close

Вход

Забыли?

вход по аккаунту

?

Формирование однородной структуры при термомеханической обработке в условиях стана и стабильность ударной вязкости и хладостойкости трубных сталей классов прочности Х80 и Х100

код для вставкиСкачать
На правах рукописи
РИНГИНЕН ДМИТРИЙ АЛЕКСАНДРОВИЧ
ФОРМИРОВАНИЕ ОДНОРОДНОЙ СТРУКТУРЫ ПРИ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ
ОБРАБОТКЕ В УСЛОВИЯХ СТАНА 5000 И СТАБИЛЬНОСТЬ УДАРНОЙ
ВЯЗКОСТИ И ХЛАДОСТОЙКОСТИ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ КЛАССОВ
ПРОЧНОСТИ Х80 И Х100
05.16.01 - «Металловедение и термическая обработка
металлов и сплавов»
АВТОРЕФЕРАТ
диссертации на соискание ученой степени кандидата
технических наук
Москва – 2016
2
Работа выполнена в ФГУП «Центральный научно-исследовательский институт черной
металлургии им. И.П. Бардина» и АО «Выксунский металлургический завод»
Научный руководитель:
доктор технических наук
Эфрон Леонид Иосифович,
научный руководитель центра перспективного
технического развития АО «ОМК»
Официальные оппоненты:
доктор технических наук, профессор
Маркова Галина Викторовна
профессор кафедры «Физика металлов и
металловедение» ВГБОУ ВО «Тульский
государственный университет»
доктор технических наук
Орлов Виктор Валерьевич
первый зам. начальника научнопроизводственного комплекса – ФГУП «ЦНИИ
КМ «Прометей»
Ведущее предприятие:
ИМЕТ РАН им. А.А. Байкова
Защита состоится 30 марта 2016 г. в 11 часов на заседании диссертационного совета
Д 217.035.01 при ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П.Бардина».
Отзывы в двух экземплярах, заверенные печатью, просьба направлять по адресу: 105005,
Москва, ул. Радио, д. 23/9, стр. 2.
С диссертацией можно ознакомиться в технической библиотеке ФГУП «ЦНИИчермет им.
И.П. Бардина» и на сайте http://chermet.net.
Автореферат разослан 12 февраля 2016 г.
Ученый секретарь диссертационного совета
Д 217.035.01, доктор технических наук,
старший научный сотрудник
Н.М. Александрова
3
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ
Актуальность проблемы. Увеличивающиеся объемы потребления энергоносителей
заставляют проводить разведку и добычу природного газа в условиях Крайнего Севера, в
сейсмоопасных зонах, в Северном Ледовитом океане. Это вызывает ужесточение требований к безопасности трубопроводов и механическим свойствам труб.
Основополагающие научные разработки в области технологии термомеханического
контролируемого процесса (ТМКП) низколегированных сталей создали Гладман Т., Ирвин
К., Матросов Ю.И., Джонас Дж., Литвиненко Д.А., ДеАрдо А., Морозов Ю.Д., Эфрон Л.И.,
Селларс С., Кадди Л., Палмер Е., Тамура И., Козасу И., Танака Т. и другие ученые. В теоретических и научно-практических исследованиях в этой области широко освещаются вопросы производства толстолистового проката из высокопрочных трубных сталей, в том
числе концепции легирования сталей, особенности технологии ТМКП в условиях толстолистовых станов, опыт производства листового проката классов прочности Х70 – Х120 зарубежными производителями (Германии, Китая, Кореи и Японии).
Однако, опыт разработки и освоения производства толстолистового проката класса
прочности К65 для труб проекта «Бованенково-Ухта» на металлургических комбинатах
России показывает, что достигаемые свойства металла и соотношения между ними не всегда оптимальны, ряд важных характеристик, включая вязкость и хладостойкость, нестабильны в условиях массового производства.
Несмотря на значительный мировой опыт в производстве проката для труб класса
прочности Х100, в публикациях отсутствует подтверждение соответствия всем современным требованиям ПАО «Газпром». При этом используется дорогостоящее легирование и
наблюдается нестабильность вязких свойств.
В настоящее время вопросы получения стабильных вязких свойств, мало освещены в
теоретических исследованиях и практических разработках. Это определяет необходимость
проведения исследований в области обеспечения однородности микроструктуры, как ключевого фактора в обеспечении стабильности ударной вязкости и доли вязкой составляющей при испытании падающим грузом (ИПГ).
Однородность конечной структуры проката является следствием создания однородной структуры последовательно на всех этапах контролируемой прокатки. Для этого необходим подход к разработке технологии, в которой критические параметры создаваемых
режимов учитывали бы требования к однородности структуры на каждом этапе ТМКП.
Это может быть осуществлено только на основе исследования процессов структурообразования на этих стадиях.
Таким образом, необходим системный подход к разработке новых видов продукции
и технологий, основанный на понимании процессов структурообразования в исследуемых
4
сталях, что позволит анализировать причины неоднородности структуры и нестабильности
свойств, а также осуществлять их баланс и тонкое регулирование в зависимости от предъявляемых требований.
Актуальность данной работы обусловлена необходимостью освоения производства
проката классов прочности Х80-Х100 для магистральных газопроводов, повышения стабильности комплекса механических свойств такой продукции в условиях толстолистового
стана 5000 АО «Выксунский металлургический завод» (АО «ВМЗ»), а также поиска новых
технологических решений, направленных на совершенствование структуры исследуемых
сталей, повышение ее дисперсности и однородности, основанных на установленных особенностях структурообразования.
Цель диссертационной работы. Выявление закономерностей формирования структуры на различных этапах ТМКП, установление механизмов управления однородностью
структуры, разработка и освоение на этой основе технологии производства листового проката для труб класса прочности Х80, К65, и Х100 с повышенной стабильностью вязких
свойств, применительно к оборудованию стана 5000 АО «ВМЗ».
Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:
1.
Изучить процессы, происходящие при нагреве, горячей прокатке и охлаждении исследуемых сталей, установить количественные закономерности формирования структуры.
2.
Выявить причины формирования разнозернистости и нестабильности вязких
свойств металла и определить пути решения данной проблемы.
3.
Предложить подход к разработке технологии ТМКП «сложных» видов продукции,
обеспечивающий минимальные затраты на подготовку к массовому производству. Установить критерии переноса лабораторных данных в промышленные условия.
4.
На основании полученных результатов, разработать и опробовать в промышленных
условиях программные продукты для совершенствования технологических параметров
процесса ТМКП с точки зрения формирования однородной структуры.
5.
Установить возможности управления сочетаниями свойств в рамках данного класса
прочности путем создания вариантов реализации ТМКП.
6.
Применить предложенные в работе технологические решения при освоении массового производства проката классов прочности К65 и Х80 и опробовании производства листов и труб класса прочности Х100 для стабилизации вязких свойств.
Научная новизна. В работе получены следующие результаты, характеризующиеся
научной новизной:
1.
Установлены температурно-временные зависимости эволюции структуры аустенита
при нагреве микролегированной трубной стали с добавками (Mo, Ni, Cr, Cu) класса прочности К65, заключающиеся в определении момента начала и окончания вторичной рекри-
5
сталлизации зерна аустенита с соответствующим разделением областей мелкозернистой,
разнозернистой и крупнозернистой структуры.
2.
Установлено, что однородная структура аустенита (мелко- или крупнозернистая),
полученная после нагрева, сохраняет однородность после черновой стадии прокатки с
полным протеканием статической рекристаллизации в каждом проходе, а исходная разнозернистость аустенитной структуры не устраняется многократной горячей деформацией
при черновой прокатке.
3.
Созданы феноменологические модели, позволяющие определять долю статически
рекристаллизованного зерна аустенита и условия начала динамической рекристаллизации
при многопроходной прокатке высокопрочных трубных сталей системы (Mn-Cr-Ni-Cu-MoNb), и подтверждена их высокая точность (R>0,92).
4.
Показано, что при проведении пластической деформации в диапазоне температур
бейнитного превращения наблюдается существенное измельчение структуры исследованных сталей, с повышением степени деформации фрагментация структуры охватывает
практически весь объем металла, что приводит к существенному росту прочностных характеристик и падению пластичности. Применение данного воздействия, в условиях прокатного стана, позволяет повысить класс прочности стали, при получении удовлетворительных вязко-пластических свойств.
Практическая значимость работы. На основании установленных закономерностей
формирования структуры и свойств трубных сталей, разработаны и применены на практике программные продукты, позволяющие оптимизировать параметры нагрева и черновой
стадии прокатки сталей классов прочности Х80, К65 и Х100.
Предложен и реализован на практике системный подход к разработке «сложных»
видов продукции и технологий, позволяющий повысить стабильность результатов и значительно снизить затраты на подготовку к массовому производству.
Предложенные в работе технологические решения внедрены в производство на
стане 5000 АО «ВМЗ» и позволили гарантированно обеспечить хладостойкость проката
класса прочности К65, толщиной 23 и 27,7 мм. В результате снижена отсортировка по
ударной вязкости и доле вязкой составляющей в изломе образцов при испытании падающим грузом (ИПГ) с 3,4 до 0,2 % (по итогам производства партии 56 тыс. тонн проката).
С использованием предложенных технологических решений, произведено 306 тыс.
тонн проката и электросварных газопроводных труб диаметром 1219 и 1420 мм классов
прочности К65 и Х80 для проектов «Бованенково-Ухта» и «Средняя Азия – Китай». Общий
экономический эффект, от внедрения разработок в 2013-2014 гг., составил 385 млн. руб.
1.
По представленной работе на защиту выносятся:
Установленные закономерности эволюции аустенитной структуры в процессе нагре-
6
ва и черновой стадии прокатки стали 06Г2НМДБ, позволяющие формировать однородную
структуру проката;
2.
Созданные модели кинетики статической рекристаллизации и критических параметров динамической рекристаллизации аустенита при многопроходной горячей деформации
для сталей 06ХГ2НМДБ и 06Г2НМДБ;
3.
Предложенные критерии микроструктурного соответствия лабораторных и промышленных экспериментов: соответствие размера и однородности зерна аустенита и состояния карбонитридов микролегирующих элементов перед черновой и чистовой стадиями
прокатки, накопленной энергии деформации в аустените перед началом превращения и
режима ускоренного охлаждения;
4.
Реализованные способы управления однородностью структуры проката в процессе
ТМКП на стане 5000 АО «ВМЗ»;
5.
Выявленные особенности влияния вариантов реализации ТМКП на механические
свойства и микроструктуру исследуемых сталей;
6.
Результаты внедрения разработанных технологических решений по изменению режимов производства проката класса прочности К65 для проекта «Бованенково-Ухта» и достигнутое повышение стабильности вязких свойств, а также достигнутый в промышленных условиях уникальный комплекс свойств проката класса прочности Х100.
Достоверность результатов. Достоверность результатов экспериментальных исследований обеспечивается их проведением на современном сертифицированном аттестованном оборудовании и использованием лицензионного программного обеспечения, а
также подтверждается результатами реализации разработок в промышленных условиях.
Личный вклад соискателя. Автор участвовал в постановке задач диссертационной
работы, разработке методик физического моделирования, самостоятельно выполнил все запланированные экспериментальные исследования, осуществил обработку, анализ и интерпретацию полученных экспериментальных данных, участвовал во внедрении разработок.
Апробация работы. Основные результаты и положения диссертации были доложены и обсуждены на 11-ти международных и 2-х всероссийских конференциях: 9-й международной научно-технической конференции «Современные металлические материалы и
технологии» (С.-Петербург, 2011), International Conference on Processing & Manufacturing
Of Advanced Materials THERMEC (Canada, Quebec, 2011), XX и XXI международных научно-технических конференциях «ТРУБЫ-2012» (Сочи, 2012) и «ТРУБЫ-2014» (Челябинск,
2014), The 5th International Conference on Recrystallization and Grain Grow (Sidney, Australia,
2013), The 7th International Conference on Physical and Numerical Simulation of Materials Processing (Oulu, Finland, 2013), международной конференции «Микролегированные трубные
стали для нефтегазовой отрасли» (Москва, 2013), IX и X конгрессе прокатчиков (Черепо-
7
вец, 2013; Липецк, 2015), Всероссийской конференции по испытаниям и исследованиям
свойств материалов "ТестМат - 2013" (Москва, 2013).
Соответствие содержания диссертации паспорту специальности, по которой
она рекомендуется к защите. Диссертационная работа по своим 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 6. «Разработка
новых и совершенствование существующих технологических процессов объемной и поверхностной термической, химико-термической, термомеханической и других видов обработок, связанных с термическим воздействием, а также специализированного оборудования» паспорта специальности 05.16.01 – «Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов» (технические науки).
Публикации. Основное содержание диссертации отражено в 10 публикациях, в том
числе четырех статьях в рецензируемых научных журналах, рекомендованных ВАК, получен один патент на изобретение.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 6 глав, общих
выводов, списка литературных источников из 139 наименований и приложений, содержит
132 страницы машинописного текста, 76 рисунков, 16 таблиц.
СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ
Во введении обоснована актуальность, и сформулированы цель и задачи исследования, представлена научная новизна и практическая значимость диссертационной работы.
Первая глава представляет собой обзор литературы, в котором рассмотрены основные требования, предъявляемые к высокопрочным сталям для труб магистральных газопроводов, а также описывается современное состояние вопроса об особенностях легирования и влиянии параметров ТМКП на структурообразование исследуемых сталей. Но основе этих данных обосновывается выбор направления исследования.
Вторая глава посвящена обоснованию выбора исследуемых сталей, и описанию методов лабораторных и промышленных исследований, проведенных автором при выполнении настоящей диссертационной работы.
Для исследования были выбраны стали промышленного производства различных
систем легирования, предназначенные для изготовления труб класса прочности X80, K65 и
X100 (табл. 1). Стали выплавляли в конверторе и разливали в МНЛЗ.
Механические свойства проката и труб определяли по стандартным методикам: на
статическое растяжение на плоских пятикратных образцах тип II по ГОСТ 1497 и плоских
двухдюймовых образцах по ASTM A370; на ударную вязкость по ГОСТ 9454 на образцах
8
типа 11 при температурах от +20 до -140 °С; испытания образцов падающим грузом проводили по ГОСТ 30456 с определением доли вязкой составляющей в изломе; на твердость
по Виккерсу - по ГОСТ 2999. Испытания на растяжение лабораторного проката проводили
на образцах диаметром 12,5 мм с длиной расчетной части 25,4 мм.
Табл. 1. Химический состав исследуемых сталей
Содержание элементов, масс. %
Марка
№
стали
C
Si
Mn
Cr
Ni
Cu
Ti
V
1 05ХГ2НФМДБ
0,05
0,12 1,87 0,19 0,36
0,11
0,012
0,046
2 06ХГ2НМДБ
0,06
0,24 1,97 0,27 0,38
0,27
0,020
0,006
3 06Г2НМДБ
0,06
0,21 1,78 0,03 0,23
0,26
0,017
0,005
4 06Г2НМДБ (пром.
0,055- 0,20- 1,75
0,20- 0,220,015
партия)
0,065 0,25 -1,80
0,25
0,27
-0,020
Стали содержали (масс. %): S=0,001; P=0,004-0,007; Al=0,03-0,04; N=0,005-0,006
Nb
0,031
0,047
0,038
0,035
-0,040
Mo
0,17
0,29
0,17
0,15
-0,20
Изучение микроструктуры проводили методом оптической микроскопии после
травления шлифов в 4 % спиртовом растворе HNO3 или в реактиве Ле Пера (последовательное травление в 4 % спиртовом растворе пикриновой кислоты и 1% водном растворе
Na2S2O5) (для выявления МА-составляющей). Изучение тонкой структуры проводили при
помощи просвечивающей и растровой электронной микроскопии на микроскопах
JEM200CX и ULTRA 55. Исследование состава карбонитридных фаз микролегирующих
элементов (МЛЭ) проводили при помощи рентгеновского спектрометра энергетической
дисперсии INCA Energy X-Max. Для оценки распределения по размеру аустенитного зерна
проводили компьютерную реконструкцию границ зерен после горячего травления в растворе пикриновой кислоты.
Объемную долю остаточного аустенита (Аост) и количество углерода в нем определяли с помощью рентгеновского дифрактометра Rigaku Ultima IV безэталонным методом
по соотношению интегральных интенсивностей отражений феррита (110)α, (200)α, (211)α
и аустенита (111)γ, (200)γ, (220)γ.
Кинетику превращения деформированного аустенита, после имитации процесса
контролируемой прокатки, изучали посредством построения термокинетических диаграмм
с использованием автоматического деформационного дилатометра DIL 805A/D.
Для определения влияния температуры и времени выдержки при нагреве под прокатку на структуру металла использовали трубчатую электропечь ПТК с атмосферой аргона. Исследование кинетики статической и динамической рекристаллизации, а также имитацию режимов термомеханической обработки, проводили на испытательном комплексе
Gleeble 3800 с использованием модуля Hydrawedge (рис. 1) и MAXStrain.
Свариваемость металла исследовали методом имитации воздействия термических
циклов сварки на структуру и ударную вязкость металла околошовной зоны (ОШЗ) при
сварке с помощью испытательного комплекса Gleeble 3180.
9
Лабораторное воспроизведение процесса производства листов выполнено в условиях лабораторного прокатного стана ДУО-300. Промышленную прокатку листов проводили
на стане 5000 АО «ВМЗ» по контролируемым режимам. Трубы изготавливали на линии
ТЭСА 1420 АО «ВМЗ» по действующей технологии.
Рис. 1. Общий вид камеры модуля Hydrawedge Gleeble 3800, схема установки образца между
бойками и эскиз образца
Общая схема исследований и разработок, предложенная и реализованная в работе
приведена на рис. 2.
Рис. 2. Схема построения работы
В третьей главе изложены результаты изучения процессов формирования структуры, протекающих на различных стадиях контролируемой прокатки (табл. 2) – первого этапа схемы, приведенной на рис. 2.
Табл. 2 – Схема проведения исследований процессов структурообразования
Этап
формирования
структуры
Исследуемый
процесс
структурообразования
Цель по
свойствам
Нагрев слябов
Черновая
прокатка
Чистовая
прокатка
Ускоренное
охлаждение
Деформация в
ходе бейнитного
превращения
Кинетика роста Динамическая и Статическая
Превращение Фрагментация
зерна аустенита, статическая
рекристаллизация аустенита
структуры при
растворение
рекристаллизация Превращение
деформации в
частиц
аустенита
аустенита
диапазоне
карбонитридных
температур
фаз
бейнитного
превращения
Стабильность
Стабильность
Прочностные характеристики,
Прочностные
вязких свойств вязких свойств
вязкие и пластические свойства, характеристики
хладостойкость
Исследования нагрева и черновой стадии прокатки проводили для получения инструментов повышения стабильностью вязкости и хладостойкости путем создания однородной структуры за счет управления процессами роста и рекристаллизации зерен аусте-
10
нита на этапе нагрева и горячей прокатки. Тонкое регулирование комплекса свойств под
различные требования обеспечивали путем создания необходимой конечной микроструктуры за счет управления кинетикой распада аустенита, меняя при температуру завершения
деформации и параметры укоренного охлаждения. Кроме этого, было изучено новое технологическое воздействие - деформация в диапазоне температур бейнитного превращения
аустенита, для изучения возможности повышения прочностных характеристик.
Рис. 3. Карта структурных состояний при нагре- Рис. 4 – Частицы карбонитридов ниобия в мелкозернистой структуре аустенита после нагрева
ве для стали 06Г2НМДБ (№3)
(ПЭМ, х30000)
Рис. 5. Различные типы структуры аустенита и гистограммы распределений по размеру зерен
после нагрева: а, г – однородно мелкозернистая; б, д – разнозернистая; в, е – крупнозернистая
Путем варьирования температуры и времени нагрева для исследуемых сталей, экс-
11
периментально установлены границы трех областей структурных состояний после нагрева:
мелкозернистой (до начала вторичной рекристаллизации (ВР), разнозернистой (после
начала ВР) и крупнозернистой (после окончания ВР) (рис. 3, 5). Построена карта структурных состояний при нагреве с выделением указанных областей (рис.3). Показано, что основная причина аномального роста отдельных аустенитных зерен (ВР) заключается в растворении наноразмерных (15-30 нм) частиц карбонитридов, которые сдерживают рост зерен (рис. 4).
Экспериментально установлена связь между структурой аустенита после нагрева и
черновой стадии прокатки. Показано, что исходная разнозернистость не устраняется многократной горячей деформацией при черновой прокатке, а исходно-однородные структуры
(мелко- или крупнозернистые) сохраняют однородность (рис. 6). Установлено, что однородность размера зерен после нагрева не менее важна, чем их средний размер. Из полученных результатов следует, что неоптимальная структура, сформированная при нагреве, не
может быть полностью устранена при черновой прокатке.
Рис. 6. Структура аустенита и гистограммы распределения размеров зерен после имитации черновой прокатки при различных типах исходной структуры: а, г - мелкозернистая; б, д - разнозернистая; в, е – крупнозернистая
На основании полученных результатов, с целью недопущения формирования неоднородной структуры аустенита перед началом прокатки, разработана и внедрена методика
выбора параметров нагрева слябов. С учетом характеристик нагревательных печей, температуру нагрева и длительность выдержки в томильной зоне выбирают таким образом, чтобы соответствующая точка на карте структурных состояний находилась в мелкозернистой
зоне, но вплотную примыкала к нижней границе области разнозернистости (рис.3). Это
12
обеспечивает максимальное растворение частиц МЛЭ и исключает явление вторичной рекристаллизации.
Неоднородность структуры может быть следствием особенностей протекания процессов рекристаллизации аустенита. С целью исключения создания неоднородной структуры в результате неполного протекания динамической рекристаллизации (ДР) или частичной статической рекристаллизации (СР) при деформации в черновой стадии прокатки
созданы физические модели данных процессов для сталей 06ХГ2НМДБ и 06Г2НМДБ. Модели позволяют с высокой точностью определять кинетику СР (рис.7) при любых температурно-деформационных параметрах многопроходной прокатки, а также условия начала ДР.


Модели СР построены с использованием уравнения Авраами (  = 1 −  [−0,693 (  ) ]).
50
Рис. 7. Кинетика СР для стали
06ХГ2НМДБ при различных температурах деформации (линии – расчет,
точки – эксперимент)
а
Рис. 8. Интерфейс модели расчета доли
статически рекристаллизованных зерен и момента
начала динамической рекристаллизации
б
Рис. 9. Сравнение расчетных значений критических деформаций начала ДР (а) и
доли статически рекристаллизованного зерна (б) с экспериментальными значениями для
сталей 06ХГ2НМДБ (№2) и 06Г2НМДБ (№3)
Для удобства практического использования модели реализованы в среде Excel (рис.
13
8). Модель позволяет оптимизировать температурно-деформационный режим обжатий на
основе критерия полного прохождения (>90%) СР в каждом проходе при отсутствии ДР,
определить температуру полной остановки рекристаллизации (для выбора температуры
начала чистовой стадии прокатки), выбрать оптимальный размер сляба, и подобрать температуру нагрева обеспечивающую полноту протекания СР (с учетом карты структурных
состояний). Коэффициенты корреляции моделей СР R=0,98 и R=0,95, для стали
06ХГ2НМДБ и 06Г2НМДБ соответственно, моделей определения критических параметров
ДР R=0,94 и R=0,92, для стали 06ХГ2НМДБ и 06Г2НМДБ соответственно (рис. 9).
Для получения возможности управления свойствами в процессе охлаждения проката
построены термокинетические диаграммы превращения аустенита (рис. 10). Показано, что
стали выбранного химического состава характеризуются высокой устойчивостью аустенита к распаду в перлитной области и широким диапазоном скоростей охлаждения (1 – 40
°С/с), при которых образуются квазиполигональный феррит и гранулярный бейнит, что
позволяет получать равномерную структуру и свойства по толщине проката.
а
б
Рис. 10. ТКД превращения горячедеформированного аустенита сталей 06ХГ2НМДБ (а) и 06Г2НМДБ (б)
Рис. 11. Зависимость доли участков
МА и Аост. от Тко для стали 05ХГ2НФМДБ
Одним из важных факторов, влияющих на ударную вязкость стали, является
объемная доля и морфологические характеристики высокоуглеродистых структурных
составляющих, представляющих собой конгломерат мартенсита и аустенита (МАсоставляющая).
При исследовании влияния температуры завершения ускоренного охлаждения
на количество МА-составляющей и остаточного аустенита для стали 05ХГ2НФМДБ
14
установлено (рис. 11), что данная зависимость описывается кривой с минимумом при температуре завершения бейнитного превращения. Данные результаты позволяют управлять
не только формированием матрицей структуры, но и второй структурной составляющей,
которая оказывает значительное влияние на вязкие свойства.
В результате проведения эксперимента по исследованию влияния пластических деформаций в интервале температур бейнитного превращения на свойства исследуемых сталей
установлено, что понижение температуры деформации и увеличение суммарной степени деформации приводит к постепенному заполнению объема металла новыми границами фрагментов (рис. 12). При этом наблюдается значительное повышение прочностных характеристик за счет эффекта зернограничного упрочнения (до 300 %) и падение пластичности практически до нулевой отметки. Режимы обработки, обеспечивающие сохранение пластичности
на исходном уровне, дают добавку к зернограничному упрочнению 3050%. (рис. 13).
а
б
в
Рис. 12. Карты границ зерен после EBSD исследования образцов обработанных при: Т3 = 700 С (а)
и Т3 = 600 С (б), и суммарной деформацией 3∑ = 31, а также распределение размера зерен по занимаемой площади для образца обработанного при Т3 = 600 С и 3∑ = 31
а
б
Рис. 13. Зависимости прочностных (а) и пластических свойств (б) от температуры (Т3) и
суммарной степени (3∑) третьей стадии деформации стали 06Г2НМДБ
На основании полученных результатов принято решение об опробовании нового
технологического воздействия – деформации в области бейнитного превращения с учетом
энергосиловых параметров прокатного стана.
15
Результаты, приведенных выше исследований, позволяют создавать технологию
прокатки и ускоренного охлаждения путем определения значений критических параметров, обеспечивающих однородность структуры после каждой стадии ТМКП. Критическими параметрами в данном случае являются: температура нагрева и время выдержки, режим
обжатий в черновой стадии прокатки, температуры начала и завершения чистовой стадии
прокатки, а также скорость и температура завершения ускоренного охлаждения.
Четвертая глава посвящена созданию и применению схемы разработки технологии
ТМКП и формированию критериев соответствия лабораторных экспериментов промышленным условиям. В работе подтверждена работоспособность предложенной схемы разработки технологии ТМКП, состоящей из следующих шагов:

определение критических параметров технологии для выбранных схем прокатки, на
основе исследования процессов структурообразования, происходящих при нагреве, горячей прокатке и охлаждении;

расчет режима прокатки в Off-line модели промышленного стана;

определение режимов лабораторной прокатки, соответствующих по микроструктуре
промышленному режиму, исходя из данных имитации промышленного режима на комплексах Gleeble;

разработка режимов лабораторной прокатки с использованием модели лабораторного стана и оценка соответствия микроструктуры на различных стадиях ТМКП лабораторного режима и имитации промышленной прокатки (Gleeble);

лабораторная прокатка и оценка структуры и свойств металла;

опробование технологии в промышленных условиях.
Разработка режимов лабораторной прокатки была выполнена с применением пред-
ложенных критериев микроструктурного соответствия лабораторных и промышленных
экспериментов: соответствие размера и однородности зерна аустенита и состояния карбонитридов МЛЭ в момент перед черновой и чистовой прокаткой; равенство накопленной
энергии деформации в аустените перед началом превращения; соответствие режима ускоренного охлаждения.
Табл. 3. Сравнение механических свойств и характеристик микроструктуры лабораторного и
промышленного проката из стали 06ХГ2НМДБ (сталь №2)
Прокат
σв,
σ0,2, σ0,2/ δр, KCV-40, T50,
МПа МПа
σв
% Дж/см2
°С
Структурные составляющие Аост., %
C, VMA,
масс.% %
Гранулярный бейнит,
4,9
0,73 7,1
вторичные фазы
Гранулярный бейнит,
Лабораторный 817 709 0,87 6,1
381
-115
5,6
0,81 7,1
вторичные фазы
Примечание: δр – равномерное удлинение; T50 – температура вязко-хрупкого перехода, Аост. – количество
остаточного аустенита (ОА); C – содержание углерода в ОА; VMA – объем, занимаемый МА-составляющей
Промышленный 832
707 0,85 6,3
390
-121
16
Выполнены эксперименты, подтверждающие, что соблюдение предложенных критериев микроструктурного соответствия на лабораторном оборудовании позволяет проводить достоверную оценку микроструктуры и комплекса свойств проката, которые могут
быть получены в промышленных условиях. При этом разница по характеристикам микроструктуры и комплексу свойств находится в пределах погрешности определения (рис. 14,
табл. 3).
а
б
г
д
в
Рис. 14. Микроструктуры после построения карт контраста картин Кикучи (а, г) (EBSD анализ),
морфология геометрических размеров МА-частиц (б, д) (R - коэффициент формы, Lmax – максимальная хорда) лабораторного (а, б) и промышленного (г, д) проката и распределение углов разориентировки границ зерен
В пятой главе, для обеспечения различных сочетаний микроструктуры и механических свойств проката, на основе результатов проведенных исследований, предложены пять
вариантов осуществления (технологических схем) ТМКП (рис. 15):
1) Окончание деформации в γ-области и интенсив-
Рис. 15. Схемы предложенных
схем ТМКП
ное ускоренное охлаждение;
2) Деформация в γ-области, ускоренное охлаждение,
деформация в ходе бейнитного превращения;
3) Окончание деформации в γ-области и мягкое
ускоренное охлаждение;
4) Окончание деформации в нижней части γ-области
и последующее ускоренное охлаждение;
5) Окончание деформации в γ-области и охлаждение
на воздухе (для сравнения).
Изучено влияние предложенных схем, реализованных в условиях стана ДУО-300, на
17
структуру и свойства сталей 06ХГ2НМДБ (сталь №2) и 06Г2НМДБ (сталь №3) и показана
возможность управления структурой и свойствами при помощи технологических воздействий в широких пределах (рис. 16, 17).
а
б
в
г
д
е
Рис. 16. Микроструктура (СЭМ) проката из стали 06ХГ2НМДБ (№2) (а, б, в) и стали 06Г2НМДБ
(№3) полученного по различным схемам: а, г – схема 1, б, д – схема 2, в, е – схема 4
Наиболее высокие прочностные свойства, при низком отношении σт/σв, были достигнуты в прокате, произведенном по схемы с завершением деформации в γ-области и
интенсивным ускоренным охлаждением. Причиной достижения высокой прочности, является формирование в стали продуктов промежуточного превращения аустенита в виде реечного бейнита и мартенсита в образце из стали 06ХГ2НМДБ (рис. 16, а), и структуры, состоящей из смеси бейнита и довольно большого количества мелких и однородно распределенных по толщине проката частиц мартенсита, в образце из стали 06Г2НМДБ (рис. 16, г).
Применение схемы, с деформацией при температурах начала бейнитного превращения, позволяет создавать структуры, состоящие из смеси квазиполигонального феррита,
гранулярного бейнита и достаточно большого количества мартенситных участков (рис. 16
б, д), что приводит к повышению прочностных характеристик без увеличения легирования.
При этом, можно отметить, достаточно высокий уровень вязко-пластических свойств.
При реализации схемы с завершением деформации в γ области и мягким ускоренным охлаждением, создается контрастная двухфазная структура, обладающая более высокой прочностью, чем охлаждение на воздухе и высокой деформационной способностью.
Показано, что наиболее мелкозернистая структура, с дисперсным и равномерным
распределением мелких компактных частиц МА-составляющей, формируется при реализации схемы с окончанием прокатки вблизи температуры Ar3 и последующим ускоренным
18
охлаждением (рис. 16, в, е). Особенностью данной схемы является то, что деформация в
метастабильной -области вызывает активизацию выделения феррита, значительное обогащение непревращенных объемов аустенита углеродом и повышение в конечной структуре доли остаточного аустенита. Листы характеризуются наибольшей ударной вязкостью и
лучшим сопротивлением хрупкому разрушению среди всех опробованных режимов ТМКП
при достаточно высокой прочности, приемлемом соотношении σт/σв и хорошей пластичности. Данная схема рекомендована для производства проката класса прочности К65 и Х80
для труб по проектам Бованенково-Ухта и Средняя Азия-Китай, а также для опробования
производства проката класса прочности Х100.
а
б
Рис. 17. Особенности изменения свойств от приложения технологических воздействий
Разработанные схемы, путем формирования определенного структурного состояния,
позволяют осуществлять тонкое регулирование свойств в зависимости от требований конкретного проекта. В том числе, обеспечивать дополнительное упрочнение при сохранении
уровня хладостойкости без увеличения стоимости легирования, получать металл с экстремально низкой температурой вязко-хрупкого перехода без снижения прочностных характеристик (рис. 17, а), а также обеспечивать различные уровни деформационной способности в широком диапазоне пределов текучести (рис. 17, б).
В шестой главе описано применение результатов исследований при освоении технологии ТМКП в условиях толстолистового стана 5000 АО «ВМЗ».
На большом массиве промышленных данных подтверждено, что неоднородная
структура аустенита, образовавшаяся при нагреве, является причиной снижения вязких
свойств проката (рис. 18), приводя к формированию неоднородной структуры проката с
повышенной долей реечного бейнита.
С помощью разработанных программных продуктов, проанализированы режимы
черновой прокатки, внесены изменения в график проходов и подобраны размеры сляба для
повышения полноты протекания статической рекристаллизации (рис. 19). Имитация такого
19
процесса черновой прокатки на комплексе Gleeble показала повышение однородности и
уменьшение среднего и максимального размера зерна аустенита с 66 мкм до 52 мкм и с 234
мкм до 153 мкм соответственно. Проверка разработанного режима в промышленных условиях показала увеличение минимальной ДВСИ при ИПГ при пониженных температурах
испытаний (с 75% до 80% при -20°С, с 60% до 75% при -40°С, с 35% до 60% при -20°С).
а
б
Рис. 18. Зависимость вязких свойств проката класса прочности К65 толщиной 27,7 мм от времени
выдержки в томильной зоне печи: а – доля вязкой составляющей в изломе при ИПГ при -20°С; б –
ударная вязкость KCV при -40°С
г
б
а
в
Рис. 19 - Расчет доли рекристаллизованного зерна аустенита при черновой прокатке листа класса
прочности К65 до (а) и после (в) внесения изменений в режим прокатки, а также распределения по
размеру аустенитного зерна после имитации процесса черновой прокатки на комплексе Gleeble до
(б) и после (г) внесения изменений в режим прокатки
В производство внедрены усовершенствованные технологии нагрева и черновой
стадии прокатки, которые позволили снизить отсортировку по вязким свойствам с 3,4 % до
0,2 % для проката толщиной 23 и 27,7 мм (рис. 20) класса прочности К65 для проекта газопровода «Бованенково-Ухта» (по результатам испытаний партии 56 тыс. тонн).
Разработана технология и произведена опытная партия проката класса прочности
Х100 размерами 19,8×3880×26000 мм. Полученные свойства полностью удовлетворяют
требованиям ПАО «Газпром» и стандарта API 5L (табл. 4), включая высокие значения
ударной вязкости, доли вязкой составляющей в изломе при ИПГ и низкую переходную
температуру Т50. Эти свойства обусловлены получением дисперсной бейнитной структуры с равномерным распределением мелких компактных частиц МА-составляющей (рис. 14 г, д, табл. 4).
20
а
б
в
г
Рис. 20. Распределения и плотности вероятности вязких свойств проката класса прочности
К65 толщиной 27,7 мм, до изменения технологии (а, в) и после изменения (б, г)
Табл. 4. Механические свойства листов толщиной 19,8 мм, предназначенных для
производства труб большого диаметра категории прочности Х100 (06ХГ2НМДБ)
σ0,2,
МПа
Поперечные
Продольные
Требования
Газпром
попер./прод.
707
638
σв, МПа σ0,2/ σв  ” р
832
762
690-840 790-910
KCV-20, KCV-40, CTOD-20 T50, ИПГ-20
Дж/см2 Дж/см2
мм
°С
%
0,85
0,82
17,7
-
36
38
6,3
7,9
387
390
0,44
121
95
≤0,95
>16
-
-
≥350
≥250
≥0,2
-
≥85
630-840 755-910
Изготовлена опытная партия труб класса прочности Х100 с толщиной стенки 19,8
мм диаметром 711 и 1220 мм. Полученные свойства полностью удовлетворяют требованиям стандарта API 5L. При этом и KCV-40 основного металла превышает 250 Дж/см2, а температура вязко-хрупкого перехода находится ниже -80 °С. При испытаниях реальных
сварных соединений труб из стали Х100 обеспечено выполнение требований ПАО «Газпром» KCV–20 ≥ 87 Дж/см2 по линии сплавления и по центру шва.
Суммарный экономический эффект от внедрения результатов работы в 2013-2014 гг.
составил 385 млн. рублей, и был получен за счет сокращения затрат на разработку технологии для сложных видов продукции и снижения отсортировки по вязким свойствам.
21
ОБЩИЕ ВЫВОДЫ
1.
На основании установленных в ходе проведенных исследований закономерностей
формирования структуры и свойств низкоуглеродистых трубных сталей класса прочности
Х80-Х100 на различных стадиях термомеханического контролируемого процесса разработаны рекомендации по режимам нагрева, прокатки, новым схемам ТМКП, позволяющие за
счет повышения однородности и дисперсности структуры повысить стабильность вязкости
и хладостойкости трубных сталей. Внедрение разработанных технологических решений в
условиях АО «ВМЗ» позволило стабильно обеспечить высокие требования по ударной
вязкости и доле вязкой составляющей при ИПГ и освоить промышленное производство
проката и труб класса прочности К65, а также изготовить прокат и электросварные трубы
класса прочности Х100.
2.
На основании исследований параметров нагрева под прокатку, построены карты
структурного состояния аустенита с выделением трех областей: мелкозернистой, крупнозернистой и разнозернистой структуры. Показано, что неоднородная структура аустенита,
формирующаяся в результате протекания вторичной рекристаллизации при нагреве, является причиной снижения вязких свойств проката, приводя к формированию неоднородной
структуры и повышению доли реечного бейнита.
3.
Установлено, что однородная структура аустенита (мелко- или крупнозернистая)
полученная после нагрева, сохраняет однородность после черновой стадии прокатки с
полным протеканием статической рекристаллизации в каждом проходе, а исходная разнозернистость аустенитной структуры не устраняется многократной горячей деформацией
при черновой прокатке.
4.
Созданы модели кинетики статической рекристаллизации и критических параметров
динамической рекристаллизации, позволяющие для исследованных сталей с высокой точностью определять параметры данных процессов. С использованием данных моделей
предложены режимы черновой стадии прокатки, исключающие динамическую рекристаллизацию и частичное (менее 90%) протекание статической рекристаллизации аустенита.
Показано, что применение данных режимов для исследуемых сталей позволяет снизить
средний размер зерна на 17 % (с 60 мкм до 50 мкм), а максимальный размер зерна на 35 %
(с 234 мкм до 153 мкм), тем самым уменьшив неоднородность.
5.
Установлено, что превращение горячедеформированного аустенита исследуемых
сталей характеризуется широким диапазоном скоростей охлаждения (1 – 40 °С/с), при которых образуются квазиполигональный феррит и гранулярный бейнит. Установлено, что
при окончании ускоренного охлаждения при температуре завершения бейнитного превращения наблюдается минимальное количество MA-составляющей и остаточного аустенита.
6.
Показано, что деформация при 700-400°С вызывает значительное зернограничное
22
упрочнение (до 300 % при степени деформации 31) и падение пластичности исследованных сталей. Требование сохранения пластичности на исходном уровне, ограничивает
упрочнение уровнем 30-50%.
7.
Предложены критерии микроструктурного соответствия лабораторных и промышленных экспериментов: соответствие размера и однородности зерна аустенита и состояния
карбонитридов микролегирующих элементов перед черновой и чистовой стадиями прокатки, накопленной энергии деформации в аустените перед началом превращения и режима
ускоренного охлаждения. При соблюдении данных условий различие свойств лабораторного и промышленного металла находится в пределах погрешности их определения.
8.
При сопоставлении изученных сочетаний деформации и последующего охлаждения
исследованных сталей установлено:
- структура металла, подвергнутого деформации вблизи температуры Ar3, характеризуется высокой дисперсностью и однородностью, а также наличием мелких компактных
частиц МА-составляющей, что обеспечивает наиболее высокий уровень ударной вязкости
и минимальное значение переходной температуры Т50.
-деформация при температурах начала бейнитного превращения в процессе ТМКП
позволяет повысить прочностные характеристики за счет формирования структуры, состоящей из смеси деформированного феррита, гранулярного бейнита и мартенсита, при этом
отмечено снижение ударной вязкости.
9.
Разработаны программные продукты и схемы ТМКП, с использованием которых для
сталей классов прочности К65, Х80 и Х100 разработаны оптимальные параметры промышленной технологии нагрева, черновой стадии прокатки (обеспечение однородной
структуры) и последующего ускоренного охлаждения (управление морфологией МА составляющей). Их использование позволило:
- для проката толщиной 23 мм и 27,7 мм из стали класса прочности К65, при массовом производстве обеспечить следующий комплекс свойств: σ в = 690 МПа, σт = 605 МПа
KCV-40= 350 Дж/см2, ДВСИ при ИПГ-20= 95 % (средние значения). При этом минимальные
индивидуальные значения ударной вязкости возросли со 130 до 240 Дж/см2, а ДВСИ при
ИПГ с 65 до 80 %;
- для проката и труб класса прочности Х100 с толщиной стенки 19,8 мм, обеспечить
уникальный комплекс свойств (KCV-40 > 250 Дж/см2, Т50 ниже -80 °С) на экономнолегированном составе стали при снижении расходного коэффициента металла (использование
двукратного по длине раската).
10.
Суммарный экономический эффект от внедрения результатов работы в 2013-2014
гг. составил 385 млн. рублей, и был получен за счет сокращения затрат на разработку технологии для сложных видов продукции и снижения отсортировки по вязким свойствам.
23
Основное содержание работы изложено в следующих публикациях:
1.
А.И. Рудской, Н.Г. Колбасников, Д.А. Рингинен «Получение субмикронной и
нанокристаллической структуры методами горячей и теплой деформации». Научнотехнические ведомости СПбГПУ. Наука и образование №2 2011, с. 191-204.
2.
D. Ringinen, N. Kolbasnikov, O. Zotov and A. Rudskoy. Obtaining Ultrafine and Nanocrystalline Structure by Hot and Warm Deformation in Microalloyed Steel X90. International
Conference on Processing & Manufacturing Of Advanced Materials, Materials Science Forum
Vols. 706-709 (2012) pp 1624-1629
3.
Д.А. Рингинен, А.В. Частухин, Г.Е. Хадеев, Л.И. Эфрон. Моделирование процессов
рекристаллизации трубной стали, предназначенной для производства проката класса прочности К65 на стане 5000. Сборник докладов XX Международной научно-технической конференции «ТРУБЫ-2012». Ч2. с. 153-160.
4.
Д.А. Рингинен, А.В. Частухин, П.П. Степанов, Л.И. Эфрон. Изучение свариваемости
стали класса прочности Х100. Сборник докладов XX Международной научно-технической
конференции «ТРУБЫ-2012». Ч2. с. 145-152.
5.
Chastukhin A.V., Ringinen D.A., Khadeev G.E., Efron L.I. «Effect of Reheat Conditions
on Microstructure Evolution and Precipitation Behavior in High Strength Linepipe Steel» Materials Science Forum. 2013. Т. 762. с. 165-170.
6.
Рингинен Д.А., Частухин А.В., Хадеев Г.Е., Эфрон Л.И., Ильинский В.И. Эволюция зеренной структуры аустенита и выделений микролегирующих элементов при
нагреве под прокатку стали класса прочности К65 (Х80). Металлург, 2013, 11. с. 67-74.
7.
Рингинен Д.А., Частухин А.В., Хадеев Г.Е., Эфрон Л.И., Степанов П.П. Изучение свариваемости стали класса прочности Х100. Металлург, 2013, 12. С. 68-74.
8.
Chastukhin A.V., Ringinen D.A., Khadeev G.E., Efron L.I. Effect of Reheating on Grain
Size Evolution in High Strength Linepipe Steel. Materials Science Forum. 2013. Т. 753. с. 449452.
9.
Д. А. Рингинен, А. В. Частухин, Г. Е. Хадеев, Л. И. Эфрон. Применение методов
имитации и воспроизведения процессов в лабораторных условиях для разработки
технологических схем термомеханической прокатки. Проблемы черной металлурги и
материаловедения. 2014, №3, с. 28- 37.
10. Д.А. Рингинен, А.В. Частухин, Г.Е. Хадеев. Оптимизация технологии производства
проката для труб большого диаметра на МКС 5000 на базе моделей структурообразования.
Труды XXI Международной научно-технической конференции «ТРУБЫ-2014». Сборник
докладов. Ч1. с. 136-141.
11. Патент РФ № 2549023. Ильинский В. И., Головин С. В., Эфрон Л. И., Рингинен Д.А.,
Гейер В. В. «Способ производства толстолистового проката классов прочности К65, Х80,
L555 для изготовления электросварных труб магистральных трубопроводов». Опубликовано: 20.04.2015 Бюл. № 11.
24
Подписано в печать 01.02.2016
Заказ № 018/ЦОП
Формат 148 х 210
Тираж 100
Отпечатано в Копировально-множительном центре
АО «Выксунский металлургический завод»,
Нижегородская область, г. Выкса,
ул. Братьев Баташевых, 45
1/--страниц
Пожаловаться на содержимое документа