Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Литературный обзор 9
1.1 Основные требования, предъявляемые современным трубам для магистральных газопроводов. 9
1.2 Структурные особенности сталей для труб. 12
1.3 Влияние структуры на изменение механических свойств. 17
1.4 Влияние холодной деформации на стали с различными структурами . 21
1.5 Технологически способы производства труб большого диаметра (общий обзор) 24
1.5.1 Способы формовки их технологические особенности 24
1.5.1.1 Вальцевая формовка 24
1.5.1.2 JCOE формовка 25
1.5.1.3 UOE формовка
1.5.2 Преимущества и недостатки каждого способа. 26
1.5.3 Экспандирование 27
1.6 Методы испытаний механических свойств труб большого диаметра, их особенности 28
1.7 Подходы к моделированию изменения механических свойств при формовке труб большого диаметра . 30
Заключение по главе 1 31
ГЛАВА 2. Материалы и методы исследований 33
2.1 Материалы исследований 33
2.2 Методы исследований 35
ГЛАВА 3. Анализ промышленной технологии производства трубной заготовки 39
Заключение по главе 3 52
ГЛАВА 4. Анализ изменения механических свойств при трубном переделе 53
4.1 Анализ изменения прочностных свойств 53
4.2 Анализ влияния технологических параметров 63
4.3 Анализ изменения ударной вязкости 67
Заключение по главе 4 71
ГЛАВА 5. Анализ микроструктуры и механических свойств по толщине проката . 72
5.1 Исследование микроструктуры проката 72
5.2 Исследование анизотропии механических характеристик по толщине проката сталей различного класса прочности (с различным микроструктурным состоянием) в процессетрубного передела. 77
Заключение по главе 5 85
ГЛАВА 6. Влияние знакопеременной деформации на поведение основного металла 86
Заключение по главе 6 99
ГЛАВА 7. Моделирование изменения механических свойств металла труб 100
7.1 Разработка имитационной модели определения механических свойств трубы в зависимости от свойств листа и режимов его формовки 100
7.2 Результаты проверки работы модели 110
Заключение по главе 7 112
Основные выводы 113
Список литературы 115
- Влияние холодной деформации на стали с различными структурами
- Подходы к моделированию изменения механических свойств при формовке труб большого диаметра
- Анализ влияния технологических параметров
- Исследование анизотропии механических характеристик по толщине проката сталей различного класса прочности (с различным микроструктурным состоянием) в процессетрубного передела.
Введение к работе
Актуальность проблемы. Интерес к особенностям структуры и механическим свойствам основного металла высокопрочных труб объясняется интенсивным развитием газодобывающей отрасли, ростом требований по качеству и надежности толстолистового проката, применяемого для изготовления газопроводных магистральных толстостенных труб большого диаметра, а также его массовым выпуском. Объем производства в России проката на толстолистовых станах 5000 за 2015 год приблизительно составил 2,9 млн. т.
При изготовлении листа для газопроводных труб с толщиной стенки до 21,6 мм по технологии контролируемой прокатки с окончанием при температуре в - области и последующим естественным охлаждением, считалось, что материал трубы по толщине обладает однородными свойствами. При данной технологической схеме производства и толщине проката был установлен факт снижения предела текучести в основном металле (ОМ) труб.
Повышение требований к механическим свойствам листа обусловило широкое внедрение технологии контролируемого охлаждения стали после окончания прокатки в -области. При изготовлении труб большого диаметра из листов, произведенных по этой технологии, изменение предела текучести основного металла труб относительно предела текучести в листе может носить разнонаправленный характер.
Современные публикации, посвященные исследованию формирования структуры и свойств высокопрочных сталей для труб, содержат общую оценку воздействия систем контролируемого охлаждения после завершения прокатки. При этом недостаточно освещено влияние градиента скоростей охлаждения по толщине проката в процессе контролируемого охлаждения.
По мере увеличения толщины проката увеличивается градиент скорости охлаждения по его толщине, что приводит к неравномерности свойств по толщине трубной заготовки. Градиент пластических деформаций по толщине стенки при формовке трубы ещё больше повышает эту неравномерность.
Понимание различных факторов, влияющих на формирование механических свойств металла при изготовлении проката в современных промышленных условиях, является актуальной практической задачей. Изучение закономерностей изменения механических свойств в процессе производства трубы с учетом толщины ее стенки являются базовой основой для предъявления обоснованных требований к трубной заготовке при создании нормативно-технической документации, прогнозирования поведения металла при формовке и достижения требуемого комплекса механических свойств.
Целью диссертационной работы являлось установление закономерности формирования механических свойств электросварных труб большого диаметра на основании анализа условий охлаждения после прокатки и микроструктурного состояния толстолистового проката, а также воздействия на него малых пластических деформаций до 5% (формовка + экспандирование) в процессе трубного передела по технологии формовки труб пошаговым или вальцевым методом.
Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:
-
Установление особенностей формирования микроструктуры и механических свойств металла по толщине в процессе производства трубной заготовки классов прочности К52, К60 и К65.
-
Изучение влияния малых пластических деформаций при формовке и экс-пандировании трубы на изменение механических характеристик ОМ.
-
Выявление особенностей влияния способа формовки на изменение свойств ОМ на этапах изготовления труб.
-
Разработка и опробование в промышленных условиях программного продукта для прогнозирования механических свойств ОМ труб исходя из механических свойств металла проката.
-
Применение выявленных в работе закономерностей при корректировке нормативно-технической документации для трубной заготовки.
Научная новизна:
-
Установлено, что в результате воздействия пластической деформации при производстве труб большого диаметра происходит изменение распределения механических свойств по толщине стенки трубы относительно листа таким образом, что наибольшие значения предела текучести соответствуют внутренней поверхности трубы, а минимальные – наружной.
-
Показано, что снижение предела текучести и предела упругости для сталей класса прочности К52-К65 под воздействием малых (менее 1,5%) знакопеременных пластических деформаций при трубном переделе определяется уровнем прочности.
-
Обнаружено, что при среднемассовой скорости контролируемого охлаждения трубной стали класса прочности К65 более 16-18 оС/с наблюдается образование 1,5-2,0% остаточного аустенита высокой устойчивости, количество которого после обработки холодом остается неизменным.
-
Выявлена закономерность в формировании прочностных свойств в процессе трубного передела для сталей с ферритно-перлитной и ферритно-бейнитной структурами; разработана новая методика прогнозирования свойств основного металла при формовке труб большого диаметра для классов прочности К52-К65.
Практическая ценность работы:
1. На основании проведенных экспериментов по определению механических свойств материала труб в зависимости от свойств проката разработана физиче-
ская модель, учитывающая параметры формовки и экспандирования трубы.
-
Применение разработанного программного продукта для прогноза механических свойств основного металла труб в зависимости от сортамента трубы и класса прочности стали позволило внести изменения в технические условия на прокат ПАО «Северсталь» в части повышения верхней границы отношения предела текучести к временному сопротивлению разрыву с 0,90 до 0,92 для классов прочности К54-К60.
-
Обосновано снижение среднемассовой скорости охлаждения при контролируемом охлаждении высокопрочного листа по мере увеличения его толщины во избежание образования неблагоприятных микроструктур.
-
За счет снижения объемов реализации продукции пониженной сортности по результатам деятельности в 2015 г. экономический эффект составил 8,95 млн. руб.
На защиту выносятся следующие положения:
-
Установленные закономерности распределения температурных полей в процессе контролируемого охлаждения высокопрочного проката, а также их влияние на формирование микроструктуры и свойств в трубных сталях.
-
Зависимость изменения механических свойств основного металла трубы при формовке от величины пластической деформации.
-
Зависимость снижения предела упругости и текучести трубных сталей при воздействии малых знакопеременных пластических деформаций от уровня прочности трубных сталей.
-
Методика расчета изменения механических свойств «лист – труба» в процессе формовки и экспандирования трубы.
Достоверность результатов. Достоверность полученных результатов исследований обеспечивается их проведением на современном оборудовании, прошедшем сертификацию и аттестацию, применением современной исследовательской техники, а также подтверждается данными, полученными в промышленных условиях.
Личный вклад соискателя. Автор непосредственно участвовал в постановке задач, планировании и проведении экспериментов. Проводил испытания механических свойств и исследование микроструктуры металла. Осуществил обработку, анализ и интерпретацию массива полученных данных. Участвовал во внедрении разработок.
Апробация работы. Основные результаты и положения работы были доложены и обсуждены на конференции молодых специалистов «Перспективы развития металлургических технологий», г. Москва, 2011, 2016г.; евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур», г. Москва, 2012 г.; международной молодежной научно-технической конференции «Новые материалы и технологии глубокой переработки сырья - основа инновационного развития экономики России», г. Геленджик, 2012 г.; всероссийской молодежной
школе-конференции «Современные проблемы металловедения», г. Пицунда, р. Абхазия, 2013 г.; международной конференции «Технологии и оборудование для прокатного производства», г. Москва, 2014 г.
Получен диплом лауреата конкурса «Молодые ученые» 20-й Международной промышленной выставки «Металл-Экспо 2014», 11–14 ноября 2015 г., Москва.
Соответствие содержания диссертации паспорту специальности.
Диссертационная работа по целям, задачам, содержанию, методам исследования и полученным результатам соответствует пунктам «2. Теоретические и экспериментальные исследования фазовых и структурных превращений в металлах и сплавах, происходящих при различных внешних воздействиях» и «3. Теоретические и экспериментальные исследования влияния структуры (типа, количества и характера распределения дефектов кристаллического строения) на физические, химические, механические, технологические и эксплуатационные свойства металлов и сплавов» паспорта специальности 05.16.01 - «Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов» (технические науки).
Публикации. Основное содержание диссертации отражено в 8 публикациях, в том числе пяти статьях в рецензируемых научных журналах, рекомендованных ВАК.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, семи глав, основных выводов, списка литературы из 108 наименований. Работа изложена на 122 страницах машинописного текста, содержит 78 рисунков и 24 таблицы.
Влияние холодной деформации на стали с различными структурами
В начале 50-х годов ХХ в. для строительства первых трубопроводных транспортных систем в СССР применялись горячекатаные стали, соответствующие классам прочности Х42-Х46. В середине 60-х годов им на смену пришли низколегированные горячекатанные и нормализованные стали класса прочности Х52, уровень свойств в которых достигался за счет твердорастворного упрочнения. Следующий этап развития наступил с началом использования малоперлитных сталей класса прочности Х60-Х70. Применение комплексного упрочнения (дисперсионное упрочнение и измельчение зерна феррита) позволяло соответствовать актуальным в конце 70-х годов требованиям. В тоже время получила развития технология контролируемой прокатки, суть которой заключалась в использовании эффекта измельчения размера структурных составляющих за счет использования карбонитридообразующих элементов – ниобия и ванадия. В [20] отмечают, что эффект измельчения зерна используют при упрочнении свариваемых сталей массового назначения регулируемой прокаткой. Речь идет о так называемых малоперлитных (содержание углерода до 0,1%) или бесперлитных (содержание углерода 0,02-0,04%) сталях с содержанием марганца около 1,5% при малых добавках ниобия и ванадия. Аустенитизация должна обеспечить растворение карбонитридных фаз в аустените. Прокатка завершается при 950-850 С, в процессе деформации выделяются дисперсные частицы карбонитридов ниобия и ванадия, собирательная рекристаллизация тормозится; зерно аустенита (а после охлаждения и феррита) получается сравнительно мелким. Этому способствует и ускоренное охлаждение до 500-400 С после деформации. Все это позволяет получать свариваемые стали с пределом текучести до 50-60 кгс/мм2 и относительно низкую температуру вязко-хрупкого перехода Ткр [21]. Возможно, определенную роль играет и образование субзеренной структуры аустенита при деформации и ее сохранение в феррите после охлаждения [22]. Уже наличие небольшой доли перлита вызывает заметное повышение Ткр [23]; этим объясняется стремление понизить содержание углерода и дополнительно легировать карбонитридообразующими элементами. Легирование, обеспечивающее понижение температуры превращения при данной скорости охлаждения, также способствует получению мелкого зерна феррита.
В начале 80-х годов произошел переход на новые технологии в сталеплавильном производстве – использование конвертерной и электропечной выплавки с последующей внепечной обработкой и непрерывной разливкой. Технологический прогресс позволил получать высокочистые по вредным примесям (сера и фосфор) стали со сверхнизким содержанием газов, которые в сочетании с технологией контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения сделали возможным получение низколегированных сталей классов прочности Х70-Х100 с пониженным содержанием углерода [24-26].
На рисунке 1.2 схематично показана эволюция методов упрочнения и составов трубных сталей. В химический состав современных высокопрочных трубных сталей, помимо 0,05-0,10% С и 1,5-2,0% Mn, как правило, входят повышающие устойчивость аустенита элементы (Ni, Co, Mo), а также карбонитридообразцющие элементы (Ti, V, Nb). Такая система легирования позволила качественно новый класс низкоулеродистых низколегированных сталей для труб.
В настоящее время для производства проката для труб большого диаметра используют две основных технологии: - контролируемая прокатка с последующим охлаждением на воздухе; - контролируемая прокатка с последующим ускоренным охлаждением. Выбор конкретной технологии зависит от требований к готовому прокату: толщина, класс прочности, сероводородостойкость и т.д. Для получения проката класса прочности не выше К60 и толщиной не более 27 мм применяют первый метод. Такая трубная заготовка характеризуется, как правило, ферритно-перлитной структурой. Прокат классом прочности выше К60 или большей толщины получают с использованием регламентированного ускоренного охлаждения после контролируемой прокатки. Скорость охлаждения прокатанного листа зависит от выбранной технологической схемы и может варьироваться. Сочетание диапазона скоростей послепрокатного охлаждения и широкого температурного интервала превращений переохлажденного аустенита приводит к формированию различных продуктов промежуточного превращения. При этом возникают определенные сложности в определении и классификации полученных структур.
Классификации структур низкоуглеродистых сталей посвящен ряд как зарубежных [27-29], так и отечественных исследований [30, 31],
В работе [30] структуры различают по характеру превращения, выделив две группы – диффузионный и сдвиговый (мартенситный) механизмы превращения. При этом предлагается учитывать морфологию разных структурных составляющих. По предложенной системе продуктами диффузионного превращения являются феррит и перлит различной морфологии, а сдвигового – бейнит и мартенсит.
Работа [31] дополняет систему [32, 33], предложенную бейнитным комитетом ISIJ (Японского института стали и чугуна), данными, полученными во ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина». Авторы предлагают отдельно рассматривать морфологию занимающей большую часть объема ферритной матрицы и отдельно – тип и морфологию высокоуглеродистых структурных составляющих. Схематически данная система показана на рисунке 1.3. Рисунок 1.3 – Разновидности фаз и структурных составляющих, образующихся при распаде переохлажденного аустенита в низкоуглеродистых сталях.
Ниже перечислены основные структурные составляющие современных сталей для труб большого диаметра и их краткие характеристики. Полигональный феррит Образуется по диффузионному механизму при температурах выше 650 оС и малых скоростях охлаждения. Для ферритных зерен характерны равноосная форма с ровными границами, малая плотность дислокаций и отсутствие субзеренной структуры. Квазиполигональный феррит Образуется при более низких по сравнению с полигональным ферритом температурах (580-620 оС). Препятствующие диффузии высокая скорость охлаждения в совокупности с повышенным уровнем легирования не дают аустениту превратиться в полигональный феррит при высоких температурах. Квазиполигональный феррит характеризуется меньшим размером кристаллов, искривленными границами зерна и наличием субструктуры [32, 34].
Гранулярный бейнитный феррит (Гранулярный бейнит)
Образуется в верхней части температурного интервала промежуточного превращения. По данным, приведенным в работе [32], в отличие от реечного бейнита, возникает при более медленном охлаждении. Для формирования гранулярного бейнита необходимо непрерывное охлаждение с высокими скоростями [29], но он также может зарождаться и в изотермических условиях [35]. Состоит из равноосных блоков -фазы с включениями остаточного аустенита и мартенсита, имеющих также близкую к равноосной форму. Блоки гранулярного бейнита имеют высокую плотность дислокаций и разделены малоугловыми границами.
Подходы к моделированию изменения механических свойств при формовке труб большого диаметра
Для проведения исследований использовали металл промышленного производства, листы производства ПАО «Северсталь», DILLINGER HUETTENWERKE, ОАО «ММК», ПАО «АМК» (Украина) классов прочности К52, К60 (Х70), DNV485, К65 (Х80). Исследовали трубы большого диаметра производства ЗАО «ИТЗ», АО «ВТЗ», ПАО «ЧТПЗ».
Химический состав сталей соответствовал действующим технологиям производства и техническим условиям на газо- и нефтепроводные трубы. В таблице 2.1 приведены химические составы сталей, на которых были выполнены исследования в полном объеме по описанным ниже методикам.
Сталь №1 производства ПАО «АМК» была получена по технологии контролируемой прокатки с окончанием прокатки 720оС. Стали №26 производства ПАО «Северсталь» были получены по технологии контролируемой прокатки с завершением при температуре 790-800 оС, после чего их подвергали ускоренному охлаждению.
Для производства образцов темплеты отбирали от листов, труб до экспандирования и труб после экспандирования. Схема вырезки темплета из трубы показана на рисунке 2.1. При вырезке темплета учитывали отступ на огневой рез.
Полученный темплет размечался на зоны по типам необходимых образцов, а затем разрезался для получения заготовок. В случае вырезки темплета из трубы, он предварительно подвергался правке по методике соответствующего трубного завода. Схемы вырезки образцов из темплета от листа и трубы показаны на рисунке 2.2.
Металлографические исследования выполняли на микроскопе Axiovert 50MAT после травления шлифов в 4% спиртовом растворе HNO3. Изучение микроструктуры при увеличении х3000 проводили на сканирующем электронном микроскопе «Jeol JSM-6610LV», оснащенного системой энергодисперсионного микроанализа INCA Wave 500 (производства Oxford Instruments).
Для изучения структуры на образце стали №4 в состоянии поставки и после отпуска при температуре 500 оС был также применен метод просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) на микроскопе JEM200CX с ускоряющим напряжением 120 кВ.
Рентгеноструктурный анализ выполняли с помощью дифрактометра ДРОН 3 на FeK излучении. Измеряли ширину рефлексов (211) феррита, а также наличие рефлексов (200) аустенита. Для исследования взяли образец стали №4 в состоянии поставки, образец после 5 -ти минутной выдержки в жидком азоте и образец после нормализации 930 С. Для расчета количества остаточного аустенита методом гомологических пар [104, 105] необходимо было получить образец с минимальной текстурой. С этой целью образец, отожженный при 930 С в течение одного часа, был подвергнут холодной деформации на 50% и повторному отжигу. В результате рекристаллизации была получена структура, характеризующаяся отсутствием искажений кристаллической решетки и достаточно малой текстурой. Об этом свидетельствует наличие острых отражений феррита и соотношение их интенсивностей.
Изучение кинетики фазовых превращений аустенита проводили на высокотемпературном быстродействующем дилатометре ЦНИИчермет «Чермет-ДБ» (рисунок 2.3). Дилатометр оснащен датчиком температуры и аналогово-цифровым преобразователем (АЦП) для записи показаний датчика продольной дилатации. Программный комплекс дилатометра обрабатывал полученную информацию и осуществлял непрерывную запись процесса.
Нагрев до температуры Агз+30 оС производили в течение нескольких секунд, скорости охлаждения варьировались в диапазоне от 1 до 170 оС. При проведении эксперимента обеспечивалось условие непрерывного нагрева и охлаждения. Кинетика фазовых превращений изучалась для сталей № 1, 3, 4.
В процессе нагрева и охлаждения образца дилатационная кривая записывалась в координатах «температура-изменение линейного размера», термический цикл фиксировался в координатах «температура-время». Температура измерялась хромель-алюмелевой термопарой 0,15 мм.
После записи дилатационных кривых, каждый образец подвергался металлографическому анализу с определением процентного соотношение структурных составляющих при разных скоростях охлаждения. Результаты дополнялись измерением твердости, значения которой для каждой кривой охлаждения приведены на ТКД. Замеры твердости проводили на микротвердомере STRUERS DURAMIN по методу Виккерса с максимальной нагрузкой 2 кг. На каждое значение делали не менее 5х замеров.
Для определения механических свойств опытных листов и труб до и после экспандирования изготавливали стандартные натурные образцы по ГОСТ 1497 (тип I) с рабочим сечением 30 t (t – толщина металла), которые испытывали на разрывной испытательной машине INSTRON, деформацию определяли при помощи контактного экстензометра. Для определения свойств полнотолщинные образцы вырезались как в продольном, так и в поперечном направлении.
Методика исследования распределения механических свойств по толщине листа (стенки трубы) состояла в вырезке темплетов из трубной заготовки или готовой трубы до и после экспандирования в продольном и поперечном направлениях. После вырезки темплеты на ленточной пиле разрезали на заготовки hх25х180 мм (h – толщина металла, длина образца – поперек направления прокатки, рисунок 2.4) после чего, в зависимости от толщины, на ленточной пиле по плоскости прокатки вырезали заготовки толщиной 3,13,8 мм. После предварительной разметки полученных заготовок изготавливали плоские образцы по стандарту ASTM с сечением рабочей части 2,4х12,5 мм, чертеж которых изображен на рисунке 2.5. В зависимости от толщины исследуемого проката (трубы) получали от 3 до 6 образцов. Образцы испытывали на разрывной испытательной машине INSTRON, деформацию определяли при
Анализ влияния технологических параметров
Процесс контролируемого охлаждения можно разделить на две стадии: первая – прохождение проката через УКО (активное охлаждение), вторая – выравнивание температуры проката на уровне 540550 оС. С учетом технологических особенностей и реальной логистики производственного процесса можно выделить третью стадию – охлаждение раската при движении по рольгангу, а затем в стопе.
После выхода из УКО прокат движется по рольгангу примерно 80 сек, затем подвергается правке со скоростью 0,3 м/с, что занимает при длине проката 12 м 40 с, затем укладывается в стопу на двое суток. С учетом скорости охлаждения 0,30,4 оС/с и времени транспортировки по рольгангу и правки в стопу металл попадает при температуре 380510 оС. После выхода из УКО охлаждение проката можно рассматривать как изотермическую выдержку, поскольку скорость охлаждения составляет 0,002 оС/с. Таким образом, после выравнивания температуры проката до 540 оС охлаждение до температуры начала мартенситного превращения Мн внутреннего слоя проката занимает не менее 10 часов.
Исходя из металловедческих основ мартенситного превращения, можно считать, что во внутренней части проката, которая охлаждалась в УКО не ниже 470 оС (Мн) происходит полное превращение аустенита. В зависимости от скорости охлаждения, в интервале наименьшей устойчивости ниже температуры 750 оС превращения аустенита могут происходить либо по промежуточному либо по диффузионному механизму. Для оценки металлографических особенностей микроструктуры исследовали образец промышленного проката ПАО «Северсталь» из проката толщиной 17,5 мм стали К65 с минимальным градиентом скоростей охлаждения при прохождении УКО. Оптическая микроструктура представлена на рисунке 3.9. Из представленной структуры видно большое количество включений глобулярной формы размерами не более 2 мкм. Включения располагались не только на границах, но и в теле зерен матричной фазы. Эти включения можно идентифицировать как цементит. Объяснить наличие цементита можно продолжительной выдержкой проката в стопе и образованием данных частиц из бейнитной составляющей.
Для определения качественного и количественного состава остаточных структур использовали метод рентгеноструктурного анализа. Результаты ренгеноструктурного анализа образцов промышленного металла представлены в таблице 3.4.
Наличие рефлексов аустенита, идентичных образцу в состоянии поставки, после обработки стали жидким азотом показало его высокую устойчивость. Наличие аустенитной фазы можно объяснить флуктуацией распределения углерода, однако объяснение его высокой устойчивости после обработки жидким азотом требует дополнительного изучения. Таблица 3.4 – Результаты рентгеноструктурного исследования образцов промышленного металла стали К65 толщиной 17,5 мм
Образец Параметр решетки фазы Количество остаточного аустенита % а, Величина искажения решетки, а/а Исходное состояние 2,8678 0,0102 1,70 Обработка жидким азотом 2,8678 0,0102 1,70 Нормализация 930 oС 2,8674 0,0041 0 Холодная деформация, нормализация 930 оС 2,8664 0 0 Анализ представленных данных показал, что исходная структура характеризовалась существенной анизотропией, вызванной искажением кристаллической решетки -фазы, поэтому для получения неискаженной структуры в качестве эталонного образца для оценочного количества остаточной -фазы оказалось недостаточно нормализации от 930 оС.
В связи с этим для получения эталонного образца использовали предварительная холодная деформация исходного образца 40% с последующей повторной нормализацией. Это позволило получить изотропную, ненапряженную структуру фазы.
На основании сравнения рентгенограмм была произведена оценка количества остаточного аустенита в образцах проката класса прочности К65 толщиной 17,5 и 27,7 мм. Остаточная -фаза в количестве менее 2% была обнаружена только в образце проката толщиной 17,5 мм, скорость охлаждения которого в УКО была максимальной. Исходя из полученных данных, сделали вывод о практическом отсутствии е влияния на механические и вязкостные свойства.
Для более детального изучения микроструктурных особенностей применяли просвечивающую электронную микроскопию (ПЭМ) (рисунок 3.10). в) г)
Проведенные исследования подтвердили наличие в исходной структуре остаточного аустенита, в тоже время мартенситных участков выявлено не было. Значительную объмную долю исследованного образца занимали ферритные зрна (рисунок 3.10, а), имеющие развитую блочность и умеренную плотность дислокаций. Размеры аустенитных участков составляли 3-5 мкм и находились в тройных точках соединений зерен фазы (рисунок 3.10, б). Данный факт находится в противоречии с построенными фазовыми диаграммами для стали К65 (рисунок 3.5, в), основной фазой которой стали должен быть низкоуглеродистый бейнит. В тоже время при исследовании на ПЭМ была обнаружена "островковая" структурная составляющая, обогащнная углеродом, представлена областями цементита (рисунок 3.10, в, г). Эти области имеют размер, не превышающий, как правило, 12 мкм; форма таких областей может быть как близкой к равноосной (рисунок 3.10, в), так и вытянутой (рисунок 3.10, г). Данный факт объясняется тем, что в процессе длительной выдержки проката после завершения стадии контролируемого охлаждения происходит процесс коагуляции цементитных включений, таким образом, что морфологически матричная фаза аналогична ферриту с включениями цементита.
1. Скорость охлаждения поверхностных областей проката при промышленном производстве высокопрочных трубных сталей является недостаточной для образования в структуре мартенсита.
2. Важной особенностью технологии высокотемпературной термомеханической обработки, оказывающей существенное влияние на формирование структуры и свойств проката, является замедленное охлаждение проката после окончания контролируемого охлаждения, в том числе, при охлаждении в стопе. В результате выделения избыточного углерода из бейнита и коагуляции включений цементита морфология матричной фазы в промышленной стали К65 аналогична ферриту.
3. Количественная оценка, выполненная методом рентгеноструктурного анализа, показала, что доля остаточного аустенита не превышает 2% и не может существенно влиять на механические и вязкостные свойства исследованной стали.
4. Обнаружена высокая устойчивость остаточного аустенита, количество которого после обработки при температуре -196 оС осталось неизменным.
Исследование анизотропии механических характеристик по толщине проката сталей различного класса прочности (с различным микроструктурным состоянием) в процессетрубного передела.
Анализ представленных данных показал, что при повторном нагружении после смены знака нагрузки поведение металла (форма диаграммы деформирования) кардинально изменяется и происходит существенное снижение предела упругости. Это связано с интенсивным развитием микропластических деформаций. Причем снижение значения условного предела текучести Rt0.5 после первой смены знака нагружения по сравнению с исходным (физическим) пределом текучести наиболее выражено для высокопрочной стали К65. При изменении знака приложения нагрузки площадка текучести отсутствовала при повторном нагружении вне зависимости от начального нагружения растяжением или сжатием. На втором полуцикле при нагрузках более 50 Н/мм2 наблюдали пластическую деформацию, что является следствием наличия в ферритной матрице большой плотности свободных дислокаций. То есть при повторном нагружении хорошо известное соотношение Холла-Петча, определяющее зависимость предела текучести от размера структурных составляющих не выполняется. При последующем смене знака (третий полуцикл) вид кривой оставался практически неизменным.
Первый полуцикл - растяжение 700 600 j "" Г " " - — „ 500 .400UX J Ж."". f К65 300О,са Х 200 — К60 К52 Ш f 100 /л—— 0 L_ 0,00 0,10 0,20 0,30 0,40 0,50 Деформация,% а) б) в)
Изменение характера кривой деформирования сталей различного класса прочности при знакопеременной деформации с амплитудой 0,5%. Начало координат на рисунках б) и в) соответствует точке смены знака приложения нагрузки. Наклонные линии на рисунках б) и в) соответствуют модулю упругости Е. Пересечение второй наклонной линии с кривой деформирования соответствует пределу текучести с остаточной пластической деформацией 0,2% (Rp0.2). Из практики проведения механических испытаний на растяжение модуль упругости определяют как тангенс угла наклона в пределах заведомо упругого участка деформирования образца. При обработке цифровых кривых циклических испытаний модуль упругости определяли как тангенс угла наклона кривой - к оси деформация в интервале напряжений 50-300 Н/мм2 при первом нагружении. В таблице 6.3 представлены результаты обработки трех первых полуциклов знакопеременного нагружения при начальном цикле – растяжении в интервале от 100 до 300 Н/мм2, в том числе предела текучести Rt0.5, и предела пропорциональности Rp0,01, определенного по допуску на остаточную пластическую деформацию 0,01%.
Анализ представленных данных показывает, что при повторном нагружении для всех исследованных сталей различных классов прочности порог развития остаточной пластической деформации существенно снижается по сравнению с первым полуциклом деформирования. При начальном (первом) деформировании определение предела текучести не вызывает никаких трудностей, однако при смене знака нагружения измерение предела текучести, из-за развития микропластических деформаций, может приводить к серьзным ошибкам при определении модуля упругости. Это в последующем ведет и к ошибке при определении предела текучести по остаточной пластической деформации, например, Rp0.2.
На рисунках 6.5а, 6.6 и 6.7 представлены результаты изменений максимального напряжения цикла при знакопеременном нагружении сталей различного класса прочности в зависимости от амплитуды деформирования. Из представленных данных следует, что для стали класса прочности К52 при знакопеременном нагружении наблюдается упрочнение (рост значений Rmaxi) в зависимости от амплитуды деформации.
Для стали класса прочности К60 упрочнение вне зависимости от знака нагружения незначительно. В исследованном диапазоне амплитуд деформаций максимальный рост значений Rmaxi составлял 6070 Н/мм2 на 1% деформации на третьем полуцикле нагружения как в случае начального нагружения растяжением, так и сжатия. На первых двух полуциклах упрочнение практически не наблюдали.
Сталь класса прочности К65 обнаружила существенно большее упрочнение как при начале деформации растяжением, так и сжатием. На третьем полуцикле деформирования наблюдали рост значений Rmax, который составлял 100 Н/мм2 на 1% деформации.
Зависимость максимального значения напряжения полуцикла при знакопеременном нагружении от амплитуды деформации стали класса прочности К65 толщиной 27,7 мм: а – при первом нагружении растяжением, б – при первом нагружении сжатием.
Увеличение амплитуды деформации (допуска на остаточную пластическую деформацию) при повторном нагружении с обратным знаком приводит к снижению значений Rt0,5 вне зависимости от класса прочности стали. 2. Наиболее интенсивный темп снижения значений Rt0,5 при повторном нагружении с обратным знаком наблюдается в интервале амплитуд деформаций 1,01,5%. Максимальное снижение значений Rt0,5 на 100110 Н/мм2 при амплитуде деформации 1,5% при повторном нагружении наблюдали для стали класса прочности К65.