжига. Подробно методика и особенности изменения структуры с ростом деформации описаны в работе [90].
После деформации на 10 % (рис. 4.1 б) нет заметных изменений в зеренной структуре по сравнению с исходной.
После деформации на 20 и 25 % эти изменения становятся хорошо видимыми на рисунках 4.1 г и 4.1 д соответственно, а в образце, деформированном на 30 % видна вытянутость зерен в направлении прокатки (рис. 4.1 ё). При этом заметно, что общая травимость границ увеличивается с увеличением степени деформации, поскольку часть дислокаций оседает как на болынеугловых. так и на двойниковых границах, увеличивая их свободную удельную поверхностную энергию, а, следовательно, и травимость.
Увеличение степени деформации до 40 % (см. рис. 4.1 ж-з) приводит к значительному искривлению границ, двойниковые границы становятся волнистыми, выявляется отчетливая текстура деформации в целом. Новообразованные рекристаллизованные зерна или их зародыши не наблюдаются. С другой стороны, если сравнивать исходное (рис. 4.1а) и конечное (рис. 4.1 з) состояния, то можно заметить, что число вытравленных границ на единичной площади в деформированном образце значительно выше, так как начинают вытравливаться некоторые, наиболее энергоёмкие субзёренные границы внутри исходных зерен аустенита.
Таким образом, в горячедеформированном аустените повышается суммарная поверхность эффективных границ, являющихся в углеродистых сталях местами зарождения ферритных зерен при снижении температуры аустенита ниже критической точки Агз.
Типы субзеренных полигональных границ, образующихся при горячей деформации
Формирование субзеренной структуры при горячей деформации в редукционном стане происходит в условиях последовательного наращивания дефектов кристаллической решетки, в частности, дислокаций. Значительная часть их в условиях высокой температуры аннигилирует, а остальные выстраиваются в полигональные стенки - субграницы. По мере увеличения степени деформации плотность дислокаций в субграницах растет, увеличиваются углы разориентировок на них, возрастает свободная удельная энергия на единицу поверхности [105]. В связи с этим меняются и внешние проявления субграниц, наблюдаемых на шлифах, репликах или тонких фольгах. Чтобы в какой-то мере установить соответствие между характером субграниц и их изображениями, выявляемыми различными методами, целесообразно разделить субграницы на несколько типов. Такое разделение является условным, поскольку основано преимущественно на различиях в плотности дислокаций в субграницах.
Первый тип субграниц - это дислокационные сетки с очень низкой плотностью дислокаций в них. Ячейки крупные, среднее расстояние / между дислокациями составляет свыше 0,1 мкм, что соответствует углам разориентировки между субзернами менее одной минуты. Обычно в литературе, посвященной дислокационной структуре горячедеформированных металлов и сплавов, значительное количество дислокаций считается "свободными", хотя очевидно, что полностью независимых, т.е. не испытывающих воздействий полей упругих напряжений от соседних дислокаций, не существует. Поэтому даже в хорошо отожженных кристаллах, где плотность дислокаций составляет 10 ... 10 см", дислокации находятся в построениях (или сетках) полигонального типа, которые можно называть субзеренными границами, разделяющими "блоки мозаики". Поэтому мы будем считать, что все дислокации, отстоящие друг от друга более чем на 0,1 мкм (100 нм) входят в состав слабовыраженных субзеренных границ первого типа. В тонкой фольге при электронномикроскопических исследованиях такие границы наблюдаются в виде отдельных зигзагообразных дислокаций. Некоторые из них взаимодействуют между собой, образуя V- образные или Y- образные стыки, являющиеся по существу фрагментами узлов дислокационных сеток. Иногда они видны как серия параллельных (или приблизительно параллельных) дислокаций, слабо взаимодействующих между собой, как это бывает, например, в случае границы наклона. Примеры субграниц первого типа в тонких фольгах и на оттененных репликах приведены на рис. 5.7. На рисунках 5.7 а и 5.1 б видны фрагменты субграниц, возле которых видны серии слабовзаимодействующих дислокаций примерно одного направления, которые можно рассматривать как субграницы первого типа. На рисунке 5.7 в видны три скопления дислокаций А, Б и В. Они являются субграницами первого типа, которые взаимодействуя между собой, дают в сумме четко выраженную, довольно плотную сетку дислокаций у Г. Травимость субграниц первого типа очень низка из-за низкой плотности дислокаций, их слабой привязки к плоскости субграницы и, следовательно, низкой свободной поверхностной энергии, поэтому на оттененных репликах они могут даже оставаться незамеченными, либо проявляться, как очень тонкие, нечеткие, иногда прерывающиеся линии (отмечены стрелками на рисунке 5.7 г). Субграницами второго типа можно считать дислокационные сетки или стенки, в которых дислокации отстоят друг от друга на расстояниях от 0,1 до 0,01 мкм. Это соответствует разориентировкам от 3 минут до половины градуса. Такие субграницы уже являются довольно эффективными препятствиями перемещению дислокаций и могут вносить существенный вклад в повышение прочности материала. На электронномикроскопических изображениях тонких фольг субграницы второго типа наблюдаются как серии параллельных дислокаций с хорошо выраженной периодичностью в 10 ... 1 нм (см. рис. 5.8 а) или в виде регулярных двухмерных сеток с гексагональными ячейками такой же периодичности. Повышенная свободная энергия таких границ обуславливает хорошую травимость в местах их выхода на поверхность шлифа, и они становятся видимыми на снимках оттененных реплик (рис. 5.8 б). Субграницы третьего типа имеют высокую плотность дислокаций в плоскости залегания, расстояния между отдельными дислокационными сегментами составляют 1 ... 10 нм, что приводит к тому, что в электронном микроскопе они с трудом разрешаются, а границы приобретают полосчатый контраст, характерный для обычных болынеугловых границ (рис. 5.8 в). Углы разориентировки решеток двух субзерен, разделенных субграницами третьего типа составляют 0,5 ... 5 и они отчетливо наблюдаются на снимках оттененных реплик (рис. 5.8 г).
Субграницы четвертого типа имеют столь высокую плотность дислокаций в плоскости границы, что отдельные дислокации на электронномикроскопических изображениях тонких фольг не разрешаются, так как их разделяют расстояния менее 1 нм, поэтому их изображения внешне мало отличаются от изображений большеугловых границ (рис. 5.9 а, б). Для надежного разделения субзеренных и обычных границ главным критерием является определение углов разориентировки, определяемых микродифракционным методом: субграницы четвертого типа характеризуются углами в диапазоне между 5 и 10. Их травимость сопоставима с травимостью большеугловых границ, поэтому на снимках оттененных реплик они трудноразличимы (рис. 5.9 в, г).
В большинстве случаев субграницу на реплике и в тонкой фольге можно с большой степенью вероятности отличить от болыыеугловой границы по большому (от 140 до 180С) углу, противолежащему субгранице в тройном стыке. Такие стыки отмечены стрелками на рисунке 5.9 г. Субзеренные границы четвертого типа являются труднопроходимыми барьерами для дислокаций, и их влияние на прочность и пластичность материала почти не отличается от влияния большеугловых границ. Очевидно, что наиболее надежным методом идентификации субзеренных границ является в первую очередь дифракционная электронная микроскопия тонких фолы, однако, на тщательно подготовленных шлифах, изготовленных с применением электролитической полировки и специального травления, также можно судить о степени развития полигонизационных процессов, происходящих в горячедеформированной стали. На рисунке 5.10 а-в приведена структура трубы из стали 10 после горячей деформации на 46 %. Уже при увеличении 100 крат видно, что в ферритной составляющей присутствует субструктура. На рисунке 5.10 б приведен вид увеличенного в 400 крат участка, выделенного прямоугольником на рисунке 5.10 а. На рисунке 5.10 в этот же участок приведен при увеличении 800 крат. На этом снимке стрелками с римскими цифрами I, II, Ш, IV указаны области, которые содержат субграницы соответствующих типов. Здесь же можно видеть, что области со слабо травящимися границами I и II типа содержат довольно крупные субзерна, а более четко вытравленные субграницы Ш и IV типов разделяют субзерна малых размеров. Таким образом, можно полагать, что между средним размером субзерна и величиной угла разориентировки существует довольно отчетливая связь: чем крупнее субзерна, тем меньше углы разориентировки на их разделяющих субграницах. Электронномикроскопические наблюдения (глава 4) показывают, что при горячей деформации стали Х18Н10Т при температуре 900... 1000 С можно приближенно считать, что субзерна со средним размером свыше 15 микрон свойственны субграницам I типа, то есть имеющими разориентировку до 30 минут; от 15 до 10 мкм - II типа; от 10 до 5 мкм - III типа; от 2 мкм и менее - IV типа.
