автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Совершенствование состава и технология термической обработки высокопрочных свариваемых сталей с пределом текучести σ 0,2 ≥700 МПа

/ . , ' .....- / , ,4. Л

Г / - ' ■ - / / / / / >

/ - , ' <• / г' .,,/ ! I /

•"7 /

' - / У ? 5

Центральный научно -¿исследовательский инстйтут черной металлургии

имени И.П. Бардина

На правах рукописи

ЛАЗЬКО Нина Викторовна

СОВЕРШЕНСТВОВАНИЕ СОСТАВА И ТЕХНОЛОГИИ

ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СВАРИВАЕМЫХ СТАЛЕЙ С ПРЕДЕЛОМ ТЕКУЧЕСТИ

(Уо,2>700МПа

Специальность 05.16.01-"Металловедение и термическая обработка металлов"

Диссертация на соискание ученой степени кандидата технических наук Научный руководитель: кандидат технических наук, директор Института качественных сталей ЦНИИчермет им. И.П. Бардина Столяров В.И.

Москва-1999г.

ч

Содержание

Стр.

Ведение 5

Глава 1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР - СОСТОЯНИЕ РАЗРАБОТКИ ВЫСОКОПРОЧНЫХ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ ТЕРМО-УПРОЧНЯЕМЫX СВАРИВАЕМЫХ СТАЛЕЙ

1.1. Механизмы упрочнения высокопрочных свариваемых сталей...........8

1.2. Анализ влияния состава на комплекс потребительских свойств высокопрочных свариваемых сталей...................................................22

1.3. Анализ структурных изменений и свойств в околошовной зоне и зоне термического влияния сварных соединений и их связь с составом ВСС........................................................................................38

1.4. Анализ влияния технологии производства на комплекс потребительских свойств ВСС...........................................................................45

1.5.Цель работы и задачи исследования.....................................................56

Глава 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СВАРИВАЕМЫХ СТАЛЕЙ

2.1. Выбор материалов для исследования, режимов термической и термодеформационной обработок.......................................................59

2.2. Методики металлографического анализа структуры ВСС.................63

2.2.1. Изучение устойчивости переохлажденного аустенита.............63

2.2.2. Изучение кинетики роста зерна..................................................66

2.2.3. Исследование микроструктуры..................................................66

2.3. Методы испытаний механических свойств высокопрочных свариваемых сталей..............................................................................67

2.4. Методы оценки свариваемости высокопрочных сталей.....................67

Глава 3. ПОВЫШЕНИЕ СВОЙСТВ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СВАРИВАЕМЫХ СТАЛЕЙ ПУТЕМ ОПТИМИЗАЦИИ СОСТАВА КАРБО-

НИТРИДООБРАЗУЮЩИХ И ТВЕРДОРАСТВОРНЫХ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ

3.1. Исследование влияния легирующих и микролегирующих элементов на структуру и механические свойства стали 15Г2

после закалки..........................................................................................74

3.2. Исследование влияния легирующих и микролегирующих элементов на структуру и механические свойства стали 15Г2

после отпуска........................................................................................94

3.3. Оптимизация композиции стали 15Г2 с добавками по критериям прочности, пластичности и свариваемости с целью достижения заданного уровня свойств.................................................108

3.4. Исследование свариваемости экономнолегированных ВСС

марок 15Г2МФТР и 15Г2ХНМФТР....................................................122

3.5. Выводы по главе 3...............................................................................135

Глава 4. ИССЛЕДОВАНИЕ И РАЗРАБОТКА РЕЖИМОВ ТЕРМООБРА-

БОТКИ ОПТИМИЗИРОВАННЫХ СОСТАВОВ СТАЛЕЙ 15Г2ХНМФТРИ 15Г2МФТР

4.1. Исследование структурных превращений при отпуске....................138

4.2. Оптимизация режима термической обработки стали типа 15Г2ХНМФТР с использованием методов математического моделирования.......................................................................145

4.3. Опробование технологии термообработки путем закалки

стали типа 15Г2ХНМФТР с прокатного нагрева...............................154

4.4. Выводы по главе 4...............................................................................163

Глава 5. ПГОМЫШЛЕННОЕ ОПРОБОВАНИЕ И ИССЛЕДОВАНИЕ

ЭКОНОМНОЛЕГИРОВАННЫХ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ С ПРЕДЕЛОМ ТЕКУЧЕСТИ 700МШ МАРОК 15Г2ХНМФТР И 15Г2МФТР В МЕТАЛЛУРГИЧЕСКОМ ПЮИЗВОДСТВЕ И У

ПОТРЕБИТЕЛЯ

5.1. Выплавка стали в промышленных условиях.....................................165

5 .2. Прокатка слябов на толстый лист......................................................167

5.3. Термическая обработка стали............................................................169

5.4. Контроль микроструктуры листового проката..................................169

5.5. Определение механических свойств стали........................................171

5.6. Исследование свариваемости стали...................................................176

5.7. Опробование листового проката в сварных

конструкциях у потребителя..............................................................176

5.8. Выводы по главе 5...............................................................................178

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ..............................................................................................180

Список литературы..............................................................................................184

Приложение..........................................................................................................192

ВВЕДЕНИЕ.

Ориентировка экономики России на формирование рыночных отношений привела к переориентации практически всех традиционно сложившихся партнерских межотраслевых взаимоотношений. Фактор рентабельности и экономической целесообразности заставил металлопроизводителей по-новому взглянуть на конъюнктуру рынка металлопродукции и ее качество как товарную характеристику производства. В этой связи возрос необходимый уровень потребительских и технологических параметров качества металла, требующий нетрадиционных подходов их обеспечения при производстве и реализации на рынке металлопродукции.

Особую актуальность в новых условиях получила проблема обеспечения высокой прочности листового проката при достаточном уровне вязких свойств, удовлетворительной свариваемости и приемлемой стоимости стали. В наибольшей степени этим условиям удовлетворяют высокопрочные свариваемые стали (ВСС) с пределом текучести до ЮООМПа как наиболее рациональные материалы, позволяющие кардинально снизить вес металлопродукции и узлов ответственного назначения при приемлемой технологичности их изготовления. Такие стали используются при изготовлении современного грузоподъемного и транспортного оборудования, уникальных инженерных сооружений и разнообразных сварных конструкций.

Вместе с этим относительно высокая стоимость подобных сталей в сравнении с углеродистыми ограничивает их массовое использование в промышленности и строительстве. Нерентабельными высокопрочные стали являются по причине наличия в них никеля, хрома, молибдена и дорогостоящих видов термической обработки, таких как закалка с отдельного нагрева и последующий высокотемпературный продолжительный отпуск, а также дополнительных ограничений по содержанию серы и фосфора. Традиционное перелегирование известных ВСС накладывает определенные ограничения на использование этих сталей в сварных вариантах металлопродукции.

При постановке данной работы использован доскональный анализ технологии производства ВСС в условиях металлургических предприятий России и перспективный уровень потребительских свойств- механических характеристик, свариваемости, рентабельности, которые определяют конкурентоспособность данного вида металлопродукции на формирующемся рынке металлов в России. В результате такого анализа было определено два основополагающих направления исследований, которые, по нашему мнению, позволят ВСС успешно конкурировать среди применяемых высокопрочных сталей: сбалансированный химический состав, предполагающий замену ряда дефицитных элементов микролегирующими добавками, обеспечивающими требуемые прочностные свойства, и рационализация технологических схем производства листового проката в условиях Российских заводов, включая все операции по достижению потребительского качества- термической и термодеформационной обработок.

Основные цели настоящей работы включали:

- создание нового поколения экономичных свариваемых высокопрочных сталей с комплексным микролегированием и минимальным содержанием дорогостоящих легирующих элементов;

- выбор рациональной технологии достижения прочности ВСС, включая оптимизацию традиционных схем термообработки и опробование термомеханических процессов обеспечения прочности в потоке прокатных станов;

- изучение закономерностей формирования микроструктуры при сбалансированном химическом составе и технологической схеме производства листового проката;

У

- оценка влияния микролегирующих добавок на комплекс механических и технологических параметров ВСС;

- разработка промышленных рекомендаций по составу и технологии производства рентабельных ВСС, производство опытных партий и опробование их у потребителей с обеспечением нормативно-технической и конструкторской документации.

Для достижения поставленных задач был использован широкий круг теоретического, технологического и справочно-технического информационного материала по рассматриваемой проблеме, на основе которого сформулированы основные направления и пути экспериментов и исследований. В настоящей работе был использован накопленный ранее опыт создания и производства высокопрочных свариваемых сталей (на основе работ Б.С. Касаткина, В.Н. Никитина, М.И. Гольдштейна и др.), выбора режимов термического (работы А.П. Гуляева, Ф.Б. Пикеринга, Л.М. Утевского и др.) и термомеханического (работы М.Л. Бернштейна, Ю.И. Матросова, Л.И. Эфрона и др.) упрочнения, взаимосвязи показателей свариваемости с композицией стали (работы В.Ф. Мусияченко, В.И. Столярова, Э.Л. Макарова и др.).

В результате проведенной работы определены экономичные системы легирования ВСС и предложены две марки стали с пределом текучести ао;2>700МПа, содержащие в два раза меньше легирующих элементов, чем известные. Обосновано преимущественное легирование таких сталей марганцем в сочетании с микродобавками ванадия и титана, обеспечивающих высокую хла-достойкость и теплопрочность при ограниченном содержании никеля, хрома и молибдена. Показана ошибочность трактовки влияния ванадия на ударную вязкость стали через механизм обратимой отпускной хрупкости. Установлены пределы рационального легирования данным элементом применительно к ВСС. Обоснован режим скоростного отпуска при субкритических температурах для повышения механических и технологических свойств ВСС. Предложены режимы термомеханической обработки, позволяющие проводить закалку с прокатного нагрева с получением более высокого уровня ударной вязкости, чем при закалке с повторного нагрева.

ГЛАВА I. Литературный обзор - состояние разработки высокопрочных низколегированных термоупрочняемых свариваемых сталей.

1.1 Механизмы упрочнения высокопрочных свариваемых сталей.

Высокопрочные свариваемые стали (ВСС), обрабатываемые на предел текучести сго,2>590МПа термическим улучшением или нормализацией (в ходе контролируемой прокатки), могут иметь одинаковую прочность при разнообразной структуре: высокоотпущенные мартенсит или мартен-сит+бейнит, бейнит или бейнит+феррит [1-6]. Это определяет различие в их чувствительности к хрупкому разрушению и разупрочнению при сварке, влияющих на работоспособность и надежность изделий в эксплуатации. В этой связи, выбор способа достижения более высокого уровня прочности (ао,2>700МПа) должен быть основан на получении структуры, обеспечивающей вязкие свойства и минимальное разупрочнение при сварке.

Микроструктура бейнита, образующаяся в сравнительно узком температурном интервале между перлитным и мартенситным превращениями, отличается как от продуктов распада аустенита при более высоких температурах (>450°С) - перлита, так и от превращения при более низких (<250°С) - мартенсита. По сравнению со структурой перлитных колоний пластинки цементита и феррита в бейните короче, толщина и длина их уменьшается по мере снижения температуры превращения. В отличие от феррита бейнит содержит больше углерода, т.е. является пересыщенным твердым раствором углерода в а-железе, хотя пересыщение невелико. Содержание углерода в бейните тем меньше, чем выше температура его образования, и примерно такое же, как и содержание углерода в а-растворе отпущенной стали, когда температура отпуска мартенсита и температура образования бейнита одинаковы. Так как превращение происходит ниже 450°С, когда отсутствует диффузия железа и легирующих элементов при наличии диффузии углерода, в результате распада по бейнитной реакции карбидной фазой всегда является карбид железа, по содержанию легирую

щих элементов такой же, как и состав аустенита. Различают две структурные формы бейнита (верхний бейнит и нижний), имеющих явные морфологические отличия и разные ориентационные соотношения феррита с карбидом. В низкоуглеродистых сталях выделяются карбиды Ре3С, но в высокоуглеродистых сталях при низкотемпературном превращении, повидимому, может образовываться е-карбид [1]. В общем случае структура верхнего бейнита состоит из карбидных прослоек или удлиненных карбидных частиц, распределенных между рейками бейнитного феррита, т.е. расположенных по границам последних. Ориентация таких карбидов по отношению к ферриту не совпадает с таковой между ферритом и аустенитом и карбидом Ре3С и аустенитом [1]. Форму пластин или реек феррит приобретает в процессе сдвига, которые последовательным кооперированным зарождением образуют пакеты. При металлографических исследованиях верхний бейнит

Н V/ II м II

имеет вид резаной соломы или пера , рост пластинок которого начинается преимущественно от границ аустенитных зерен [4]. В нижнем бейните карбиды выделяются уже внутри реек бейнитного феррита, образующих бейнитный пакет. Карбиды выделяются в виде тонких пластиночек под углом « 55°С к длинной оси рейки [1]. Ре3С имеет определенное ориентацион-ное соотношение с ферритом, в котором он образуется. Чем ниже температура превращения или выше содержание углерода, тем дисперснее рейки бейнитного феррита, мельче частицы карбидов и больше их число на единицу площади шлифа. Нижний бейнит, как и мартенсит, имеет пластинчатое (игольчатое) строение, и металлографически часто трудно бывает отличить нижний бейнит от низкоотпущеного мартенсита [4].

Как в верхнем, так и в нижнем бейните границы между рейками бейнитного феррита, сгрупппированными в пакет, малоугловые. Эти границы препятствуют движению дислокаций, но не мешают распространяющейся трещине. Границы между пакетами или зернами исходного аустенита, напротив, болыиеугловые, и они тормозят движущуюся трещину [1,39].

Так как бейнит образуется при температуре, промежуточной между температурами феррито-перлитной реакции и мартенситного превращения, то, соответственно, можно ожидать получения прочностных свойств, промежуточных между максимальными прочностными свойствами феррито-перлитных сталей и минимальной прочности мартенситной стали, управляя температурой превращения аустенита в бейнит. Согласно [1,6] предел прочности бейнита линейно зависит от температуры превращения, повышаясь с ее понижением (рис.1). При этом она более отчетлива, чем для перлитного и мартенситного превращений. Связь с пределом текучести более сложна: повышение предела прочности приводит к снижению отношения ст0(2/ав от 0,70...0,75 при ав=450МПа до 0,65 при ств=1200МПа. Этот эффект вызван наличием внутренних напряжений, появляющихся при температурном превращении, необходимом для получения высокопрочного бейнита. Существует ряд факторов, определяющих прочность бейнита [1]: а) Мелкое зерно феррита, т.е. малая величина бейнитной рейки, размер которой может характеризовать расстояние между барьерами скольжения, используемое при анализе с помощью известного уравнения Холла-Петча [1]. Длина рейки зависит от диаметра исходного аустенитного зерна или величины ферритной колонии. Ширина рейки уменьшается со снижением температуры превращения так же, как и размер среднего бейнитного зерна.

б) Плотность дислокаций, которая повышается при снижении температуры превращения. Присутствие этих дислокаций обусловлено деформацией, сопровождающей превращение. В то же время чем выше плотность расположения карбидов, тем выше плотность дислокаций.

в) Дисперсность карбидов, которая тем значительнее, чем выше концентрация углерода в стали и ниже температура превращения. Существует взаимосвязь между числом карбидов на единицу площади сечения микроструктуры и пределом текучести.

а, ад«

300 <00 500 600 700 800

Рис.1.1 Соотношение между температурой превращения и пределом прочности стали: 1 - мартенсит, 2 - бейнит, 3 - феррит и перлит

г) Углерод, растворенный в бейнитном феррите, концентрация которого повышается с понижением температуры превращения. Он вносит вклад в общую прочность в результате упрочнения твердого раствора и вследствие взаимодействия с дислокациями [1].

С учетом этих зависимостей предложен ряд уравнений, выражающих количественную связь между параметрами структуры бейнита и значениями предела текучести, МПа [1]:

сго,2 = 15,4 [-12,6 + \,т-ш + 0,98п1/4], (1.1)

где ё - величина бейнитной рейки, мм;

п - число карбидов, пересекающих один мм2 площади шлифа. Отрицательная постоянная указывает на существование критической плотности карбидов, ниже которой они не вносят вкла