close

Вход

Забыли?

вход по аккаунту

?

ВЛИЯНИЕ РЕЖИМОВ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА ФОРМИРОВАНИЕ ФЕРРИТНО-БЕЙНИТНОЙ МИКРОСТРУКТУРЫ И СВОЙСТВА РУЛОННОГО ПРОКАТА ИЗ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ

код для вставкиСкачать
ФИО соискателя: Соя Сергей Владимирович Шифр научной специальности: 05.16.01 - металловедение и термическая обработка металлов и сплавов Шифр диссертационного совета: Д 217.035.01 Название организации: Центральный научно-исследовательский институт ч
На правах рукописи
СОЯ СЕРГЕЙ ВЛАДИМИРОВИЧ
ВЛИЯНИЕ РЕЖИМОВ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА ФОРМИРОВАНИЕ ФЕРРИТНО-БЕЙНИТНОЙ МИКРОСТРУКТУРЫ И СВОЙСТВА РУЛОННОГО ПРОКАТА ИЗ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ
05.16.01 - "Металловедение и термическая обработка
металлов и сплавов"
АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук
Москва - 2012
Работа выполнена во ФГУП "Центральный научно-исследовательский
институт черной металлургии им. И.П. Бардина"
Научный руководитель: кандидат технических наук, Настич Сергей Юрьевич
Официальные оппоненты:Эфрон Леонид Иосифович, доктор технических наук, ОАО "ВМЗ", научный руководитель инженерно-технологического центра Ливанова Ольга Викторовна, кандидат технических наук, ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина", ведущий научный сотрудник лаборатории КС-МТ Института качественных сталей (ИКС) Ведущая организация: Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" (НИТУ "МИСиС")
Защита диссертации состоится 24 октября 2012 г. в 14 часов на заседании диссертационного совета Д 217.035.01, созданного на базе федерального государственного унитарного предприятия "Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина" по адресу: 105005, Москва, 2-я Бауманская ул., д. 9/23 С диссертацией можно ознакомиться в технической библиотеке ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина" Автореферат разослан 21 сентября 2012 г.
Ученый секретарь диссертационного
совета, доктор технических наук,
старший научный сотрудник Н.М. Александрова
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ
Актуальность работы. В настоящее время в мировой металлургической практике происходит расширение производства рулонного проката высоких классов прочности, который применяется как для изготовления труб газо- и нефтепроводов, так и для сварных конструкций. Рулонный прокат производится на непрерывных широкополосных станах горячей прокатки (НШС ГП) по высокопроизводительным технологиям, обеспечивающим конкурентное преимущество по сравнению с производством на толстолистовых станах. Прокат может поставляться как в виде рулонов, так и в листах, полученных порезкой рулонов на мерные длины.
Современной тенденцией является повышение требований, предъявляемых к высокопрочному прокату, особенно по величине ударной вязкости, хладостойкости и свариваемости, что имеет целью обеспечение надежности изделий. Это требует разработки составов стали и технологии производства, обеспечивающих формирование оптимальной микроструктуры проката. Для низколегированных высокопрочных сталей перспективной является ферритно-бейнитная микроструктура, получаемая в результате термомеханической обработки (ТМО), сочетающей высокотемпературную контролируемую прокатку (КП) с последующим ускоренным охлаждением (УО). Реализация технологии ТМО в условиях НШС ГП имеет ряд принципиальных особенностей, некоторые из которых до сих пор недостаточно исследованы. Поэтому работа, направленная на совершенствование технологии производства рулонного проката класса прочности К60 (σв ≥ 590 Н/мм2, в целом соответствующая стали категории прочности Х70) толщиной 12-16 мм с улучшенными характеристиками ударной вязкости, хладостойкости и свариваемости, является актуальной.
Целью диссертационной работы является установление закономерностей формирования ферритно-бейнитной микроструктуры низколегированной стали для повышения прочности и хладостойкости металла при производстве рулонного проката по технологии термомеханической обработки, и разработка на этой основе технологических схем производства хладостойкого рулонного проката толщиной 12-16 мм с гарантией уровня механических свойств и хладостойкости в условиях непрерывных широкополосных станов 2000.
Для достижения поставленной цели было необходимо решить следующие задачи:
- изучить влияние различных режимов ускоренного охлаждения, в том числе УО, производимого в две стадии, на формирование конечной микроструктуры низколегированной стали, в том числе наличия и объемных долей продуктов бейнитного превращения различной морфологии;
- определить оптимальные параметры ускоренного охлаждения для составов стали К60 (Х70) с различным уровнем легирования, позволяющие получать требуемый комплекс механических свойств проката в условиях НШС ГП 2000;
- исследовать влияние температуры начала деформации аустенита вблизи температуры торможения его рекристаллизации на формирование ферритно-бейнитной микроструктуры низколегированной ниобийсодержащей стали К60 (Х70);
- определить взаимосвязь параметров конечной микроструктуры, в том числе размера условного зерна и разнозернистости, а также наличия, количества и типа структурных составляющих, на хладостойкость низколегированной стали К60 (Х70);
- разработать с использованием результатов выполненных исследований режимы ТМО рулонного проката толщиной 12-16 мм класса прочности К60 (Х70) с гарантией уровня механических свойств и хладостойкости при ИПГ и осуществить опробование промышленного производства на НШС 2000 ГП ОАО "ММК".
Объектом исследования служили низколегированные трубные стали нескольких систем легирования: стали Х70 с пониженным содержанием углерода, увеличенным содержанием Nb и добавками Ni и Cu - сталь 06Г2НДБ без добавки ванадия и стали 08Г2НДФБ и 07Г2НДФБ с микролегированием V, а также известная сталь 10Г2ФБЮ (К60), но с пониженным содержанием V.
Научная новизна
1. Выявлены закономерности структурообразования в трубной стали класса прочности К60 (Х70) с добавками Ni и Cu при ускоренном охлаждении (УО), выполняемом в две стадии (с перегибом кривой охлаждения) на отводящем рольганге непрерывного широкополосного стана. Показано, что температура конца УО на первой стадии (Т1) в основном определяет тип и морфологию ферритной матрицы, а температура конца УО на второй стадии (Тсм) определяет тип и дисперсность углеродсодержащей фазы. 2. Формирование игольчатого феррита (ИФ) со значительной объемной долей (более 20-30%) обеспечивается при Т1 не выше температуры начала бейнитного превращения (Bsэ). Понижение Тсм в этом случае способствует увеличению объемной доли ИФ; низкая Тсм не является достаточным условием для получения значительной доли ИФ, так как при высоких Т1≥Bsэ даже в комбинации с низкими Тсм образование ИФ происходит на заключительной стадии УО из локальных участков аустенита.
3. Установлено, что структурными факторами, приводящими к снижению значений ударной вязкости и хладостойкости рулонного проката толщиной 12-16 мм из стали Х70 являются: наличие объемной доли продуктов бейнитного превращения реечной морфологии - бейнитного феррита (БФ), превышающей 10-15%, а также разнозернистость матрицы из квазиполигонального и полигонального феррита с долей зерен размером крупнее 10 мкм, превышающей 15%. 4. Показано, что причиной неоднородности микроструктуры и формирования областей БФ в границах бывших крупных зерен аустенита является наследование при фазовом превращении разнозернистости аустенита, возникающей вследствие частичной рекристаллизации аустенита при температуре начала прокатки в чистовой группе клетей стана (Тнчп) вблизи температуры торможения рекристаллизации (Тнчп ≥ TNR). Необходимым условием получения высокой хладостойкости рулонного проката является начало прокатки в группе чистовых клетей в температурной области отсутствия рекристаллизации аустенита при фактической Тнчп ≤ (TNR - 20 оС) для стали К60 (Х70) с данным содержанием Nb.
Практическая ценность
1. На основании проведенных исследований усовершенствована промышленная технология производства рулонного проката класса прочности К60 (Х70) толщиной 12-16 мм с гарантией уровня механических свойств и повышенной ударной вязкостью и хладостойкостью в условиях НШС ГП 2000 ОАО "Магнитогорский металлургический комбинат".
2. Разработаны научные рекомендации по выбору составов стали, обеспечивающих требуемые свойства рулонного проката класса прочности К60 (Х70) толщиной 12-16 мм при минимальном уровне легирования в условиях НШС ГП 2000.
3. С использованием разработанных технологических рекомендаций на стане 2000 ОАО "ММК" произведены промышленные партии рулонного проката из стали 10Г2ФБЮ (К60) толщиной 10,3 мм и 12,3 мм для прямошовных труб ОАО "ЧТПЗ", а также опытно-промышленные партии проката класса прочности К60 из стали типа (06-08)Г2НД(Ф)Б толщиной 16 мм для труб ОАО "Уральский трубный завод" ("Уралтрубпром"), получаемых сваркой токами высокой частоты (ТВЧ).
Основные научные положения, выносимые на защиту
1. Установленные закономерности влияния режимов ускоренного охлаждения, производимого по режиму в две стадии (с перегибом кривой охлаждения) и моделирующего охлаждение толстой полосы на отводящем рольганге стана 2000, на тип микроструктуры, объемные доли структурных составляющих и свойства низколегированной стали К60 (Х70).
2. Выбранные режимы двухстадийного ускоренного охлаждения, позволяющие обеспечить для низколегированной стали К60 (Х70) требуемый комплекс свойств при различном уровне ее легирования.
3. Полученную зависимость величины ударной вязкости и хладостойкости при ИПГ рулонного проката от разнозернистости матрицы и объемной доли структурных составляющих с реечной морфологией (бейнитного феррита). 4. Установленные взаимосвязи параметров микроструктуры рулонного проката из ниобийсодержащей стали К60 (Х70) температуры начала прокатки в чистовой группе клетей НШС 2000, в частности разнозернистости и наличия продуктов бейнитного превращения реечной морфологии. 5. Разработанные научные рекомендации по совершенствованию технологии производства рулонного проката из стали К60 (Х70) толщиной 12-16 мм с гарантией уровня механических свойств на стане 2000 ОАО "Магнитогорский металлургический комбинат". Достоверность полученных результатов обеспечивается воспроизводимостью и согласованностью анализируемых данных, применением современных методов исследования микроструктуры и механических свойств стали, использованием программных пакетов обработки изображений, положительными результатами промышленного опробования разработанных на основании экспериментальных данных рекомендаций по совершенствованию технологии КП+УО для производства полосы. Личный вклад автора
Автор лично разрабатывал методику лабораторного эксперимента, результаты которого изложены в диссертации, осуществлял подготовку образцов, участвовал в эксперименте, исследовал микроструктуру методом оптической микроскопии, производил обработку и анализ полученных результатов; разрабатывал схему промышленного эксперимента; участвовал в промышленном опробовании и механических испытаниях, исследованиях микроструктуры проката методами сканирующей и просвечивающей электронной микроскопии. Основные положения диссертационной работы сформулированы автором лично.
Соответствие содержания диссертации паспорту специальности, по которой она рекомендуется к защите. Работа соответствует формуле и пункту 3 области исследования специальности 05.16.01 - "Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов": "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".
Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 5 глав, общих выводов, списка цитируемой литературы из 130 наименований и приложения. Работа изложена на 141 странице машинописного текста, содержит 33 рисунка и 14 таблиц.
Апробация работы: Основные положения и результаты работы доложены и обсуждены на: I, II и III научно-технических конференциях молодых специалистов "Перспективы развития металлургических технологий", г. Москва (2008, 2010 и 2011 гг.); VI Евразийской научно-практической конференции "Прочность неоднородных структур ПРОСТ-2012", г. Москва (2012 г.).
Публикации: По теме диссертационной работы опубликовано шесть печатных работ, в том числе три - в рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК РФ.
Автор выражает благодарность коллективу Центра сталей для труб и сварных конструкций ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина" за ценные теоретические и практические советы.
ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ
Во введении раскрыта актуальность работы, обоснована цель и основные задачи, определены объект и предмет исследований, сформулированы научная новизна работы и практическая значимость полученных результатов.
В первой главе рассмотрено современное состояние вопроса производства рулонного проката категорий прочности Х70-Х80 по технологии ТМО. Проанализированы требования, предъявляемые к современным трубным сталям, в том числе для электросварных спиральношовных труб большого диаметра. Представлены основные процессы структурообразования, происходящие в низколегированной стали в ходе осуществления ТМО, смотки полос и охлаждения рулонов. Определены пути совершенствования микроструктуры стали К60 (Х70) с целью обеспечения требуемого уровня прочностных свойств, ударной вязкости и хладостойкости при экономном уровне легирования стали. Отмечено, что основными проблемами, требующими решения в условиях отечественных станов 2000 является управление формированием ферритно-бейнитной микроструктуры стали при повышенных температурах начала прокатки в чистовой группе клетей стана и УО толстых полос, производимом в двух группах секций УО (т.е. в две стадии) на отводящем рольганге стана 2000. Однако эти вопросы не нашли широкого освещения в литературе. Исходя из этого обоснован выбор направления и задач исследования.
Во второй главе обосновываются и описываются выбранные материалы и методы исследования. Экспериментальные исследования выполнены на материале низколегированных трубных сталей с содержанием углерода 0,06-0,08% и повышенным содержанием ниобия (0,06-0,07%), также содержавших добавку ≈ 0,20%Ni+0,20%Cu для получения ферритно-бейнитной микроструктуры (табл.1). Сталь 06Г2НДБ имела экономный уровень легирования, выражавшийся величиной Сэкв ≈ 0,36%, а сталь 08Г2НДФБ имела близкое к максимально допустимому для стали Х70 значение Сэкв ≈ 0,43%. Промышленное опробование производства рулонного проката с гарантией уровня механических свойств осуществляли на стали 10Г2ФБЮ-К60 и на сталях 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ. Сталь выплавляли в 350-тонных конвертерах ОАО "ММК", подвергали внепечной обработке, вакуумированию и разливали на установках непрерывной разливки. Слябы прокатывали на НШС ГП 2000 с ускоренным охлаждением полос в установке ламинарного типа, состоящей из двух групп секций, полосы сматывали в рулоны. Охлаждение рулонов производили на воздухе.
Таблица 1. Химический состав исследованных сталей. Массовая доля химических элементов, %
№№
п/пСталь
CMnSPCrNiCuNVTiNbСэквРсm106Г2НДБ0,061,550,0030,0060,020,180,170,0080,0060,0180,0660,360,16208Г2НДФБ0,081,690,0030,0100,050,210,190,0080,0530,0190,0660,4260,19307Г2НДФБ0,071,610,0030,0070,030,200,200,0080,0430,0180,0670,400,18410Г2ФБЮ-К600,10-0,111,60-1,700,0030,009-0,013н.б. 0,10н.б. 0,10н.б. 0,100,0080,03-0,050,015-0,0300,03-0,050,40-0,410,20Примечание: 1. Содержание кремния во всех плавках находилось в пределах 0,22-0,31%; алюминия - 0,03-0,04 %
2. Сэкв = С + Mn/6 +(Cr + Mo + V)/5 + (Ni + Cu)/15 - углеродный эквивалент; 3. Рcm = С + Si/30 + (Cr + Mn + Cu)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5B - параметр трещиностойкости металла при сварке.
Механические свойства проката определяли по стандартным методикам: на статическое растяжение на плоских пятикратных образцах тип II по ГОСТ 1497; на ударную вязкость по ГОСТ 9454 на образцах типа 1 и 11 при температурах от +20 до -800С; испытания падающим грузом (ИПГ) образцов по ГОСТ 30456-97 с определением доли вязкой составляющей в изломе в интервале температур от +20 оС до -60 оС; на твердость по Виккерсу - по ГОСТ 2999. Моделирование КП с последующим двухстадийным УО производили с помощью деформационного дилатометра "BAHR-805" (Германия) в защитной среде на цилиндрических образцах диам.5х10 мм, вырезанных из проката из стали 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ промышленных плавок. Образцы подвергали следующей обработке: нагреву до 1200 оС (выдержка 120 сек.), деформации (ε=25%) при температурах 1000 оС и 850 оС для моделирования черновой и чистовой стадий КП, ускоренному охлаждению с завершением первой стадии УО при температурах Т1 =660, 630 и 600 оС и второй стадии - при Тсм=580, 540 и 500оС. Скорость охлаждения на первом участке охлаждения (Vохл2 (Ткп - Т1)) изменялась от ~4,7 оС/с при Т1 = 660 оС до ~6,5 оС/с при Т1 = 660 оС, а на втором участке (Vохл3 (Т1 - Тсм)) - от ~ 0,25оС/с при Т1 = 600 оС и Тсм = 580 оС до ~1,9оС/с при Т1 = 660 оС и Тсм = 500 оС, что в целом соответствует условиям УО полосы толщиной 14-16 мм на отводящем рольганге НШС ГП (при усреднении участков охлаждения в секциях УО и на воздухе). В сравнительных целях воспроизводили режим с равномерным охлаждением до температуры Тсм = 540 оС (для этого случая Т1 ≈ 735 оС). После УО имитировали замедленное остывание рулонов путем выдержки 1000 секунд при температуре Тсм, после которой образцы охлаждали до комнатной температуры со скоростью 0,5оС. В ходе эксперимента параметры режима, кроме Т1 и Тсм не изменялись.
Свариваемость металла исследовали методом имитации воздействия термических циклов сварки на структуру и ударную вязкость металла околошовной зоны (ОШЗ) сварного соединения с помощью установки индукционного нагрева (на образцах 5х10х55 мм) и высокоскоростного дилатометра ИМЕТ-ДБ.
Изучение микроструктуры проводили методами световой микроскопии при увеличении х100, х200 и х500 после травления шлифов в 2-4 % спиртовом растворе HNO3 на микроскопе "Neophot 21". Углубленные исследования выполняли методами сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) на микроскопе JEOL JSM 6610LV (ускоряющее напряжение 20 кВ) и просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) на микроскопе JEM200CX (ускоряющее напряжение 120 кВ). Определение долей структурных составляющих производили по фотографиям оптических микроструктур с помощью метода Глаголева путем подсчета узлов сетки (10х10), соответствующих оцениваемой составляющей микроструктуры. Кристаллографическую текстуру исследовали при помощи рентгеновского дифрактометра Rigaku на поверхностях, расположенных в плоскости прокатки на расстоянии 1/4 и 1/2 толщины, а также перпендикулярных направлению прокатки с торца образцов.
В третьей главе исследовано влияние параметров УО полосы, осуществляемого в два этапа на отводящем рольганге НШС ГП, на формирование микроструктуры сталей типа К60 (Х70) с различным уровнем легирования.
Технология КП+УО позволяет обеспечивать в прокате из низколегированных сталей сочетание высокой прочности, ударной вязкости и хладостойкости благодаря формированию мелкодисперсной ферритно-бейнитной микроструктуры. Охлаждение толстых полос (≈10-16 мм) из трубных марок сталей в условиях НШС ГП 2000 производится на отводящем рольганге большой длины (≈ 250 м) в двух группах секций ламинарного УО, смотка полос при этом производится на моталки дальней группы. Температура завершения УО полосы на первом участке определяется перед моталками ближней группы (Т1), окончания УО в целом или температура смотки (Тсм) - перед моталками дальней группы. Скорость охлаждения полос толщиной 12-16 мм ограничена (до ≈10 оС/с на первом участке, до ≈2-5 оС/с - на втором), что затрудняет получение мелкодисперсной микроструктуры стали. Основным технологическим параметром, определяющим конечную микроструктуру толстой полосы, обычно рассматривается температура смотки (Тсм). Зависимости параметров микроструктуры и механических свойств от режимов УО широко освещены в литературе для случая производства толстолистового проката. Однако данные по режимам УО полос с неравномерным охлаждением относятся в основном к автосталям, а применительно к трубным сталям - ограничены.
Рулонный прокат класса прочности К60 толщиной 14-16 мм может быть получен (по литературным данным) при существенно различающемся уровне легирования стали, определяемом величиной углеродного эквивалента (Сэкв) от 0,36% до 0,43% путем применения разных режимов ТМО. Исследовали влияние параметров УО полосы, производимого в две стадии на отводящем рольганге НШС ГП, на формирование ферритно-бейнитной микроструктуры стали с целью получения требуемого комплекса механических свойств проката при использовании стали К60 (Х70) с различным уровнем легирования. Эксперимент состоял в имитации на деформационном дилатометре "BAHR-805" процесса КП с последующим УО полосы в две стадии (см. главу II). Использовали сталь К60 (Х70) промышленной выплавки двух составов 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ (Сэкв = 0,36% и 0,43%, соответственно). Стали содержали добавку ≈0,2%Ni+0,2%Cu для получения ферритно-бейнитной микроструктуры при малых скоростях охлаждения толстой полосы. Режимы обработки (Т1, Тсм) назначали с учетом температуры начала бейнитного превращения в стали (Bs), которую определяли экспериментально и расчетным методом (по известной формуле: Bs=830-270*C-90*Mn-37*Ni-70*Cr-83*Mo, где C, Mn, Ni, Cr, Mo - массовые доли соответствующих элементов). Расчетные значения Bs составили 666 оС для стали 06Г2НДБ и 646 оС для стали 08Г2НДФБ, а экспериментальные (Bsэ) - 640-645 оС для стали 06Г2НДБ и 620-625 оС для стали 08Г2НДФБ (т.е. на 20-25 оС ниже расчетных значений). Продукты γ→α превращения, полученные при разных режимах УО, классифицированы в порядке понижения температуры их образования: полигональный (полиэдрический) феррит (ПФ), квазиполигональный феррит (КвПФ), игольчатый феррит (ИФ). КвПФ и ИФ являются продуктами бейнитного превращения, характерными для низкоуглеродистых трубных сталей при прохождении превращения в верхней и средней частях бейнитной области.
Выполнена оценка долей структурных составляющих в сталях 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ в различных структурных состояниях, полученных обработкой образцов по описанной методике с различными сочетаниями Т1=660, 630 и 600 оС, Тсм=580, 540 и 500оС. Полученные зависимости (рис. 1 и 2) показывают, что для стали типа Х70 при режиме обработки с регулировкой значений Т1 и Тсм возможно получение различных сочетаний основных структурных составляющих. а б
Рис. 1. Объемные доли составляющих микроструктуры стали при обработке по режиму с варьированием Т1 при разных фиксированных уровнях Тсм (500 оС, 540 оС и 580 оС): а - сталь 06Г2НДБ; б - сталь 08Г2НДФБ
Обозначения: точка-тире - Тсм=580оС; пунктир - Тсм=540оС; сплошная - Тсм=500оС
а б
Рис. 2. Объемные доли составляющих микроструктуры стали при обработке по режиму с варьированием Тсм при фиксированном значении Т1=630 оС:
а - сталь 06Г2НДБ; б - сталь 08Г2НДФБ
Установлено, что температура Т1 во многом определяет тип матрицы стали. Формирование продуктов бейнитного превращения (КвПФ и ИФ) в стали в значительных количествах (≥20%) происходило при Т1 не выше Bsэ. Понижение Т1 от 660 оС до 630 оС и 600 оС приводит к последовательной замене ПФ как основной структурной составляющей на КвПФ и далее - на ИФ (рис. 3). абвгдеРис. 3. Микроструктура стали (х500) при обработке с Т1 = 660, 630 и 600 оС при фиксированной Тсм = 540 оС: а - в - сталь 06Г2НДБ; в - г - сталь 08Г2НДФБ;
а, г - Т1 = 660 оС (Vохл.1 ~4,7 оС/с, Vохл.2 ~ 1,2оС/с)
б, д - Т1 = 630 оС(Vохл.1 ~5,7 оС/с, Vохл.2 ~ 1,1оС/с)
в, е - Т1 = 600 оС(Vохл.1 ~6,5 оС/с, Vохл.2 ~ 0,7оС/с)
При высоких Т1=660оС ≥ Bsэ основной структурной составляющей является ПФ (в количестве ≈60-70% в 06Г2НДБ и ≈70-80% в 08Г2НДФБ), но также присутствует КвПФ (≈20% в стали 06Г2НДБ и ≈10-12% в стали 08Г2НДФБ). Меньшая доля ПФ в стали 06Г2НДБ по сравнению со сталью 08Г2НДФБ объясняется более высокой температурой Bsэ для стали 06Г2НДБ. Следует отметить, что некоторая доля КвПФ в стали формируется даже при Т1≥ Bsэ. Формирование ИФ при высоких Т1≥ Bsэ происходит в виде мелких колоний в небольшом количестве (≈10-15%) только при пониженных Тсм=540 оС и особенно Тсм=500 оС. Это может быть объяснено переобогащением локальных областей аустенита углеродом при медленно протекающем превращении на первой стадии УО при высокой Т1, и последующим образованием ИФ на заключительной стадии УО из этих участков аустенита даже при малой скорости охлаждения на втором участке УО. Характер изменения долей структурных составляющих при понижении Т1 для сталей 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ был различен. В стали 06Г2НДБ при Т1=630оС происходило резкое увеличение доли КвПФ (до 55-75%) за счет уменьшения доли ПФ (10-15%). Однако сталь 08Г2НДФБ при Т1=630оС имела микроструктуру, состоящую из ПФ+КвПФ+ИФ в примерно в равных долях. При этом доля КвПФ была практически постоянна, но не превышала ≈ 40-45%. При пониженной Т1 = 600 оС микроструктура обеих сталей состояла в основном из ИФ (50-80%), а доли КвПФ и особенно ПФ резко уменьшались. Понижение Тсм в исследованных пределах (580, 540 и 500 оС) при постоянных значениях Т1 приводило к увеличению доли ИФ на 25-30%, главным образом за счет уменьшения доли КвПФ в стали 06Г2НДБ и суммарной доли (КвПФ+ПФ) в стали 08Г2НДФБ. Эффект в наибольшей степени проявлялся при обработке с Т1=630 оС (см. рис. 2): в стали 06Г2НДБ доля ИФ увеличивалась от ≈5% при Тсм=580 оС до ≈ 20% при Тсм=540 оС и ≈35% при Тсм=500 оС, а для стали 08Г2НДФБ - от ≈15% до ≈30% и ≈ 45%, соответственно. При одинаковых режимах обработки в микроструктуре стали 06Г2НДБ объемная доля КвПФ была закономерно больше, а доля ИФ - наоборот, меньше, чем в более легированной стали 08Г2НДФБ (например, при Т1=630 оС доля ИФ составляла 5-33% и 15-44 %, соответственно).
Путем исследования микроструктуры стали методами СЭМ и ПЭМ показано, что при понижении Т1 вид основных структурных составляющих матрицы изменяется от продуктов диффузионного превращения (ПФ) к продуктам промежуточного типа (КвПФ) и продуктам с неполигональной, блочной морфологией (ИФ) (рис. 4). Влияние температуры Тсм помимо увеличения доли ИФ при ее снижении состояло в изменении объемной доли и морфологии углеродсодержащей (второй) фазы. При понижении Тсм от 580 оС до 540 оС и до 500 оС происходило последовательное измельчение элементов (островков) второй фазы, повышение их дисперсности и уменьшение объемной доли фазы от 7-11% в стали 06Г2НДБ и 8-10 % в стали 08Г2НДФБ до 2-3 %, что объясняется уменьшением диффузионной подвижности углерода при низких температурах. Морфология второй фазы изменялась от перлита (П) к смеси вырожденного перлита (ВП) (дисперсная смесь низкотемпературного перлита с малым межпластиночным расстоянием и феррита) и верхнего бейнита (ВБ) - ВП+ВБ (рис. 5). При равномерном УО в интервале температур 800 - 540 оС микроструктура обеих сталей состояла в основном из ПФ (60-70%), доли КвПФ и ИФ были малы, но углеродсодержащая фаза имела вид крупных островков (ВП+ВБ). а б в
Рис. 4. Характерный вид структурных составляющих матрицы стали 06Г2НДБ. ПЭМ. Светлопольные изображения:
а) Полигональный (полиэдрический) феррит (ПФ), Т1=660 оС, Тсм=540 оС;
б) Квазиполигональный феррит (КвПФ), Т1=630 оС, Тсм=540 оС;
в) Игольчатый феррит (ИФ), Т1=600 оС, Тсм=540 оС
а б в
Рис. 5. Углеродсодержащая фаза в стали 08Г2НДФБ (СЭМ):
а - смесь П, ВП и ВБ при Тсм=580 оС (Т1=630 оС), х7000;
б - смесь ВП с ВБ при Тсм=540 оС (Т1=660 оС), х10000;
в - дисперсные колонии ВБ при Тсм=500 оС (Т1=600 оС), х7000
Произвели измерения твердости (HV0,2) образцов и определили расчетные значения временного сопротивления (по формуле σв = 9,8×HV/3), которые показали близкую к линейной зависимость от температуры Т1 (рис. 6). Вопрос дисперсионного упрочнения в данной работе не рассматривался, однако по литературным данным максимальная интенсивность выделения частиц карбидов и карбонитридов Nb и V размером в несколько нм наблюдается при Тсм=550-590оС, поэтому в рассматриваемом случае при Тсм=540оС выделение частиц тормозится с понижением температуры. Более высокий уровень прочности стали 08Г2НДФБ обуславливается большей долей ИФ в широком диапазоне температуры Т1 (при этом при высоких Т1 присутствует большая доля ПФ). Требуемый для проката класса прочности К60 интервал значений временного сопротивления (590-700 Н/мм2) может быть обеспечен для стали 06Г2НДБ в интервале Т1 = 600-635 оС, а для стали 08Г2НДФБ - Т1 = 620-660 оС.
Рис. 6. Зависимость расчетного временного сопротивления стали 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ от Т1 при Тсм= 540 oC
Режим УО полос из стали К60 (Х70) для получения прочностных свойств рулонного проката в пределах требований класса прочности К60 (Х70) должен выбираться, исходя из уровня легирования стали, определяющего положение температуры Bsэ. Полосы из экономно легированной стали (Cэкв≈0,36 %) целесообразно охлаждать по режиму с пониженной T1 = 600-620°C и Tсм = 500-540°C для формирования смешанной микроструктуры из КвПФ и ИФ, характеризующейся повышенной плотностью дислокаций и развитой субзеренной структурой. Для стали с повышенным уровнем легирования (Cэкв≈0,43%) рекомендуются режимы с Т1 ≈ 630 оС и Тсм ≈ 540 оС, имеющие цель получить микроструктуру из смеси КвПФ+ИФ+ПФ, так как интенсивное УО приводит к переупрочнению стали вследствие формирования микроструктуры, состоящей в основном из ИФ. Для режимов с пониженными температурами смотки целесообразно использовать рулонные стали без добавки V, поскольку в этом случае выделение частиц VC в феррите в значительно мере подавляется. Таким образом, тип основной составляющей микроструктуры в условиях двухстадийного УО определяется взаимным расположением температур Т1 и Bsэ, при этом формирование КвПФ и ИФ в значительных количествах обеспечивается при Т1≤ Bsэ. Применение режимов с высокой температурой завершения УО на первой стадии УО (Т1≥ Bsэ) даже в комбинации с низкими температурами завершения УО на второй стадии УО (при смотке полосы) не обеспечивает формирования ИФ со значительной объемной долей, так как образование ИФ происходит на второй стадии УО из отдельных участков аустенита, переобогащенных углеродом. Поэтому для формирования микроструктуры, состоящей в основном из ИФ, необходимым условием является Т1 ≤ Bsэ. Снижение Тсм способствует формированию и увеличению объемной доли ИФ при условии Т1≤ Bsэ, а также приводит к измельчению и повышению дисперсности углеродсодержащей (второй) фазы. Основной структурной составляющей стали 06Г2НДБ (Cэкв=0,36 %) является КвПФ, формирующийся в широком диапазоне температур из-за более высокой Bsэ этой стали. Микроструктура стали 08Г2НДФБ (Cэкв=0,43 %) с более низкой Bsэ в верхнем интервале Т1 (660-630оС) содержит большую долю ПФ вместе с КвПФ и ИФ, но затем при понижении Т1 до 600 оС резко возрастает доля ИФ, который становится основной структурной составляющей с долей до 80%. В четвертой главе представлены установленные зависимости хладостойкости рулонного проката толщиной 12-16 мм из стали К60 (Х70) от параметров ферритно-бейнитной микроструктуры и анализ влияния температуры начала чистовой стадии КП на процесс структурообразования в низколегированной стали при производстве рулонного проката.
Особенностью реализации технологии ТМО в условиях НШС ГП с непрерывными группами клетей (без реверсивных клетей) является ограничение по толщине подката и по температуре начала прокатки в группе чистовых клетей. Для расширения температурного диапазона отсутствия рекристаллизации горячедеформированного аустенита рулонные стали Х70-Х80 обычно имеют увеличенное содержание Nb (0,05-0,08%). Однако при производстве толстых полос (12-16 мм) с использованием подката максимально допустимой толщины (около 60 мм) температура начала прокатки в чистовой группе клетей НШС ГП (Тнчп) в реальных условиях часто имеет экстремально высокие значения. Известно, что выполнение прокатки в области частичной рекристаллизации аустенита приводит к разнозернистости аустенита и конечной микроструктуры, что ухудшает ударную вязкость и хладостойкость проката. Кроме того, низкотемпературные продукты бейнитного превращения с реечной морфологией (бейнитный феррит, верхний бейнит) обычно имеют повышенную долю малоугловых границ (с углом разориентировки < 15 град.), что не обеспечивает торможения микротрещин в микроструктуре и, следовательно, ухудшает ударную вязкость и хладостойкость проката. Исследование влияния условий начала прокатки полос в группе чистовых клетей на структурообразование и свойства рулонного проката проводили на материале опытной полосы толщиной 12,9 мм, произведенной на НШС ГП 2000 ОАО "ММК" из стали 07Г2НДФБ с достаточно высоким содержанием Nb (0,067%). Опытная полоса была произведена по режиму ТМО, но при этом Тнчп имела большое различие по длине полосы: для переднего участка полосы ≈1020оС, для середины полосы ≈990 оС, для заднего конца полосы ≈960 оС.
В результате исследования механических свойств при порезке рулона по длине полосы и в разных направлениях (поперек, вдоль и под 30 град. к направлению прокатки) был получен высокий уровень и хорошая равномерность прочностных и пластических свойств проката (рис. 7). Наибольший уровень прочностных свойств получен на поперечных образцах, а свойства в продольном направлении и под углом 30 градусов к направлении прокатки были ниже на 20-30 Н/мм2. Однако значения ударной вязкости, хотя и были высокими (KCV-20 ≥ 150 Дж/см2), но имели тенденцию к снижению для середины (С) и переднего конца (ПК) полосы по сравнению с задним концом (ЗК) полосы (рис. 8 а). Порог хладноломкости Т50% (по величине KCV ≥ 150 Дж/см2) для ЗК полосы, а также середины полосы под углом 30 град. соответствовал температуре -60 оС; для ПК и середины в поперечном направлении - температуре -40оС. Подобный характер имело распределение доли вязкой составляющей в изломе образцов ИПГ (рис. 8 б).
Рис. 7. Результаты испытаний на растяжение по длине полосы из стали 07Г2НДФБ толщиной 12,9 мм: ЗК - задний конец полосы; С - середина; ПК - передний конец полосы
Получена зависимость температуры порога хладноломкости при ИПГ (по 90% доле вязкой составляющей - Т90ВС) от температуры Тнчп для испытанных участков полосы (ПК, С и ЗК), показывающая, что улучшение хладостойкости проката при ИПГ обеспечивалось при понижении температуры Тнчп (рис. 9).
а б
Рис. 8. Зависимость величины ударной вязкости (а) и доли вязкой составляющей в изломе образцов ИПГ (б) стали 07Г2НДФБ от температуры испытания:
ЗК - задний конец полосы; С - середина; ПК - передний конец полосы
Рис. 9. Зависимость порога хладноломкости при ИПГ (Т90%) от температуры начала прокатки в группе чистовых клетей
Исследование микроструктуры стали по длине полосы, произведенное методами оптической микроскопии и СЭМ, показало, что прокат имел мелкодисперсную ферритно-бейнитную микроструктуру (размер условного зерна феррита - №11/12 по ГОСТ 5639) со слабо выраженной полосчатостью (рис. 10). Основной структурной составляющей являлся КвПФ, также присутствовали ПФ и ИФ. Микроструктура содержала участки в виде очень крупных "зерен" со слабо выявляемыми при травлении строчечными частицами карбидов (цементита), которые были идентифицированы как области бейнитного феррита (БФ) и, возможно, ИФ. БФ имеет реечную морфологию и располагается в границах бывших аустенитных зерен. Микроструктура стали в середине и на ПК полосы характеризовалась повышенным количеством таких участков, а также разнозернистостью.
а б в
Рис. 10. Микроструктура (х500) рулонного проката из стали К60 толщиной 12,9 мм по длине полосы: а - ЗК полосы; б - середина; в - ПК полосы
Произвели анализ распределения размера зерен КвПФ и ПФ для исследованных ранее участков полосы с использованием программного пакета "Image Expert", при этом старались исключить из рассмотрения крупные области ИФ+БФ. В целом зерно матрицы стали имеет размер около 4-6 мкм (рис. 11). Микроструктура стали на ЗК полосы характеризовалась меньшим размером зерна феррита по сравнению с серединой и передним концом полосы, что может быть связано с более высокой скоростью УО для заднего конца полосы из-за ускорения стана для нейтрализации эффекта температурного клина. Однако помимо различия в размере зерен КвПФ и ПФ в основном пике распределения, выявлен различный размер зерен в "хвосте" распределения. В микроструктуре стали на ЗК полосы количество относительно крупных зерен феррита резко уменьшается и доля крупных зерен (размером 10 мкм и более) составляет не более 13 %. Напротив, для распределения размера зерен в микроструктуре стали от середины и ПК полосы характерна повышенная доля (≈25%) крупных зерен (10 мкм и более). Результаты определения объемной доли областей ИФ+БФ (с помощью метода Глаголева) были сопоставлены со значениями температуры Тнчп для исследованных мест по длине полосы. Зависимость, представленная на рис. 12, показывает, что объемная доля ИФ+БФ существенно уменьшается (с ≈20% до ≤10%) при понижении температуры входа подката в чистовую группу клетей НШС ГП с 990-1020 оС до 960 оС.
Произвели исследование кристаллографической текстуры поперечных образцов от переднего (ПК) и заднего (ЗК) концов полосы (методом рентгеновской дифрактометрии), которые имели значительное отличие по значению Тнчп (1020 оС и 960 оС, соответственно) и практически одинаковую температуру Ткп в нижней части γ-области. Выявлено различие в интенсивности дифракционных линий для образцов от ПК и ЗК (табл. 2), наиболее значимым из которых было ослабление ориентировки [100] по направлению от ПК к ЗК для поверхностей с торца образцов ("Т"). Ориентировка [100] соответствует семейству {110}<001>α, которое развивается из кубической ориентировки {001}<110>γ рекристаллизованного аустенита. Рис. 11. Распределение размеров условного зерна феррита в стали по длине полосы: ЗК - задний конец (Тнчп≈960 оС); С - середина (Тнчп≈990 оС); ПК - передний конец полосы (Тнчп≈1020 оС)
Рис. 12. Зависимость объемной доли ИФ+БФ от температуры входа подката в чистовую группу клетей НШС ГП (Тнчп)
Таблица 2. Относительные интегральные интенсивности дифракционных линий
(hkl)1/2 толщ. ПК1/4 толщ. ПК"Т" ПК1/2 толщ. ЗК1/4 толщ. ЗК"Т" ЗК(200)1,671,450,661,661,750,37(211)1,131,100,621,560,990,44(220)0,290,291,490,320,271,95 Следовательно, при высоких температурах Тнчп (1020 оС и 990 оС) микроструктура проката характеризовалась значительной разнозернистостью матрицы (≈25% доля зерен размером 10 мкм и более) и повышенным количеством областей БФ и ИФ (≈20%). При этом интенсивность ориентировки кристаллографической текстуры [100], связанной с кубической ориентировки {001}<110>γ рекристаллизованного аустенита, свидетельствует о формировании α-фазы из аустенита с большей долей частично рекристаллизованных зерен при Тнчп ≥ TNR. Такой характер микроструктуры является следствием разнозернистости аустенита перед фазовым превращением, которая образуется из-за частичной рекристаллизации аустенита в начальной стадии чистовой прокатки при повышенной температуре Тнчп. На основании литературных данных температура начала торможения рекристаллизации горячедеформированного аустенита (Т95) в стали К60 (Х70) с добавкой ≈ 0,06% Nb составляет ≈ 1020 оС, а температура практически полного торможения рекристаллизации (Т5) - ≈ 975-980оС. Поэтому условием получения однородной структуры аустенита и затем конечной ферритно-бейнитной микроструктуры проката в рассматриваемом случае является выполнение соотношения Тнчп ≤ (TNR - 20 оС). Таким образом, основным структурным фактором, ухудшающим хладостойкость полосы в условиях прокатки с повышенной температурой задачи подката в группу чистовых клетей стана 2000, следует признать наличие разнозернистости матрицы и наличие структурных составляющих с реечной морфологией (БФ), что является следствием частичной рекристаллизации аустенита в начальной стадии прокатки в чистовой группе клетей НШС ГП 2000. Технологическими способами улучшения хладостойкости рулонного проката в условиях стана 2000 является увеличение содержания ниобия в стали до максимально допустимого значения (до 0,10-0,11%) и (или) подстуживание подката.
Пятая глава посвящена представлению результатов промышленного опробования в ОАО "ММК" производства рулонного проката с применением разработанных технологических решений.
Разработана технология производства рулонного проката из стали К60 (Х70) толщиной 12-16 мм с гарантией уровня механических свойств и хладостойкости применительно к условиям НШС ГП 2000 ОАО "ММК". Основные положения представленной технологии предусматривают: - использование стали типа 06Г2НДБ с пониженным содержанием углерода (0,05-0,07%), добавками Ni+Cu для формирования бейнитной составляющей микроструктуры при невысоких скоростях УО, повышенным содержанием Nb (0,06-0,08% и до 0,10%) для максимально возможного расширения температуры отсутствия рекристаллизации горячедеформированного аустенита;
- нагрев слябов до температур, минимально достаточных для перевода Nb в твердый раствор и предупреждения огрубления зерна - ≈1220±20 оС;
- завершение прокатки в черновой группе клетей у нижней границы области полной рекристаллизации аустенита - ≈1020±20 оС;
- подстуживание подката максимально возможной толщины (55-60 мм) до температуры Тнчп ≤ (TNR - 20 оС), соответствующей для стали типа 06Г2НДБ ≈ 960-980 оС; - завершение прокатки в чистовой группе клетей (Ткп≈800±20 оС) и начало УО в нижней части однофазной γ-области;
- УО проката с завершением охлаждения на первой стадии (Т1) ниже температуры Bsэ = (Bs расч. - (20-25 оС)) для устойчивого формирования бейнитной составляющей в микроструктуре проката (КвПФ+ИФ) и последующим охлаждением на 2-й стадии до середины бейнитной области. Для стали типа 06Г2НДБ рекомендуются значения Т1≈ 600-620 °C и Tсм = 500-540 °C. Для более легированных вариантов состава Х70 - типа 08Г2НДФБ, для предотвращения переупрочнения необходимо получение большей доли ПФ и КвПФ, для чего рекомендуется Т1 ≈ 630 оС и Тсм ≈ 540 оС;
- для предотвращения образования выделений цементита и огрубления частиц карбонитридов Nb(C,N), NbC (или (Nb,V)(C,N), (Nb,V)C при наличии в стали V) рекомендуется внедрение ускоренного охлаждения рулонов.
Указанные технологические решения могут быть применены для производства рулонного проката в условиях других станов типа 2000.
С использованием разработанных технологических решений в условиях стана 2000 ОАО "ММК" было произведено опробование производства проката толщиной 16 мм из стали К60 (Х70) типа 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ, а также толщиной 10,3 мм и 12,3 мм из стали 10Г2ФБЮ (К60) с гарантией механических свойств.
Разработанные режимы ТМО были использованы при промышленном опробовании производства рулонного проката толщиной 16 мм, предназначенного для прямошовных труб класса прочности К60 (Х70) (ОАО "Уральский трубный завод"), получаемых сваркой токами высокой частоты (ТВЧ). Составы стали (06Г2НДБ и 08Г2НДФБ) имели пониженное содержание углерода, что способствовало уменьшению осевой сегрегации в полосе и было благоприятно для обеспечения качества сварных соединений таких труб. Благодаря управлению структурообразованием стали в ходе УО была получена мелкодисперсная ферритно-бейнитная микроструктура проката, обеспечившая комплекс высоких прочностных свойств, ударной вязкости и хладостойкости при ИПГ (табл. 3). Таблица 3. Механические свойства рулонного проката из стали К60 толщиной 16 мм
Стальσт, Н/мм2σв,
Н/мм2σт/ σвδ5,
%KCV-20, Дж/см2 (средние)В(ИПГ-20), %06Г2НДБ500-520590-6000,86-0,8926-27295-3299508Г2НДФБ570-590650-6700,87-0,8921-22183-23295-100Требования480-590590-700≤ 0,90≥ 20≥ 63≥ 85
Путем исследования свариваемости сталей 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ по методике имитации влияния термического цикла сварки на микроструктуру и свойства металла ОШЗ показано, что при охлаждении с температуры 1300 оС составы стали К60 (Х70) с пониженным содержанием углерода и добавками Ni и Cu характеризуются широкой областью формирования низкоуглеродистого бейнита, подавлением перлитного превращения и получением мартенсита только при повышенных скоростях охлаждения. Скорость охлаждения (Vохл) измеряли в диапазоне 800-700 оС. Такой характер микроструктуры обеспечивает сопротивляемость образованию холодных трещин в металле ОШЗ при Vохл. ≤140оС/с для 06Г2НДБ и Vохл. ≤ 110 оС/с для 08Г2НДФБ по критериям критической доли мартенсита [М] ≥ 15% и твердости 350HV10. Также достигается высокая ударная вязкость металла ОШЗ с обеспечением значения KCV-40 ≥ 39,2 Дж/см2 (принятого для труб класса прочности К60) в широком диапазоне скоростей: для стали 06Г2НДБ - при Vохл. ≤ 300 оС/с; для стали 08Г2НДФБ - при Vохл. = 5-300 оС/с. Следует отметить, что 06Г2НДБ по сравнению с 08Г2НДФБ имела более широкую область, в которой происходило только бейнитное превращение, что обеспечило существенно более высокие значения низкотемпературной вязкости металла ОШЗ в широком диапазоне Vохл. Перспективным составом стали для производства рулонного проката толщиной 14-16 мм является сталь 06Г2НДБ (Сэкв≈0,36%), обеспечивающая улучшенные характеристики хладостойкости основного металла и металла ОШЗ. Применение разработанных схем ТМО с интенсивным УО позволяет получить мелкодисперсную ферритно-бейнитную микроструктуру проката. Технология производства полосы с интенсивным УО также применена при изготовлении рулонного проката класса прочности К60 из стали 10Г2ФБЮ (К60) с гарантией уровня механических свойств и хладостойкостью при ИПГ для прямошовных (двухшовных) труб ОАО "ЧТПЗ". Прокат имел ферритно-бейнитную микроструктуру вместо традиционной для этой стали ферритно-перлитной микроструктуры. Микроструктура, состоявшая из смеси КвПФ+ИФ+ПФ, позволила получить вид диаграммы растяжения поперечных образцов с "вырожденной" площадкой текучести (в виде перегиба). Уровень прочностных свойств проката соответствовал требованиям класса прочности К60, но без значительного запаса по величине прочностных свойств. Однако основной металл труб имел требуемый комплекс механических свойств (табл. 4). При изготовлении труб диаметром 1020 мм было отмечено отсутствие существенного снижения величины предела текучести (эффекта Баушингера) и повышение величины временного сопротивления (табл. 5). Это объясняется закономерным уменьшением эффекта Баушингера на стали, имеющей диаграмму растяжения без протяженной площадки текучести, и превалирующим действием деформационного упрочнения. Таблица 4. Механические свойства основного металла труб из стали 10Г2ФБЮ
Толщина стенки трубы, ммσ0,5, Н/мм2σв,
Н/мм2σт/ σвδ5,
%KCV-20, Дж/см2В(ИПГ-20), %10,3481-550
519,6610-670
6450,77-0,86
0,8021,5-26,0
22,9134-187
164100-100
10012,3490-520
510630-650
6390,77-0,83
0,8021-27
24,2150-196
166100-100
100Требования≥460≥590≤ 0,90≥ 20≥ 69,5≥ 80Примечание: в числителе - пределы изменения параметра (мин. - макс.); в знаменателе - среднее значение параметра
Таблица 5. Средние значения изменения механических свойств стали 10Г2ФБЮ при трубном переделе (труба-лист)
Толщина стенки трубы, мм∆σ 0,2 МПа ∆σв, МПа∆δ5, %∆КСV-20,
Дж/см2∆В(ИПГ -20), % 10,314,7350,37-5,28-81,380...112,3-11,8034,60-3,20-29,401...2 ОБЩИЕ ВЫВОДЫ
1. Исследовано влияние режимов чистовой стадии контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения в условиях непрерывного широкополосного стана горячей прокатки 2000 (НШС ГП 2000) на структурообразование и механические свойства рулонного проката толщиной 10-16 мм из низколегированной стали класса прочности К60 (Х70). Определены условия устойчивого формирования однородной ферритно-бейнитной микроструктуры для сталей с различным уровнем легирования; разработаны научно-обоснованные рекомендации по совершенствованию технологии, реализованные в условиях стана 2000 ОАО "Магнитогорский металлургический комбинат".
2. Выявлены закономерности формирования микроструктуры низколегированной стали К60 (Х70) при ускоренном охлаждении (УО), производимом в две стадии, что соответствует условиям охлаждения толстых полос (10-16 мм) на отводящем рольганге НШС ГП 2000 при смотке полос на моталки 2-й (дальней) группы, состоящие в том, что температура завершения охлаждения на первой стадии (Т1) в основном определяет тип, морфологию и долю структурных составляющих ферритной матрицы, а температура конца УО на второй стадии (Ткуо ≈ Тсм) - тип и морфологию углеродсодержащей фазы (перлит, вырожденный перлит, верхний бейнит).
3. Показано, что для получения значительной доли игольчатого феррита (более 20-40%), обеспечивающей упрочнение проката, в микроструктуре низколегированной стали К60 (Х70) с добавками Ni и Cu при двухстадийной схеме УО необходимо обеспечить завершение УО на первой стадии при Т1 ≤ Bsэ = (Bsрасч. - (20-25 оС)), а также конец УО (смотку) при температуре в средней части области бейнитного превращения (Тсм ≈ 540оС), при этом понижение Тсм в интервале от 580оС до 500 оС способствует увеличению доли игольчатого феррита. Понижение Тсм при высоких значениях Т1 ≥ Bsэ позволяет получить ограниченное количество игольчатого феррита (≤ 20%), так как его формирование происходит на заключительной стадии УО. Снижение Тсм обеспечивает уменьшение полосчатости микроструктуры, повышение дисперсности углеродсодержащей фазы и изменение ее типа от перлита к вырожденному перлиту и верхнему бейниту дисперсной морфологии, что объясняется уменьшением диффузионной активности углерода с понижением температуры.
4. Выявлены структурные факторы, ответственные за снижение величины ударной вязкости и хладостойкости при ИПГ рулонного проката толщиной 12-16 мм: разнозернистость матрицы из КвПФ и ПФ с долей зерен размером ≥ 10 мкм более 15%, а также объемная доля областей из продуктов бейнитного превращения реечной морфологии в границах бывших аустенитных зерен более 10-15%.
5. Показано, что причиной неоднородности микроструктуры является частичная рекристаллизация аустенита в начальной стадии прокатки в чистовой группе клетей стана при Тнчп ≥ TNR, приводящая к разнозернистости аустенита и наследуемая при фазовом превращении. Поэтому необходимым условием получения высокой хладостойкости рулонного проката, производимого в условиях НШС ГП 2000, является начало прокатки в группе чистовых клетей в температурной области отсутствия рекристаллизации аустенита при Тнчп ≤ (TNR - 20оС). Это может достигаться путем увеличения содержания ниобия в стали до максимально допустимого значения (до 0,10-0,11%) и (или) подстуживания подката.
6. Разработаны режимы УО полос толщиной 12-16 мм из стали К60 для получения прочностных свойств проката в пределах требований класса прочности К60 (Х70) для сталей с разным уровнем легирования. Полосы из экономно легированной стали (Сэкв≈0,36%) целесообразно охлаждать по режиму с пониженной Т1 ≈ 600-620 оС и Тсм ≈ 500-540 оС для получения большой доли игольчатого феррита в микроструктуре стали. Для стали с повышенным уровнем легирования (Сэкв≈0,43%) рекомендуются режимы с Т1≈630 оС и Тсм≈540 оС, так как интенсивное УО приводит к переупрочнению стали.
7. Разработанные рекомендации использованы при опробовании производства рулонного проката из сталей 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ толщиной 16 мм и 10Г2ФБЮ (К60) толщиной 10,3 и 12,3 мм с гарантией уровня механических свойств и хладостойкости при ИПГ в условиях стана 2000 ОАО "Магнитогорский металлургический комбинат". Применение усовершенствованной технологии ТМО позволило получить в рулонном прокате толщиной до 16 мм сочетание высоких показателей прочности (σт ≥ 500 Н/мм2, σв ≥ 600 Н/мм2), ударной вязкости (KCV-20 ≥ 150 Дж/см2) и хладостойкости (Т50 ≤ -80 оС, Т90 (ИПГ) ≤ -30...-40 оС), что достигнуто благодаря формированию мелкодисперсной ферритно-бейнитной микроструктуры стали.
Основное содержание работы изложено в следующих публикациях:
1. Настич С.Ю., Соя С.В., Ефимов А.А., Молостов М.А., Васильев И.С. Разработка режимов ускоренного охлаждения полосы для формирования ферритно-бейнитной микроструктуры проката из низколегированной стали Х70 // Сталь. 2012. № 4. С. 50-57.
2. Настич С.Ю., Соя С.В., Молостов М.А., Васильев И.С., Дьяконова Н.Б. Влияние температуры начала чистовой прокатки на параметры микроструктуры и хладостойкость рулонной стали Х70 // Металлург. 2012. № 7. С. 57-62.
3. Филатов Н.В., Настич С.Ю., Голованов А.В., Торопов С.С., Попов Е.С., Соя С.В. Обеспечение равномерности свойств и хладостойкости при ИПГ в рулонном и листовом прокате из стали Х70 со стана 2000 // Металлург. 2009. № 8. С. 57-61.
4. Соя С.В., Настич С.Ю. Исследование процесса структурообразования в рулонном прокате из стали Х70 при двустадийном ускоренном охлаждении на отводящем рольганге стана 2000 горячей прокатки / В сборнике: труды конференции "Прочность неоднородных структур" ("ПРОСТ-2012"), Москва, 17-19 апреля 2012. М.: НИТУ "МИСиС", Изд-во "Альянс Пресс". 2012. С. 221.
5. Соя С.В. Разработка режимов ускоренного охлаждения полосы для формирования ферритно-бейнитной микроструктуры проката из низколегированной стали Х70 / В сборнике: тезисы III конференции "Перспективы развития металлургических технологий", 14-15 декабря 2011 г., Москва. М.: ЦНИИчермет им. И.П. Бардина. 2011. С. 10-11.
6. Соя С.В. Влияние параметров ускоренного охлаждения полосы на формирование микроструктуры и комплекс свойств рулонного проката класса прочности К60 толщиной 16 мм / В сборнике: тезисы II конференции "Перспективы развития металлургических технологий", 8-9 декабря 2010 г., Москва. М.: ЦНИИчермет им. И.П. Бардина. 2010. С. 38-39.
3
Документ
Категория
Технические науки
Просмотров
243
Размер файла
4 827 Кб
Теги
кандидатская
1/--страниц
Пожаловаться на содержимое документа