автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Разработка технологии термомеханической обработки полосового и листового проката из низколегированной стали на основе управления формированием ферритно-бейнитной структуры

ФЕДЕРАЛЬНОЕ ГОСУДАРСТВЕННОЕ УНИТАРНОЕ ПРЕДПРИЯТИЕ «ЦЕНТРАЛЬНЫЙ НАУЧНО-ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИЙ ИНСТИТУТ ЧЕРНОЙ МЕТАЛЛУРГИИ им. И.П. БАРДИНА»

На правах рукописи

005052156 настич Сергей юрьевич

разработка технологии термомеханической обработки полосового и листового проката из низколегированной стали на основе управления формированием ферритно-бейнитной структуры

05.16.01 - «Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов»

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

18 АПР 2013

Москва - 2013

005052156

Работа выполнена во ФГУП «Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина»

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор ДОБАТКИН Сергей Владимирович Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт металлургии и материаловедения им. A.A. Байкова Российской академии наук (ИМЕТ РАН), заведующий лабораторией металловедения цветных и легких металлов доктор технических наук, профессор ОДЕССКИЙ Павел Дмитриевич

Центральный научно-исследовательский институт строительных конструкций им. В.А. Кучеренко (ОАО «НИЦ «Строительство»), заведующий лабораторией металлических конструкций доктор технических наук, профессор СМИРНОВ Михаил Анатольевич ФГБОУ ВПО «Южно-Уральский государственный университет» (Национальный исследовательский университет), профессор кафедры металловедения и физики твердого тела Ведущая организация:

Открытое акционерное общество «Научно-производственное объединение «Центральный научно-исследовательский институт технологии машиностроения» (ОАО НПО «ЦНИИТМАШ»)

Защита диссертации состоится 22 мая 2013 г. в 12 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, 2-я Бауманская ул., д. 9/23, ученому секретарю диссертационного совета Д 217.035.01.

С диссертацией можно ознакомиться в технической библиотеке ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» (автореферат диссертации размещен на сайте ВАК http://vak.ed.gov.ru).

Автореферат разослан JL апррля 2013 г.

Ученый секретарь диссертационного

совета Д 217.035.01, доктор технических наук,

старший научный сотрудник /7 «—•

— Н.М. Александрова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы

Эффективность современных магистральных трубопроводов обеспечивается путем использования повышенных рабочих давлений (9,8 и 11,8 МПа), что требует применения сталей классов прочности К60 (ад > 590 Н/мм2) и особенно - К65 (ств > 640 Н/мм2). Уровню прочностных свойств классов прочности К60 и К65 в целом соответствуют стали категорий прочности Х70 или L485M (ат > 485 Н/мм2) и Х80 или L555M (а. > 555 Н/мм2) по API 5L или ISO 3183, соответственно. Надежность трубопроводов основывается на торможении протяженных вязких и хрупких разрушений в основном металле труб, а также хорошей свариваемости стали, для чего ограничивается уровень ее легирования.

Выполнение современных требований по получению высоких показателей прочности, ударной вязкости и хладостойкости проката при экономном уровне легирования стали с традиционной ферритно-перлитной микроструктурой не представляется возможным. Необходим переход к сталям с дисперсной ферритно-бейнитной микроструктурой, отличительной чертой которой является малый размер элемента матрицы и повышенная плотность дислокаций. Получение такой микроструктуры основывается на технологии термомеханической обработки (ТМО), сочетающей контролируемую прокатку с ускоренным охлаждением (КП+УО).

Важной проблемой является разработка технологии производства на непрерывных широкополосных станах горячей прокатки (НШС ГП) рулонного (полосового) проката класса прочности К60(Х70) и К65(Х80) толщиной 10-16 мм с гарантией уровня механических свойств и хладо-стойкостью, который необходим для производства спиральношовных (без термической обработки) и прямошовных труб, а также труб, получаемых сваркой токами высокой частоты (ТВЧ). ТМО стали в условиях НШС ГП существенным образом отличается от обработки в условиях толстолистовых станов (ТЛС) вследствие особенностей процесса и оборудования для производства полосы (в том числе непрерывные группы клетей, УО в двух группах секций, смотка, охлаждение рулонов).

Применительно к современным сталям Х70 и Х80 с ферритно-бей-нитной микроструктурой большой толщины (12-16 мм для рулонного проката, 20-40 мм для листового проката) вопросы структурообразова-ния и возможности по улучшению их хладостойкости изучены в недостаточной степени. Поэтому для достижения требуемых свойств необходимо изыскание оптимального структурного состояния низколегированной стали.

Диссертационная работа является обобщением научных и практических результатов исследований, выполненных автором по проблеме

создания высокопрочных низколегированных рулонных и листовых сталей и технологии их ТМО. Представлены результаты разработки новых металловедческих подходов для управления формированием ферритно-бейнитной микроструктуры стали в процессе ТМО, направленных на получение оптимальных структурных состояний металла в условиях отечественных прокатных станов 2000 и 5000.

Цель работы и основные задачи исследования

Целью работы является создание новых эффективных технологий термомеханической обработки толстых полос (10-16 мм) из низколегированных сталей Х70—Х80 применительно к условиям непрерывных широкополосных станов горячей прокатки (НШС ГП 2000), а также усовершенствование технологий производства листового проката из стали Х70-Х80 большой толщины (20-30 мм) на основе управления структуро-образованием в процессе горячей пластической деформации аустенита и последующего ускоренного охлаждения для формирования ферритно-бейнитной структуры стали с оптимальным набором структурных составляющих, что обеспечивает в прокате сочетание улучшенных показателей прочности, ударной вязкости и хладостойкости. Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:

1. Обобщить закономерности формирования ферритно-бейнитной микроструктуры в процессе ускоренного охлаждения горячедеформи-рованного аустенита низколегированных сталей Х70 и Х80, особенности морфологии продуктов бейнитного превращения, и на основе этого разработать химические составы, обеспечивающие получение ферритно-бейнитной микроструктуры рулонного и толстолистового проката при малых скоростях охлаждения.

2. Исследовать влияние состава стали и параметров технологии на процессы структурообразования (рост зерна, рекристаллизация аустенита, выделение частиц карбонитридов, фазовые превращения) применительно к технологическим условиям производства толстых полос (1016 мм) на непрерывных широкополосных станах горячей прокатки 2000.

3. Установить влияние основных технологических параметров при термомеханической обработке рулонного и толстолистового проката на характеристики ферритно-бейнитной микроструктуры стали Х70-Х80, которые оказывают существенное влияние на показатели прочности, ударной вязкости и хладостойкости высокопрочного проката, на основе чего разработать металловедческое обоснование и корректирующие технологические мероприятия для обеспечения улучшенной хладостойкости проката.

4. Исследовать процесс выделения избыточных фаз карбидов и карбонитридов КГЬ и V в рулонном и толстолистовом прокате из стали Х70

в процессе и после завершения ТМО и разработать рекомендации по оптимальному содержанию микролегирующих элементов (ЫЬ, V) в стали.

5. Выявить влияние химического состава стали Х70 и технологии производства рулонного проката (ТМО, смотки и охлаждения рулонов) на равномерность механических свойств по длине полосы и анизотропию механических свойств (в плоскости прокатки).

6. Разработать металловедческое обоснование и эффективные технологии ТМО рулонного и толстолистового проката классов прочности К60(Х70) и К65(Х80) из сталей с ферритно-бейнитной микроструктурой, обеспечивающие повышенный уровень ударной вязкости и хладостойко-сти, и осуществить опробование промышленного производства проката по разработанным технологиям в условиях отечественных станов 2000 и 5000.

Методы исследования

Работа выполнена на основе анализа и обобщения результатов теоретических и лабораторных исследований, а также промышленных экспериментов. Материалом исследования послужили низколегированные трубные стали Х70 и Х80 промышленной выплавки.

Теоретическая часть работы основана на анализе имеющихся данных о влиянии состава низколегированной стали и параметров ТМО проката на микроструктуру стали, в том числе формирование различных продуктов бейнитного превращения, и выявлении закономерностей, позволяющих определить направления оптимизации состава стали и технологии ТМО.

Экспериментальная часть работы выполнена с применением физического моделирования процессов структурообразования в низколегированной стали в процессе ТМО и в околошовной зоне (ОШЗ) сварного соединения. Использованы современные методы исследования, в том числе сканирующей электронной (СЭМ) и просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ).

Результаты промышленных экспериментов получены путем испытания и исследования металла в ходе опытных прокаток полос на станах 2000 ОАО «ММК» и ОАО «Северсталь», а также листов на стане 5000 ОАО «ММК».

Научная новизна

1. Разработана (впервые в отечественной практике) концепция химического состава сталей Х70-Х80 для производства рулонного проката больших толщин (10-16 мм) по технологии ТМО применительно к условиям непрерывных широкополосных станов горячей прокатки без реверсивных клетей (станы 2000), предусматривающая пониженное содержание углерода, добавки N1, Си, Сг, Мо, комплексное микролегирование Т1+ЫЬ+У или Т1+№>. Главным элементом концепции рулонной стали

Х70-Х80 является использование повышенного содержания №>, что позволяет существенно воздействовать на основные процессы структуро-образования: ограничить рост зерна аустенита при нагреве под прокатку до повышенных температур, повысить температуру торможения рекристаллизации аустенита, расширить область формирования бейнита при малых скоростях охлаждения, обеспечить дисперсионное упрочнение стали наноразмерными частицами ЫЬС, ЫЬ(С,Ы), (ЫЬ,У)(С,Н).

2. Показана принципиальная возможность формирования ферритно-бейнитной микроструктуры в низкоуглеродистой стали типа Х70-Х80 в диапазоне малых скоростей охлаждения, соответствующих процессу ТМО толстых полос, что реализуется путем добавок в сталь Си, Сг, Мо с содержанием элементов не более 0,2% каждого и суммарным содержанием элементов до 0,6%. Впервые предложена обобщенная схема фазовых превращений в стали Х70 с добавками №, Си, Сг, Мо.

3. Выявлены закономерности формирования дисперсной ферритно-бейнитной микроструктуры стали Х70-Х80 в условиях непрерывного широкополосного стана, когда ускоренное охлаждение производится с перегибом кривой охлаждения, относительно малой скоростью и последующей смоткой полосы в рулон. Тип основной структурной составляющей матрицы стали определяется температурой завершения 1-й стадии УО и ее положением относительно температуры начала бейнитного превращения (В5). Доли структурных составляющих в матрице стали, а также тип и морфология высокоуглеродистой фазы (2-я фаза, включая цементит) главным образом управляются температурой конца охлаждения, которая в целом соответствует температуре смотке полосы в рулон.

4. Определены структурные факторы, приводящие к существенному снижению характеристик ударной вязкости и хладостойкости толстых полос и листов из сталей Х70-Х80 с ферритно-бейнитной микроструктурой: наличие в структуре стали областей реечного бейнитного феррита в границах бывших аустенитных зерен и значительная разнозернистость матрицы из квазиполигонального и игольчатого феррита. Такая неоднородность микроструктуры образуется в результате наследования при фазовом превращении неравномерной структуры аустенита, которая возникает из-за частичной (неполной) рекристаллизации аустенита как в черновой, так и в чистовой стадии КП.

5. Выявлены обобщенные зависимости влияния основных технологических параметров ТМО на характеристики ферритно-бейнитной микроструктуры в стали Х70-Х80 с точки зрения обеспечения высокой ударной вязкости и хладостойкости, показывающие, что решающим технологическим фактором при производстве толстых полос является температура входа подката в группу чистовых клетей стана (не выше температуры торможения рекристаллизации аустенита Т5); при производстве

толстых листов на реверсивных станах важнейшим параметром является величина обжатий в заключительных проходах черновой стадии КП (не менее 12-14% за проход).

6. Установлено, что режим УО позволяет снизить негативное влияние разнозернистости аустенита на свойства стали, что достигается путем ограничения интенсивности УО (относительно низкая скорость УО, температура конца УО в верхней части бейнитной области). При этом формируется микроструктура стали, основной составляющей которой является квази-полигональный феррит, а также игольчатый феррит, но количество областей реечного бейнитного феррита сведено к минимуму.

7. Показано, что в условиях станов 2000 при технологических ограничениях по толщине подката и минимальной температуре конца прокатки (Т ) улучшение хладостойкости толстых полос обеспечивается путем оптимизации состава стали (по расчетному значению критической точки Аг.,)) для выполнения соотношения ЛТС. =Т -Аг„ <50 °С, что объясня-

■ I Ьу кн .Мрасч.)

ется сохранением к моменту фазового превращения структуры аустенита с высоким значением Б Э1И\

V

8. Установлены закономерности выделения в феррите частиц карбидов и карбонитридов ЫЬ и V в зависимости от режима ускоренного охлаждения толстых полос и листов, а также смотки полос в рулоны, описывающие: изменение типа выделения частиц (1чГЬ,У)(С,1чО в феррите от выделения из пересыщенного твердого раствора («общее» выделение) к «межфазному»; температурные интервалы образования частиц размером 2-10 нм, эффективных для дисперсионного упрочнения, в сталях с ЫЬ+У и ЬГЬ без V; ограниченный характер выделения в феррите частиц карбидов и карбонитридов КГЬ и V при производстве толстолистового проката с УО.

9. Выявлен эффект выделения в аустените наноразмерных («5-10 нм) частиц карбонитридов МЬ(С,М) под действием интенсивной деформации в чистовой стадии КП при производстве толстых листов, при этом увеличение температуры чистовой прокатки и времени транспортировки листов до установки УО создает условия для укрупнения этих частиц до 10 нм.

10. Обоснован принцип получения равномерного уровня механических свойств по длине полосы из микролегированной стали Х70-Х80, состоящий в обеспечении для всех участков полосы дисперсной и равномерной ферритно-бейнитной микроструктуры и однородного характера выделения частиц карбонитридов № и V для дисперсионного упрочнения стали.

Практическая ценность диссертационной работы заключается в создании на основе полученных результатов металловедческого обоснования и комплексной технологии получения высокопрочного хладостой-

кого рулонного и толстолистового проката. В результате проведенных исследований процессов структурообразования в низколегированных сталях в ходе ТМО получены следующие практические результаты:

1. Созданы новые марки трубных сталей для производства рулонного и толстолистового проката классов прочности К60(Х70) и К65(Х80), отличающиеся пониженным содержанием углерода, экономными добавками Сг, Си, Мо, и оптимизированным микролегированием, в том числе для рулонного проката - с повышенным содержанием №> (0,06-0,10%), позволяющие получать целевую ферритно-бейнитную микроструктуру проката в условиях технологических линий станов 2000 и 5000.

2. Разработаны технологические процессы производства рулонного проката класса прочности К60(Х70) толщиной 12-16 мм с гарантией уровня механических свойств, позволяющие в условиях станов 2000 ОАО «ММК» и ОАО «Северсталь» обеспечивать требуемый комплекс свойств и их высокую равномерность по длине полосы, в том числе хла-достойкость проката при ИПГ, при минимальном уровне легирования стали (Сэкв=0,36-0,38%).

3. Разработаны технологические процессы производства толстолистового проката классов прочности К60(Х70) и К65(Х80) толщиной до 30 мм в условиях стана 5000 ОАО «ММК», обеспечивающие необходимые для металла труб магистральных газопроводов с рабочим давлением 11,8 МПа (120 атм.) повышенные показатели ударной вязкости (Х70 -КСУ-10 >200 Дж/см2 и Х80 - > 260 Дж/см2 для труб диам. 1420 мм) и хладостойкости.

4. Разработана и оформлена совместно с металлургическими предприятиями технологическая документация на производство на станах 2000 ОАО «ММК» и ОАО «Северсталь» рулонного проката класса прочности Х70 и на стане 5000 ОАО «ММК» толстолистового проката классов прочности Х70-Х80.

5. С использованием разработанных технологий в условиях ОАО «ММК» и ОАО «Северсталь» произведены опытно-промышленные и промышленные партии рулонного и толстолистового проката для ведущих отечественных трубных заводов, а также для экспортных поставок в объеме более 50 тыс. т новых видов продукции с высоким экономическим эффектом.

6. Обеспечено импортозамещение высококачественного рулонного и толстолистового проката на отечественном рынке и высокая конкурентоспособность на внешних рынках.

Способы производства, включающие химические составы стали и технологию производства проката, защищены пятью патентами РФ.

Содержание диссертационной работы представляет собой решение важной научно-технической и народно-хозяйственной проблемы повы-

шения характеристик прочности, ударной вязкости, хладостойкости и свариваемости рулонного и толстолистового проката для магистральных трубопроводов путем оптимизации состава стали и совершенствования технологического процесса ТМО стали на основе управления формированием ферритно-бейнитной микроструктуры проката.

Основные научные положения, выносимые на защиту:

1. Разработанные принципы формирования ферритно-бейнитной микроструктуры в низколегированных трубных сталях с экономным уровнем легирования в условиях ускоренного охлаждения горячедефор-мированного аустенита применительно к промышленным условиям производства рулонного и толстолистового проката.

2. Установленные закономерности влияния параметров микроструктуры низколегированной стали в состоянии после ТМО на механические свойства проката, в том числе на ударную вязкость (КСУ) и хладостой-кость при ИПГ, а также на равномерность свойств по длине полосы и анизотропию в плоскости прокатки.

3. Определенные зависимости параметров формирующейся в ходе ТМО микроструктуры низколегированной стали от ключевых параметров технологии, в том числе для технологических случаев, при которых возможно получение близкой к критической степени проработки аустенита перед фазовым превращением.

4. Разработанные промышленные технологии, обеспечивающие целенаправленное формирование заданного структурного состояния низколегированной стали для обеспечения требуемого комплекса механических свойств рулонного и толстолистового проката классов прочности К60(Х70) и К65(Х80) для магистральных трубопроводов.

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 полос и листов.

Личный вклад автора. Основные научные положения и результаты диссертационной работы основываются на исследованиях, выполненных под руководством или с непосредственным участием автора во время проведения научно-исследовательских работ. В работах, выполненных в соавторстве, личный вклад автора состоит в постановке цели и задач исследования, выработке направлений и методов решения технологических проблем, непосредственном участии в получении экспериментальных данных, анализе и обобщении полученных результатов. Опробование и

внедрение в производство разработанных составов сталей и технологий осуществлялось при непосредственном участии автора.

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».

Апробация работы. Материалы диссертационной работы доложены и обсуждены на 16 международных, общероссийских и региональных научно-технических конференциях: 4rd International Pipeline Technology Conference (Belgium, Ostend, 2004), 6-й Конгресс прокатчиков (Липецк, 2005), 5th International Conference on HSLA Steels "HSLA Steels 2005" (China, Sanya, 2005), 5th International Conference on Processing and Manufacturing of Advanced Materials THERMEC 2006 (Canada, Vancouver, 2006), 6-я Научно-практическая конференция «Новые перспективные материалы, оборудование и технологии для их получения» (Москва, 2007), Международный семинар «Современные тенденции разработки и производства сталей и труб для магистральных газо-нефтепроводов» (Москва, 2008), Международная конференция «Современные требования и металлургические аспекты повышения коррозионной стойкости и других служебных свойств углеродистых и низколегированных сталей» (Москва, 2008), 5-я Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур» «ПРОСТ-2010» (Москва, 2010), 17-я Международная научно-техническая конференция «ТРУБЫ-2009» (Челябинск, 2009), 8-й конгресс прокатчиков (Магнитогорск, 2010), 9-я научно-практическая конференция «Новые перспективные материалы, оборудование и технологии для их получения» (Москва, 2010), 6-th International Conference on High Strength Low Alloy Steels "HSLA Steels 2011" (China, Beijing, 2011), 6-я Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур» «ПРОСТ-2012» (Москва, 2012), 10-я научно-практическая конференция «Новые перспективные материалы, оборудование и технологии для их получения» (Москва, 2011), международная конференция «Северсталь для топливно-энергетического комплекса» (Санкт-Петербург, 2012), 20-й Международная научно-техническая конференция «ТРУБЫ-2012» (Сочи, 2012).

Публикации. Основное содержание диссертации отражено в 22 работах в рецензируемых научных журналах, рекомендованных ВАК, а также в 21 другой публикации и 5 патентах.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 8 глав, общих выводов, списка литературных источников из 354 наимено-

вания и приложений, содержит 399 страниц машинописного текста, 132 рисунка, 32 таблиц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении показана актуальность темы диссертации, представлены основные направления развития процесса ТМО рулонного и толстолистового проката для магистральных трубопроводов, сформулированы цель, задачи и методы исследования, научные результаты и практическая ценность работы, представлены данные по апробации и публикациях, отражающих содержание диссертации.

Первая глава представляет собой литературный обзор, в котором на основании опубликованных данных рассмотрены современные металловедческие представления о ТМО низколегированных сталей с целью получения сочетания высокой прочности, ударной вязкости и хладостой-кости рулонного и толстолистового проката при использовании сталей с экономным уровнем легирования.

Рассмотрена эволюция требований, предъявляемых к стали и прокату для магистральных трубопроводов. Отмечено, что перспективным направлением развития трубных сталей, позволяющим снизить металлоемкость трубопроводов при повышенных рабочих давлениях (Рраб=11,8 МПа), является разработка и использование проката классов прочности К60 (ав > 590 Н/мм'2) и особенно - К65 (ав > 640 Н/мм2), однако при этом возрастают требования к величине ударной вязкости (КСУ).

Выполнен анализ возможностей упрочнения низколегированных сталей, и показано, что требуемое сочетание свойств не может быть обеспечено на сталях с ферритно-перлитной микроструктурой, поэтому необходимо получение мелкодисперсной ферритно-бейнитной микроструктуры проката, имеющей более мелкий размер элемента матрицы и повышенную плотность дислокаций. Представлена современная концепция получения ферритно-бейнитной микроструктуры в низколегированных высокопрочных трубных сталях Х70-Х80, основанная на технологии ТМО и использовании сталей с пониженным содержанием углерода (0,03-0,08%), легирующими добавками и комплексным микролегированием (Т1-КГЬ-У). Отмечены особенности микроструктуры сталей Х70-Х80, состоящие в многообразии продуктов бейнитного превращения, а также повышенной доле малоугловых границ в продуктах превращения с реечной морфологией. Представлена классификация продуктов бейнитного превращения в низкоуглеродистой стали Х70-Х80.

Произведен анализ влияния конфигурации прокатного оборудования, в том числе особенности НШС ГП, на процесс формирования структуры трубных сталей. Показаны особенности структурообразования при

производстве рулонного проката большой толщины (12-16 мм) в условиях НШС ГП с непрерывными группами чистовых и подгруппами черновых клетей.

Отмечено, что значительный вклад в создание и развитие технологии ТМО низколегированных сталей внесли Матросов Ю.И., Литвиненко Д .А., Погоржельский В.И., Морозов Ю.Д., Эфрон Л.И., DeArdo A.J., Gray J.M, Jonas J.J., Honeycombe R.W.K., Seilars C.M., Cuddy L.J., Subramanian S.V., Palmiere E.J., Kozasu I., Tamura I., Ouchi C., Tanaka Т., Schwinn V. и др.

Представлено современное состояние вопроса производства рулонного проката из высокопрочных трубных сталей, в том числе концепции химического состава сталей, технологические решения для реализации технологии ТМО в условиях НШС ГП и полунепрерывных станов, опыт производства рулонного проката категорий прочности Х70 и Х80 зарубежными производителями (Германии, Китая, Кореи и Японии).

Выполнен анализ мирового и отечественного опыта применения проката и труб большого диаметра категорий прочности Х70-Х80 и выше, показавший, что в мировой практике помимо прямошовных электросварных труб широко используются спиральношовные трубы, изготавливаемые из рулонного проката, например, в газопроводах "Cheyenne Plains" (США) из труб Х80, "WEPP" из труб Х70 и "WEPP-2" из труб Х80 (оба - Китай).

Таким образом, необходима разработка новых металловедческих подходов, составов стали и технологических решений, направленных на существенное повышение комплекса механических свойств рулонного и толстолистового проката из стали Х70 и Х80 при экономном уровне ее легирования.

Результаты выполненного анализа послужили основанием для постановки цели работы и задач исследований.

Вторая глава посвящена обоснованию выбора исследованных сталей и описанию методов лабораторных и промышленных исследований, проведенных автором при выполнении диссертационной работы.

Представлены разработанные и использованные в исследованиях стали, которые характеризовались пониженным содержанием углерода ([С] =0,04-0,09%); добавками элементов, повышающих устойчивость ау-стенита (Cr, Ni, Си и Мо в различных комбинациях), и микролегированием (Nb и Ti, в большинстве - также V). Составы сталей разработаны с целью обеспечить формирование ферритно-бейнитной микроструктуры проката в процессе ТМО, в том числе при УО полос толщиной 12-16 мм в условиях НШС ГП с ограниченной скоростью. В работе использовано 23 стали (табл. 1).

Описаны технологии сталеплавильного производства в ОАО «ММК» и ЧерМК ОАО «Северсталь», позволившие получить чистую

Таблица 1. Химический состав опытных сталей, мае. %

№№ п/п Условная марка стали С Мп Другие элементы Nb V С »kb Pcm

Рулонный прокат с НШС ГП 2000 ЧерМК ОАО «Северсталь»

1 06Г2МБ 0,06 1,60 » 0,20% Мо 0,07 0,004 0,41 0,17

2 05Г2НФБ 0,040,06 1,611,62 - 0,20% Ni 0,0690,073 0,0530,055 0,360,385 0,140,16

3 05Г2ХНФБ 0,06 1,581,61 = 0,20%Cr+0,20%Ni 0,0690,074 0,0550,057 0,400,41 0,17

4 07Г2НДФБ 0,070,08 1,621,67 = 0,20%Ni+0,20%Cu 0,0680,079 0,0530,061 0,400,42 0,170,20

5 07Г2МНФБ 0,07 1,491,50 « 0,20%Ni+0,20%Mo 0,075 0,0460,047 0,41 0,18

6 07Г1НДМФБ 0,060,07 1,401,45 =0,20%Ni+0,20%Cu+<0,l%Mo 0,0430,050 0,0570,068 0,360,37 0,160,17

Рулонный прокат с НШС ГП 2000 ОАО «ММК»

7 06Г1ХНДБ (05Г1Б) 0,065 1,24 = 0,15%Cr+0,20%Ni+0,20%Cu 0,065 0,004 0,35 0,16

8 04Г2ХНДФБ 0,04 1,69 » 0,l%Cr+0,l%Ni+0,15%Cu 0,069 0,059 0,38 0,15

9 06Г1НДФБ 0,06 1,5 » 0,15%Ni+0,15%Cu 0,066 0,063 0,36 0,16

10 07Г2МФБ 0,060,07 1,591,61 => 0,20% Mo 0,0630,066 0,0470,049 0,400,41 0,170,18

11 07Г1ФБ (К56) 0,07 1,5 - 0,065 0,034 0,35 0,16

12 07Г2МБ 0,07 1,53 - 0,15% Mo 0,095 0,005 0,38 0,165

13 06Г2НДБ 0,06 1,55 => 0,20%Ni+0,20%Cu 0,066 0,006 0,36 0,16

14 08Г2НДФБ 0,08 1,69 = 0,20%Ni+0,20%Cu 0,066 0,053 0,42 0,19

15 07Г2НДФБ-2 0,07 1,61 » 0,20%Ni+0,20%Cu 0,067 0,043 0,40 0,18

16 10Г2ФБЮ (К60) 0,100,11 1,621,65 - 0,0370,039 0,0370,042 0,400,41 0,200,21

17 05Г2МНФБ (фирма "Posco") 0,05 1,50 » 0,20%Ni+0,20%Mo 0,058 0,055 0,39 0,16

Толстолистовой прокат с ТЛС 5000 ОАО «ММК»

18 09Г2НФБ 0,09 1,67 « 0,20% Ni 0,0480,052 0,0510,060 0,410,42 0,190,20

19 07Г2НДФБ-тле 0,07 1,651,67 => 0,20%Ni+0,20%Cu 0,0480,051 0,0440,045 0,400,41 0,180,19

20 06Г2НМДБ (К65) 0,06 1,75 » 0,3%Ni+0,2%Cu+0,2%Mo 0,061 0,004 0,46/ 0,45* 0,19

Стали для лабораторных исследований

21 05Г1ХНДБ 0,05 1,55 0,24%Cr+0,13%Ni+0,24%Cu 0,095 0,001 0,40 0,16

22 07Г2НМДФБ 0,07 1,69 0,24%Ni+0,20%Mo+0,23%Cu 0,058 0,02 0,45 0,20

23 05Г2ХНМФБ 0,05 1,66 0,27%Cr+0,22%Ni+0,12%Mo 0,091 0,02 0,45 0,17

Примечание: содержание во всех сталях: Si=0,17—0,35%; S< 0,002%; Р< 0,010%; N= 0,005-0,008%; Al=0,03-0,05%; Ti =0,012-0,023%; 10Г2ФБЮ (К60) - Р= 0,009-0,013% Углеродный эквивалент определяли по формуле: Сакв = С + Mn/6 + (Cr + Mo + V + Nb + Ti)/5 + (Си + Ni)/15, %; * - Для стали 06Г2НМДБ расчет по формуле: С ка= С + Mn/6 + (Cr + Mo + V)/5 + (Си + Ni)/15 + 15В, %. Параметр стойкости против растрескивания при сварке определяли по формуле: Рст = С + V/10 + Мо/15 + Сг/20 +Мп/20 +Cu/20 +Si/30 + Ni/60 + 5В, %.

по вредным примесям ([S] < 0,002-0,005 %, [Р] <0,010 %) и неметаллическим включениям сталь. Показаны основные параметры технологии ТМО на станах 2000 и стане 5000, которые использованы для формирования мелкодисперсной микроструктуры толстолистового и рулонного проката.

Представлены основные методы исследования опытных сталей и использованное оборудование, в том числе: дилатометрический метод исследования фазовых превращений, метод физического моделирования процесса ТМО, световая микроскопия, сканирующая (СЭМ) и просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ), рентгеновская дифракто-метрия (РД) и др. Количественная оценка параметров микроструктуры стали выполнялась с помощью программного пакета "Image Expert Pro" и точечного метода (Глаголева). Исследования методом СЭМ выполняли на микроскопах JEOL JSM 6610LV и Horiba ЕМАХ-8500, а ПЭМ - на микроскопах JEM-7 (100 кВ) и JEM 200СХ (120 кВ). Имитация процесса ТМО толстых полос выполнена на деформационном дилатометре BAHR-805. Свариваемость новых сталей исследовали по методике имитации влияния термического цикла сварки на микроструктуру и свойства металла околошовной зоны (ОШЗ) сварного соединения. Также указаны стандартные методики, использованные для определения механических свойств проката.

В третьей главе выполнено изучение и обобщение условий формирования ферритно-бейнитных микроструктур в низколегированных сталях в процессе ускоренного охлаждения горячедеформированного аустенита, после чего на основе выявленных закономерностей разработаны новые составы стали классов прочности Х70-Х80 для рулонного и толстолистового проката.

Представлен анализ условий структурообразования в низколегированной стали при производстве рулонного проката толщиной 12-16 мм в условиях НШС ГП 2000 и листового проката толщиной до 30 мм на ТАС 5000. Отмечено, что вследствие относительно низких скоростей охлаждения (Voxa) полос толщиной 12-16 мм при УО на отводящем рольганге НШС ГП 2000 (Voxa < 10 °С/с), для обеспечения переохлаждения аустенита с целью формирования бейнитной оставляющей микроструктуры, сталь Х70-Х80 должна содержать добавки элементов, повышающих устойчивость аустенита при превращении (Сг, Ni, Си и Мо). При производстве листового проката из-за значительного градиента температур и скорости охлаждения по сечению эти добавки также необходимы.

Разработана концепция стали Х70-Х80 для ТМО рулонного проката и листов большой толщины, предусматривающая: пониженное содержание углерода (0,04-0,08%), содержание Мп в зависимости от класса прочности и толщины проката, комплексное микролегирование (Nb, Ti, (+V)),

использование добавок Сг, №, Си и Мо в количестве от 0,15-0,20% до 0,40-0,60% по отдельности или в различных сочетаниях (№, №+Си, №+Сг, Сг+№+Си, Мо, Мо+№, Мо+№+Си). Разработаны схемы легирования и составы стали (см. табл. 1): для рулонного проката - 06Г1ХНДБ, 04Г2ХНДФБ, 05Г2НФБ, 05Г2ХНФБ, 07Г2НДФБ, 06Г1НДФБ, 06Г2НДБ, 08Г2НДФБ, 06Г2МБ, 07Г2МФБ, 07Г2МБ, 07Г2МНФБ и 07Г1НДМФБ; для толстолистового проката - 09Г2НФБ, 07Г2НДФБ и 06Г2НМДБ (К65).

Выполнено исследование фазовых превращений горячедеформиро-ванного аустенита при непрерывном охлаждении с построением термокинетических диаграмм (ТКД) на сталях предложенного состава. Показано, что формирование бейнитной составляющей микроструктуры в стали Х70-Х80 с добавками Мо, N1, Сг и Си в различных сочетаниях (до 0,20-0,25% каждого элемента и ([Сг] + [№] + [Си])<0,60%)) обеспечивается при скорости охлаждения от 2-5 °С/с и выше. Верхняя граница бейнитной области для сталей находится при температуре «600-620 °С.

Показано, что расширение области бейнитного превращения и подавление перлитного превращения в области малых скоростей охлаждения (1-10 °С/с) в наибольшей степени происходит в стали Х70 с добавками 0,20%Мо+0,20%№; в несколько меньшей степени - в стали с добавками 0,20%Мо, 0,20%№+0,20%Си или 0Д5%Сг +0,20%№+0,20%Си (но при меньшем содержании Мп); а далее - с добавками 0,20%№ и 0,20%Сг+0,20%№. Сталь Х70 с добавкой 0,20%№+0,20%Си имеет характер фазовых превращений, в целом аналогичный стали с добавкой 0,20%Мо. Разработана обобщенная схема фазовых превращений в стали Х70 с добавками Сг+№+Си, Мо, Мо+№ (рис. 1).

Путем построения и анализа ТКД выявлено (рис. 2), что горячая пластическая деформация аустенита в стали Х70 с добавками Мо, N1, Сг и Си не только стимулирует образование полигонального (полиэдрического) феррита, но также способствует формированию высокотемпературных продуктов бейнитного превращения, основным из которых для рассматриваемых сталей являются квазиполигональный феррит (КвПФ)

Рис. 1. Схема обобщенной ТКД с деформацией для сталей типа (0,04-0,07)%С-(1,3-1,6)%Мп и дополнительным легированием (0,30-0,60)%(Сг+№+Си); П.тМп! (1 9П%Ы!_П 9П%Мп-Л/

и игольчатый феррит (ИФ).

Показаны технологические аспекты получения ферритно-бей-нитной микроструктуры низколегированной стали при различных стратегиях ТМО, определяемых значениями температур конца прокатки (Т ) и начала

4 км'

УО (Т ) относительно

4 Нуо7

температуры начала фазовых превращений в стали (Аг3), а также температуры конца УО (Ткуо) относительно начала бейнитного превращения (В5). Применительно к производству толстолистового проката на станах с современными установками УО использование стали типа Х70 с добавками Мо, N1, Сг и Си позволяет существенно расшить «технологическое окно» между завершением прокатки и началом УО для предотвращения образования полигонального (полиэдрического) феррита и осуществления превращения в ходе УО с получением целевой ферритно-бейнитной микроструктуры проката.

Представлены особенности морфологии продуктов бейнитного превращения, получаемых при превращении горячедеформированно-го аустенита в низколегированных сталях. В рассматриваемых сталях (Х70-Х80) при понижении температуры превращения происходит образование следующих продуктов: полигонального (полиэдрического) феррита (ПФ), квазиполигонального феррита (КвПФ), гранулярного феррита (ГФ), игольчатого феррита (ИФ), реечного бейнитного феррита (БФ) и мартенсита (М). Наиболее перспективными для сталей Х70-Х80 признаны микроструктуры, состоящие из КвПФ и ИФ. Структурные составляющие с реечной морфологией, представленные в рассматриваемых сталях в основном реечным бейнитным ферритом, могут ухудшать ударную вязкость и хладостойкость стали из-за наличия повышенной доли малоугловых границ (с углом разориентировки менее 15°), которые не являются препятствием на пути микротрещин в структуре стали.

Практическим подтверждением выбранных подходов явились результаты исследования основного металла труб диам. 1420x27,7 мм класса прочности К65 на Р а6=11,8 МПа, подвергнутых натурным пнев-

Рис. 2. ТКД превращения аустенита при непрерывном охлаждении в стали 07Г2НДФБ (=0,20%№+0,20%Си):

--под воздействием деформации;

----без деформации

матическим испытаниям. Наилучшие результаты были достигнуты при формировании равномерной микроструктуры стали, состоящей из смеси КвПФ+ИФ с минимальным количеством реечного БФ и углеродом, связанным в дисперсных высокоуглеродистых структурных составляющих.

Четвертая глава посвящена исследованию влияния состава стали и параметров технологии на процессы структурообразования (рост зерна, рекристаллизация аустенита, выделение частиц карбонитридов, фазовые превращения) применительно к технологическим условиям производства толстых полос (10-16 мм) на непрерывных широкополосных станах горячей прокатки (НШС ГП).

Технологическими особенностями процесса производства толстых полос по технологии ТМО в условиях НШС ГП, оказывающими существенное влияние на процессы структурообразования в стали Х70-Х80, являются: повышенная температура нагрева слябов (для предупреждения перегрузки черновых клетей), ограничение по толщине подката и по минимальной температуре начала прокатки в группе чистовых клетей, невозможность значительного снижения температуры конца прокатки (для предупреждения перегрузки чистовых клетей), УО полос на отводящем рольганге стана в двух группах секций охлаждения с относительно малой скоростью, процесс смотки полос в рулоны и замедленное охлаждение рулонов.

Исследования проводили в лабораторных условиях на сталях типа Х80, имевших разное содержание №>: в стали 07Г2НМДФБ - 0,058%МЬ; 05Г2ХНМФБ - 0,091%№>; 05Г1ХНДБ - 0,095%№>.

Влияние состава стали и температуры нагрева на рост зерна аустенита и растворение частиц карбонитридов М> исследовали на сталях 07Г2НМДФБ и 05Г1ХНДБ при изменении температуры нагрева от 1175 до 1250 °С. Путем проведения стоп-закалки образцов выявлено, что во всем исследованном диапазоне температур в стали Х80 с содержанием 0,095%№> размер зерна аустенита в целом меньше на « 20 мкм по сравнению со сталью с 0,058%№>. Ограничение роста зерна в стали с повышенным содержанием №> достигается благодаря сохранению при повышенных температурах нагрева небольшой части карбонитридов М>(С,1чО, которые вносят свой вклад в сдерживание роста зерна аустенита наряду с частицами Т11чГ, а также осаждаются на частицах Т1М.

Путем исследования структуры металла методами СЭМ и ПЭМ получено, что после нагрева даже до 1250 °С в стали Х80 с 0,095%Мэ количество частиц предположительного состава (Т1, 1чГЬ)(С,1\[) и ЫЪ(С,1\1) мелкого («50 мкм) и среднего размера 300 мкм) было значительно больше, чем в стали Х80 с 0,058%ЬГЬ. По данным рентгеновского спектрального микроанализа в стали Х80 с 0,095%КГЬ в частицах (Т1, ЫЪ) (С,И) содержится как Ть так и Мэ, однако доля Мэ небольшая. В ста-

ли Х80 с 0,058%№> частицы содержат практически только И, что свидетельствует о полном переводе КГЬ в твердый раствор при нагреве металла до 1250 "С.

Степень перевода КГЬ в твердый раствор при нагреве была оценена путем проведения отпуска (при 600 °С, 1 ч) образцов подвергнутых стоп-закалке от температур 1175 до 1250 °С. Показано, что повышение твердости образцов (вследствие выделения частиц №>(С,Ы) после отпуска) для стали Х80 с 0,095%№> происходит плавно во всем диапазоне Тн=1175-1250 °С, а горизонтальный участок кривой, показывающий завершение перевода КГЬ твердый раствор, соответствует температурам нагрева 1225 "С и выше. Для стали Х80 с 0,058%№> наблюдается перегиб на кривой при Ти « 1200 °С, показывающий, что повышение количества КГЬ в твердом растворе происходит в интервале температур нагрева от 1175 °С до 1200 °С. С точки зрения реализации ТМО в условиях НШС ГП важно, что в стали состава 0,05%С, 0,006%КГ и 0,095%ЫЬ при температуре нагрева 1200 °С уже растворяется более 0,08% №> (по известному уравнению Ирвина).

Ключевым аспектом технологии ТМО является управление процессом рекристаллизации аустенита: достижение многократной полной ре-кристализации зерен для их измельчения в черновой стадии КП, а затем осуществление деформации нерекристаллизованного аустенита для повышения плотности потенциальных мест зарождения зерен феррита при фазовом превращении (повышение удельной эффективной поверхности зерен аустенита Б^). Применительно к реализации технологии ТМО в условиях НШС ГП важным является определение оптимальной температуры завершения прокатки в черновой группе клетей (так как прокатка производится без реверсирования), а также температуры начала прокатки в группе чистовых клетей, поскольку они имеют ограничения по нагрузке.

Влияние температурно-временных параметров на рекристаллизацию аустенита для условий черновых клетей НШС ГП 2000 исследовали путем проведения опытных прокаток полос толщиной 10 мм на лабораторном стане дуо 300 на материале стали Х80 типа 07Г2НМДФБ с 0,058%№>. Величина деформаций в черновых клетях НШС ГП, в том числе с последними тремя деформациями в непрерывной подгруппе черновых клетей, составляет -15—30%, поэтому рассматривается только статическая рекристаллизация аустенита.

Установлено, что для стали Х80 с 0,058%КГЬ при прокатке с деформациями £«25-28% полная рекристаллизация аустенита происходит при температуре выше 980 °С. Понижение температуры деформации в интервале =1080-1000 °С приводит к измельчению зерна аустенита (с «40 мкм при Тк=1080 "С до »30-35 мкм при Т-1010 °С). При температуре Тк » 950 °С

и ниже рекристаллизация аустенита практически полностью заторможена, что подтверждается формированием структуры из деформированных зерен. Фактически при деформации Тк< 950 °С начинается чистовая стадия КП. Частичная рекристаллизация аустенита происходит в интервале температур я 950-980 °С, поэтому этот интервал неблагоприятен как для завершения черновой стадии КП, так и начала чистовой стадии КП для рассмотренных условий.

Длительность паузы между деформациями определяет полноту прохождения рекристаллизации, при этом обычно полагают, что для полного прохождения статической рекристаллизации необходимо время «12 с. Выявлено, что увеличение длительности паузы между последними обжатиями с «5 с до «20 с приводит к появлению разнозернистости аустенита и увеличению размера зерна (на 15-20 мкм) из-за неравномерного роста зерна. Эффект огрубления зерен больше проявляется при повышенной температуре конца прокатки.

Установлено, что длительная выдержка («100 с) в близких к изотермическим условиях приводит для стали Х80 с 0,058%ЫЬ к укрупнению рекристаллизованного зерна аустенита на «15 мкм при прочих равных условиях. При пониженных температурах (Тк < 950 °С) для нерекристал-лизованного (деформированного) зерна аустенита его укрупнение невелико.

Влияние состава стали и параметров технологии на процессы струк-турообразования применительно к определению температуры начала прокатки в чистовых клетях НШС ГП 2000 исследовали путем имитации на деформационном дилатометре ВАНК-805 (Германия) на материале сталей типа Х80 с содержанием № 0,058% (сталь 07Г2НМДФБ) и 0,095% (сталь 05Г1ХНДБ), а также посредством прокатки полос на лабораторном стане дуо 300 на материале стали 05Г2ХНМФБ.

После первой деформации (ех = 20%) при температуре 1100 °С для обоих вариантов стали Х80 с 0,058% ЫЬ и 0,095%№> получена полностью рекристаллизованная структура аустенита.

Степень прохождения рекристаллизации в сталях Х80 с 0,058% № и 0,095%№> оценивали после второй деформации в интервале температур 910-990 °С как по характеристикам микроструктуры после стоп-закалки, так и по неоднородности конечной микроструктуры после ускоренного охлаждения.

Температура начала торможения рекристаллизации аустенита (Т9Г), полученная в экспериментах с деформацией «20-25%, для стали с «0,06% ЫЬ находится при «980-990 "С, а температура практически полного торможения рекристаллизации (Т5) - при «930-940 °С. Для стали с содержанием 0,09-0,10% ЫЬ эти температуры существенно выше: Т9Г выше 1000 °С и Т5 «980—990 °С. Обобщенные данные по торможению рекри-

—4— 0,05%С-((1,09-0,]0)%№ • —» - 0,07%С—0,06%М) . /" ' / /

I I 60 -

С £

О. Ж

* Й 40 -

г) О, £•» 5

Д 20 ■

* /

• / ;/

___

900 920 940 960 980 1000 1020 1040 1060 1080 Температура, °С

Рис. 3. Обобщенные данные по торможению рекристаллизации деформированного (ег =20%+20%) аустенита в стали Х80 с =0,06%№> и =0,09-0,10%>Л>

сталлизации деформированного аустенита в стали Х80 с разным содержанием ЫЬ представлены на рис. 3.

Таким образом, увеличение содержания ЬГЬ в низкоуглеродистой стали с 0,06% до 0,09-0,10% (при условии его перевода в твердый раствор) позволяет сдвинуть температурный диапазон частичной рекристаллизации (Т95 - Т5) в область более высоких температур, а следовательно, также температуры конца черновой стадии и начала чистовой стадии КП на « 30-40 °С.

С учетом полученных закономерностей произведено лабораторное исследование на стане дуо 300 влияния температуры начала чистовой стадии КП (Т ) на механические свойства и микроструктуру проката из стали лабораторной выплавки 05Г2ХНМФБ (Сэ = 0,45%) с содержанием [ЫЬ] =0,091%.

Особенность эксперимента состояла в имитации смотки полос (12 мм) в рулон, что обеспечивалось путем помещения полос сразу после УО в предварительно нагретую печь («520 °С) на 1 час, а затем их замедленного охлаждения с печью. Механические свойства всех полос при испытаниях на растяжение соответствовали требованиям, предъявляемым к прокату категории прочности Х80.

Выявлено, что при понижении температуры начала второй стадии прокатки в интервале температур Тнчп=990-925 °С достигаются улучшенные показатели низкотемпературной ударной вязкости на образцах КСМ и хладостойкости стали. Порог хладноломкости Т50, оцениваемый по минимальной температуре, при которой обеспечивается 50% вязкой составляющей в изломе образцов КСУ, при уменьшении Тп1ш от 990 до 925 °С также понижается с « -60 °С до « -75 °С.

Снижение показателей ударной вязкости и хладостойкости стали при повышении температуры начала второй стадии прокатки объясняется формированием неоднородной ферритно-бейнитной микроструктуры проката, характеризующейся наличием областей реечного БФ, располагающихся, вероятно, в границах бывших зерен аустенита. Это объясняется наследованием при фазовом превращении неоднородной структуры аустенита, которая возникает из-за частичной рекристаллизации аустенита в начале второй стадии прокатки. Ферритно-бейнитная

микроструктура стали, содержащая продукты превращения с реечной морфологией, обычно имеет повышенную долю малоугловых границ, что и приводит к снижению свойств.

Произведен анализ условий структурообразования низколегированной стали в процессе ускоренного охлаждения и смотки рулонного проката, показавший, что условия УО полосы толщиной 12-16 мм характеризуются: большой протяженностью отводящего рольганга, охлаждением в двух группах секций с относительно невысокими скоростями охлаждения даже в первых секциях УО (V < 10 °С/с) и наличием участков воздушного охлаждения перед смоткой. Режим УО полосы существенно отличается от условий охлаждения проката на современных TAC, УУО которых обеспечивают скорость охлаждения проката до 20-40 °С/с.

Выполнено исследование (на деформационном дилатометре по схеме с двумя деформациями) зависимости типа основных структурных составляющих в микроструктуре стали Х80 с разным уровнем легирования. Вторая деформация производилась в области гарантированного отсутствии рекристаллизации - при »870 -с, охлаждение образцов производилось до Т =490 °С; 530 °С и 570 °С со скоростью «10'с/с, а далее - на воздухе. Использовали стали 05Г1ХНДБ (Сэ=0,40%) и 07Г2НМДФБ (Сэ=0,45%).

Понижение Тку в интервале 580-480 °С (скорость охлаждения «10°С/с) приводит к формированию ферритно-бейнитной микроструктуры с увеличивающейся объемной доли продуктов бейнитного превращения реечной морфологии - БФ. Равномерная микроструктура полос, состоящая в основном из игольчатого феррита, получена для стали 05Г1ХНДБ (Сэ=0,40%) при Т до ~ 530 "С, а для более легированной стали 07Г2НМДФБ (Сэ=0,45%) -при Т -570 °С. Завершение УО

L куо L

при Т ~ 490 °С привело к по-

А куо 1

вышенной доле продуктов бейнитного превращения реечной морфологии.

Выполнено исследование влияния температуры смотки полосы на параметры микроструктуры низколегированной стали Х70 (на материале полосы толщиной 15,7 мм из стали 07Г2НДФБ), показавшее, что при понижении Т от 610 до 555 °С и

см

далее до 505 °С наблюдаются су-

Температура смотки, °С

Рис. 4. Зависимость объемных долей структурных составляющих в микроструктуре стали 07Г2НДФБ толщиной 15,7 мм от Тсм

щественные изменения типа структурных составляющих и их морфологии (рис. 4). Происходит последовательное замещение феррита полигональной морфологии продуктами неполигональной морфологии (КвПФ, ИФ), при этом основной структурной составляющей при Т =610 °С является ПФ с малой долей КвПФ, при Т м=555 "С - КвПФ в сочетании с увеличением доли ИФ, а при Т м=505 °С микроструктура почти полностью состоит из ИФ (рис. 5). Морфология высоко углеродистой (второй) фазы меняется от протяженных колоний перлита (П) и вырожденного перлита (ВП) при Т м=610 °С к более мелким участкам ВП и верхнего бейнита (ВБ) при Т.м=555 °С и мелким островкам ВБ при Т =505 °С, при этом происходит существенное уменьшение ее объемной доли.

Показано, что образование прослоек цементита (Ц) на границах зерен феррита, обычно ухудшающее ударную вязкость и хладостойкость

Рис. 5. Микроструктура рулонного проката толщиной 15,7 мм из стали 07Г2НДФБ. Наружные витки рулона при разной Тсм: а, б, в (верхний ряд) - Г = 600 "С - ПФ (осн. часть)+КвПФ+[П+ВБ]; г, д, е (средний ряд) - Тсм ~ 550 "С - КвПФ (осн. часть)+ПФ+ИФ+[Б+ВП]; ж, з, и (нижний ряд) - Т ^ 500 "С - ИФ+КвПФ+[ВБ+ВП]; а, г, ж - оптическая микроскопия, х500; 6,д,з- СЭМ, х2000, хЗООО, х2000, соответственно; в,е, и - ПЭМ, светлопольное изображение

Рис. 6. Вид свободного цементита (Ц) на границах зерен ПФ и КвПФ (ПЭМ с-п изобр.): а - Тсм = 625-645 °С. Сталь 06Г2МБ, внутренний виток рулона; б- Тсм < 550 °С, сталь 07Г2МНФБ, середина рулона

рулонного проката особенно в серединных участках рулонов, может быть существенно снижено путем осуществления смотки при Т < 550 "С. В этом случае прослойки цементита на границах зерен имеют малую толщину и прерывистый характер даже для серединных витков рулона (рис. 6).

Следует отметить, что при исследовании рулонного проката участков остаточного аустенита и МА-составляющей микроструктуры не было выявлено ни в одном из случаев, даже при понижении Тсм, что может быть объяснено распадом остаточного аустенита в процессе замедленного охлаждения рулонов.

Выявлено прохождение полигонизации игольчатого феррита при температурах смотки вблизи верхней границы области бейнитного превращения (на материале рулонного проката толщиной 8 мм из стали 06Г1ХНДБ). Это имеет следствием снижение плотности свободных дислокаций (с » 109 - 10ю см"2 при Т м « 545-550 "С до » 107 см"2 при Т .м « 580585 °С) и образование четких субграниц (субзеренной структуры) в кристаллах (блоках) ИФ, и проходит при температурах смотки полосы немного ниже температуры начала бейнитного превращения в стали (Bs) по ТКД, что составляет около 580 "С. Такой процесс в ИФ приводит к снижению величины предела текучести в большей степени, чем временного сопротивления, в результате чего уменьшается величина отношения от/ов (а = 580 Н/мм2, а = 635 Н/мм2 при Т.м » 545-550 °С до а = 513 Н/мм2° ав = 615 Н/мм2 при Т м « 580-585 °С). Определено, что указанный процесс в рулонном прокате толщиной 8 мм из стали 06Г1ХНДБ для металла середины полосы происходит при температуре смотки 580 °С и выше.

Выполнено исследование структурообразования низколегированной стали Х70 в процессе ускоренного охлаждения полосы на отводящем рольганге НШС ГП, производимого в две стадии (в двух группах секций УО). Эксперимент выполнен на сталях 06Г2НДБ (С>ю=0,36%) и 08Г2НДФБ

S 80

i |

3 а? 60 н з

) Оч

5 40

i и i о

= Л 20

ig

> о

ИФ

-»—КвПФ

-*-ПФ

-»-ВП+ВБ

А---

х—-" w

600 630 660

Температура конца первой стадии У О, °С

500 540 580

Температура конца второй стадии УО, °С

Ри^Sq

Рис. 7. Объемные доли составляющих микроструктуры стали при обработке по режиму с варьированием Tj при разных фиксированных уровнях Т2=Тм (500 °С, 540 "С и 580 °С): а - сталь 06Г2НДБ; 6- сталь 08Г2НДФБ;

----Т = 580 °С; - - Т = 540 °С;--- Т = 500 "С

СМ СМ ' см

(Сэкв=0,42%) с использованием деформационного дилатометра по схеме с УО, выполняемым с завершением первой стадии (Tj) при 660, 630 и 600 °С, а второй (Т.2=Тсм) - при 580, 540 и 500 °С в различных сочетаниях. Расчетные значения Bs составили 666 °С для стали 06Г2НДБ и 646 °С для стали 08Г2НДФБ, а экспериментальные (BJ - 640-645 °С для стали 06Г2НДБ и 620-625 °С для стали 08Г2НДФБ (т.е. на 20-25 "С ниже расчетных значений).

Установлено, что тип основной составляющей микроструктуры определяется расположением температур Т, и экспериментально определяемой температуры начала бейнитного превращения Bv). Устойчивое формирование КвПФ и ИФ обеспечивается при Т,< Вю. Понижение Т от 660 °С до 630 °С и далее до 600 °С приводит к изменению типа основной структурной составляющей матрицы стали от ПФ к КвПФ и ИФ (рис. 7), а также к измельчению зерен феррита.

Формирование игольчатого феррита (ИФ) со значительной объемной долей (более 20-30%) обеспечивается при Т,<В , понижение Т в этом

г 1 S3 см

случае способствует увеличению объемной доли ИФ. Однако низкая Т не является достаточным условием для получения значительной доли ИФ, так как при высоких Т^В^ даже в комбинации с низкими Т образование ИФ происходит на второй стадии УО лишь из отдельных участков аустенита, переобогащенных углеродом.

В свою очередь, понижение Тш от 580 до 500 °С приводит к изменению морфологии углеродсодержащей фазы от П к смеси ВП+ВБ и далее к преимущественно ВБ; к уменьшению объемной доли и размеров участков углеродсодержащей фазы, а также к их более равномерному распределению в матрице стали; уменьшению числа утолщенных границ, вероятно содержащих цементит. Снижение Тсм также способствует формированию ИФ при условии Tj< Bs_ (рис. 8).

100

§

I 80

и

60

Н

О

о

о

600

630

660

500

540

580

Температура конца первой стадии УО, °С

Температура конца второй стадии УО, °С

Рис 76-

Рис. 8. Объемные доли составляющих микроструктуры стали при обработке по режиму с варьированием Тем при фиксированном значении Т;=630 "С: а - сталь 06Г2НДБ; 6 - сталь 08Г2НДФБ

Основной структурной составляющей стали 06Г2НДБ является КвПФ, формирующийся в широком диапазоне температур из-за более высокой Вч этой стали. Микроструктура стали 08Г2НДФБ с более низкой В^ в верхнем интервале Т] (660-630 °С) содержит большую долю ПФ вместе с КвПФ и ИФ, но затем при понижении Т1 до 600 "С резко возрастает доля ИФ, который становится основной структурной составляющей с объемной долей до 80%.

На основании выявленных взаимосвязей разработаны рекомендации по режимам УО и смотки полос из стали Х70 с различным уровнем легирования (от Сэкв~0,36% до Сэкв~0,43%) для получения прочностных свойств рулонного проката в пределах требований класса прочности К60 (Х70).

В пятой главе представлена разработка режимов ТМО, обеспечивающих высокую хладостойкость рулонного и толстолистового проката на основе формирования равномерной ферритно-бейнитной микроструктуры стали, получаемой из аустенита с высокой плотностью мест зарождения а-фазы и низкой степенью разнозернистости.

В результате теоретического анализа взаимосвязей параметров микроструктуры стали Х70-Х80, получаемой в результате ТМО, и хладо-стойкости рулонного и толстолистового проката выявлено, что для получения стали с высокой хладостойкостью необходимо обеспечить в ходе КП получение микроструктуры аустенита с мелким зерном аустенита, низкой разнозернистостью и высокой Б^ФФ. Наличие разнозернистости аустенита перед фазовым превращением, полученной как в ходе черновой стадии, так и чистовой стадии КП, приводит к формированию различных продуктов бейнитного превращения при УО проката: из относительно мелких и равномерных по размеру зерен аустенита формируется однородная матрица КвПФ, ГФ и ИФ, а из крупных, хотя и значительно деформированных («оладьеобразных») зерен аустенита образуются обла-

проходах черно

о обжатия >й стадии КП. %

Рис. 9. Зависимость доли вязкой состав ляющей в изломе образцов ИПГ при —20 °С от величины обжатий в последних проходах черновой стадии КП

сти реечного БФ, располагающиеся в границах бывших зерен аустенита.

В случае получения микроструктуры аустенита со значительной раз-нозернистостью режим УО должен выбираться таким образом, чтобы осуществить фазовое превращение с образованием минимальной доли БФ при максимальной доле продуктов более гранулярной морфологии - КвПФ, ГФ и ИФ.

С использованием результатов промышленных экспериментов показано влияние на процесс формирования ферритно-бейнитной микроструктуры в рулонном и толстолистовом прокате основных параметров ТМО - температуры нагрева слябов под прокатку (Тн), величины обжатий в черновой стадии (е.), толщины (кратности) подката, температуры начала чистовой стадии КП (Т ), температуры конца прокатки (Ткп), температур начала (Тнуо) и конца (Ткуо) УО, скорости УО (Уохд).

Режим обжатий в черновой стадии КП применительно к условиям ТАС в значительной мере определяет полноту прохождения рекристаллизации аустенита. Определена зависимость хладостойкости толстолистового проката из стали Х70 от режима деформаций в черновой стадии КП, показывающая, что хладостойкость при ИПГ листов больших толщин (сталь 09Г2НФБ, 26,4 мм) обеспечивается при величине частных обжатий в последних проходах черновой стадии КП не менее 13-14% (рис. 9). Это необходимо для предупреждения неполной рекристаллизации аустенита, приводящей к разнозернистости аустенита и формирования протяженных областей бейнитного феррита в микроструктуре проката (рис. 10, а, б).

ЯМ^ЙД ||§Д а \ щш ЩЛ ,''„„* Щ щ в

шШтшш

Рис. 10. Микроструктура проката (СЭМ), Ы толщины, Т =800 °С: а - области БФ, V >18 °С/с, Т =555 °С, х1800;

' охл ' куо ' '

> — прослойки цементита в областях БФ, Vоха > 18 °С/с, Ткуо=555 "С, х 5000; в - КвПФ с долей игольчатого феррита, V £ 16 'С/с, Т =600 °С, х1500

Выявлена зависимость хладостойкости толстолистового проката при ИПГ от параметров БФ как структурной составляющей, показывающая снижение уровня хладостойкости ниже нормируемого значения В(ИПГ"20) > 90% при объемной доле БФ более 3-5%, длине областей БФ более 35-40 мкм и площади областей БФ более 200-250 мкм2.

Технологическим инструментом, позволяющим в случае ограничений при ТМО по величине обжатий в завершающих проходах черновой стадии КП снизить негативное влияние разнозернистости аустенита на хладостойкость проката при ИПГ, является ограничение интенсивности УО (скорости и температуры конца УО). Это позволяет получить микроструктуру стали, основной составляющей которой является квазиполигональный феррит, а количество областей реечного бейнитного феррита сведено к минимуму (см. рис. 10, в).

Температура начала чистовой стадии КП определяет возможность деформирования нерекристаллизованного аустенита. Обеспечение достаточно низкой температуры начала чистовой стадии КП в условиях современных ТЛС не представляет технологических затруднений. Однако применительно к производству толстых полос по технологии ТМО на НШС ГП 2000 значение этого параметра ТМО связано с температурой начала прокатки в чистовой группе клетей (Т ). Стали для рулонного проката обычно имеют повышенное содержание №>, но вследствие технологических причин фактическая температура Т часто имеет высокие значения, что затрудняет реализацию КП.

Выявлена зависимость величины ударной вязкости (КСУ) и хладостойкости при ИПГ от Т|ип (на материале полосы толщиной 12,9 мм из

стали 07Г2НДФБ с добавкой « 0,065-0,070% ЫЬ), заключающаяся в резком ухудшении свойств при Т >

990 "С (рис. 11).

Это согласуется с литературными данными о температурном интервале частичной статической рекристаллизации деформированного аустенита в стали Х70-Х80 с «0,06% ЫЬ от « 1020 °С до Т5 или Тык = 975-980 °С.

Установлено влияние температуры входа подката в чистовую группу клетей НШС ГП на параметры микроструктуры рулонного проката, состоящей преимущественно из КвПФ, но также содержавшей ПФ, ИФ и области реечно-

5 5

я 3

8 I

940 960 980 1000 1020 1040 Температура начала чистовой прокатки , °С

Рис. 11. Зависимость порога хладноломкости при ИПГ (Тэд) от температуры начала прокатки в группе чистовых клетей полос толщиной 12,9 мм из стали 07Г2НДФБ

г 4 6 8 10 12 14 16 18 20 22 24 26 Размер зерна, мкм

Рис. 12. Распределение размеров условного зерна феррита в микроструктуре полосы из стали 07Г2НДФБ при разной Тнчп по длине полосы: «хвост» - задний конец полосы (Тячп=960 °С); С - середина (Тнчп=990 °С); «голова» - передний конец полосы (Т =1020 °С)

9«) 960 980 1000 1020 10-10 Температура начала чистовой прокатки Т . °С

Рис. 13. Зависимость объемной доли ИФ+БФ в микроструктуре полосы толщиной 12,9 мм из стали 07Г2НДФБ от температуры входа подката в чистовую группу клетей НШС ГП (Т )

го БФ (рис. 12,13). При снижении Тнчпс « 990-1020 °С до « 960 °С происходит снижение разнозернистости микроструктуры стали, что проявляется в уменьшении доли крупных зерен (размером 10 мкм и более) с < 13% до «25%, а также существенное уменьшении объемной доли ИФ+БФ (с «20% до <10%). Предположение о прохождении частичной рекристаллизации аустенита в случае повышенной Тн ш « 1000 °С подтверждено методом РД, поскольку для этого случая получено усиление ориентировки [100], соответствующей семейству ориентировок {110}<001>и, развивающемуся из кубической ориентировки {001}<110>у рекристаллизованного аустенита.

Поэтому необходимым условием получения высокой хладостойкости рулонного проката является начало прокатки в группе чистовых клетей в области отсутствия рекристаллизации аустенита при Тпчм < (Тык - 20 °С), что может достигаться путем увеличения содержания ниобия в стали (до 0,10-0,11%) и (или) подстуживания подката.

Температура нагрева слябов под прокатку является ответственной за размер зерна аустенита и полноту перевода ЫЬ в твердый раствор. Для условий НШС ГП характерна повышенная Т из-за ограничений по энергосиловым характеристикам клетей. Для ТАС повышенная Т является следствием стремления обеспечить большую прочность проката. Формирование крупного зерна аустенита при высоких температурах нагрева приводит к затруднениям с обеспечением полной рекристаллизации в черновой стадии КП, что может иметь следствием разнозернистость аустенита.

Толщина полката, а главное его кратность (отношение толщины подката к конечной толщине проката), определяет суммарное обжатие нере-кристаллизованного аустенита в чистовой стадии КП, от чего существен-

но зависит величина Si/"M). Путем проведения промышленного эксперимента на стане 5000 при прокатке листов класса прочности К65 толщиной 27,7 мм из стали 06Г2МНДБ с изменением Тн («1180 °С и «1200 °С) и толщины подката (= 4 и ~5 крат) было выявлено, что при повышенной Т в прокате не обеспечивается требуемый уровень хладостойкости при обоих вариантах толщины подката. Наилучшие результаты (В(ИПГ"20)>90%) достигнуты при использовании пониженной Т , подката большей кратности и выполнением черновой стадии КП за 5 активных проходов с завершающими обжатиями в черновой стадии до е. » 15-18 %.

Определено положительное влияние увеличения толщины подката на хладостойкость листов толщиной 27,7 мм из стали 06Г2МНДБ (при постоянных значениях других параметров), что объясняется формированием более равномерной микроструктуры стали, состоящей из ИФ и КвПФ, и меньшим количеством областей БФ.

Температура конца прокатки при ТМО обычно выбирается исходя из необходимости обеспечить хорошую проработку структуры аусте-нита с завершением прокатки в нижней части однофазной у-области. В условиях НШС ГП 2000 использование традиционных подходов для достижения хладостойкости проката при ИПГ, предусматривающих увеличение толщины подката и снижение температуры Т , часто ограничено характеристиками оборудования. Обобщенные данные показывают, что количество вязкой составляющей в изломе образца ИПГ не менее 90% (В(ИПГ)-20 > 90%) при температуре испытания -20 °С обеспечивается при кратности подката не менее 3,1—

практически невозможны из-з. характеристик оборудования.

3,2 (рис. 14). Однако ее дальнее шее увеличение и понижение Т

♦ ♦ ♦

♦

♦ ♦

Предложен металловедческий подход для улучшения свойств рулонного проката большой толщины (12-16 мм) в условиях НШС ГП 2000, базирующийся на положении, что сохранение к моменту фазового превращения состояния проработанного аустенита с достигнутыми при КП значениями Б Э<М' способствует улучшению хладостойкости рулонного проката при ИПГ путем формирования существенно измельченных элементов (услов-

♦ ♦

♦

♦

♦ ♦

2,75

3,00

3,25

3,50

Отношение толщины подката к конечной толщине полосы (кратность подката)

Рис. 14. Зависимость количества вязкой составляющей в изломе образцов ИПГ при температуре испытаний -20 °С (В(ИПГ-20)) от кратности подката при производстве полосы толщиной 16 мм из сталей 05Г2НФБ,

05Г2ХНФБ и 07Г2НДФБ

ных зерен) ферритно-бейнитной матрицы стали.

Способом уменьшения температурного интервала между Ткп и Аг3 при практически фиксированной Т может быть скорректирован химический состав стали. Значение критической точки Аг3(расч) определяли по известной формуле для стали контролируемой прокатки с Nb и накопленной деформацией более 30% при температуре ниже 900 °С: Аг3(°С)=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo+0,35(t-8), где С, Mn, Си, Cr, Ni, Mo - массовые доли элементов, %; t - толщина листа, мм. Для производства рулонного проката толщиной 14-16 мм разработан состав новой стали 07Г1НДМФБ, который характеризуется невысоким уровнем легирования (Сжв=0,36%) и повышенной Аг3 (« 760 °С).

Предложен и в ходе опытного опробования в условиях НШС ГП 2000 подтвержден критерий ДТ5у=Ткп-Аг3(рАСЧ) <50 "С, позволяющий произвести оптимизацию состава стали Х70 для рулонного проката толщиной 14-16 мм с целью обеспечения высокой хладостойкости рулонного проката при ИПГ в условиях ограничений по толщине проката и минимального значения температуры конца прокатки (рис. 15).

Режим УО определяет характер фазовых превращений горячедефор-мированного аустенита стали данного химического состава. Исследовано влияние параметров УО при производстве листов класса прочности К65 из стали 06Г2МНДБ (Т -1180 °С, Н «142 мм). Показано, что наилучшие результаты по хладостойкости проката получаются при использовании УО в ламинарных секциях установки контролируемого охлаждения (УКО) до середины области бейнитного превращения (Т «540 °С), а при понижении Тк о («525 °С) или использовании УО в спреерных и ламинарных секциях УКО (Ткуо«570 °С) происходит ухудшение свойств.

Таким образом, установлено и обобщено влияние параметров микроструктуры рулонного и толстолистового проката из стали Х70-Х80 в состоянии после ТМО на характеристики его ударной вязкости и хладостойкости, заключающееся в ухудшении свойств при формировании протяженных областей реечного бейнитного феррита (низкоуглеродистого верхнего бейнита) в границах бывших аустенитных зерен и выраженной разнозернистости стали, что является следствием неполной (ча-

8 J

Ь -20-

ф Традиционный состав Х70 • Новый состав Х70

/

✓

У

07Г1НДМФБ ,'иГ2нф1?

Щ S 05Г2ХНФБ,

' 07Г2НДФБ

ЛТ, = Г ,,-Аг3, "С

Рис. 15. Зависимость пороговой температуры, при которой обеспечивается 90% В(ИПГ) для полосы толщиной 16 мм, от величины ДТ8 =Т — Аг„

стичной) статической рекристаллизации аустенита при контролируемой прокатке.

Шестая глава посвящена исследованию выделения частиц избыточных карбонитридных фаз ЫЬ, И, V в стали типа Х70 в ходе контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения толстолистового и рулонного проката, а также смотки полос и последующего замедленного охлаждения рулонов.

Одним из важных аспектов разработки составов низколегированной стали для производства проката по технологии ТМО является рациональное использование микролегирования ЫЬ, ТЛ и V. Рассмотрены вопросы использования этих элементов, находящихся как в твердом растворе, так и в виде частиц, для управления процессами структурообразования в ходе ТМО. Основное значение для выполнения ТМО проката имеет наличие в стали ЫЬ: для ограничения роста зерна, для торможения рекристаллизации, при фазовом превращении и для дисперсионного упрочнения. Роль и эффективность ЫЬ определяются формой его существования в стали: в твердом растворе или в виде выделившихся частиц. Определение фазы, в которой происходило образование частиц (аустенит или феррит), производили на основе анализа кристаллографического соответствия плоскостей и направлений решеток частиц и матрицы (по данным микродифракции). Наличие ориентационной зависимости частиц с ферритом, характерной для отношений типа Курдюмова-Закса (К-3) ((111)у||(110)а; [110]т| |[111]а)), свидетельствовало о выделении частиц в аустените, а ориентационной зависимости частиц с матрицей феррита по типу Бейкера-Наттинга (Б-Н) ([100)^1 |[100]а; [011]кьс||[010]о) - об образовании частиц в феррите. Условием использования ЫЬ при ТМО является его максимально более полный перевод в твердый раствор при нагреве слябов под прокатку.

В ходе КП часть ЫЬ расходуется на выделение частиц субмикронных размеров (50-500 нм) в аустените, тормозящих рост зерна и рекристаллизацию аустенита, при этом характер выделений определяется характерным «носом» С-образной кривой выделения и стратегией обжатий. Особенностью КП толстых полос в условиях Н1ПС ГП является малое время пауз между деформациями (до 6-8 с), поэтому полагают, что только часть ЫЬ (до 50 %) расходуется на образование частиц ЫЬ(С,Ы) в аустените, а остальной ЫЬ будет сохраняться в твердом растворе, обеспечивая возможность дальнейшего выделения в а-фазе.

Показано, что характер выделения частиц субмикронного размера в аустените при КП для случаев рулонного и толстолистового проката принципиально одинаков (рис. 16, а). В конце черновой стадии КП и при подстуживании подката происходит образование комплексных частиц (Т^ЫЬХС.Ы) размерами «0,1-0,5 (0,6) мкм (100-500 (600) нм), имеющих ориентационную зависимость с матрицей феррита по типу К-3.

32 01

/ . .

200'нм

Рис. 16. Частицы карбонитридов СП, МЬ)(С, Ы), выделившиеся в аустените (зависимость с ферритом - К-3) при прокатке листов из стали 09Г2НДФБ: а - субмикронных размеров - около 100 нм и до 600 нм (~ 0,1-0,6 мкм), СЭМ; б - размером до 10 нм. ПЭМ, т-п изображение в рефлексе карбонитридов

Основная роль частиц субмикронных размеров в процессе КП состоит в торможении рекристаллизации аустенита и ограничении роста зерна. Отмечено, что в рулонной стали 07Г2МНФБ для более мелких частиц (»0,3 мкм) по данным спектрального анализа было характерно примерно равное содержание И и КГЬ, а для более крупных («0,5 мкм) - преобладание кгь.

Выявлено образование также частиц КПэ(С, N1) размером « 5-10 нм в толстолистовом прокате из стали 09Г2НДФБ, которые, так же как и частицы субмикронных размеров, находились в ориентационной зависимости с ферритом по отношению К-3, что свидетельствует об их выделении в аустените (рис. 16, б). Частицы были расположены равномерно в структуре, не имели связи с границами ферритных зерен и имели одинаковую ориентацию в соседних зернах феррита. Образование нанораз-мерных частиц в аустените происходило в конце чистовой стадии КП и при движении листа к УУО. Такие частицы могут оказывать влияние на характер фазовых превращений в качестве мест зарождения новой фазы и способствовать формированию ИФ вместо БФ.

Показано влияние режима чистовой стадии КП толстолистового проката (сталь 09Г1НДФБ) на параметры выделения: повышение температуры чистовой стадии КП и температуры листа в интервале (Ткп - Т ) стимулируют выделение в аустените, рост и увеличение объемной доли частиц размером до 10 нм.

Особое значение для кинетики выделения карбидов и карбонитридов №) и V имеет использование УО. Выделение этих частиц в а-фазе (определяется по ориентационной зависимости с ферритом Б-Н) может происходить по механизму «межфазного» выделения в процессе у—>а превращения, либо путем выделения из пересыщенного твердого раствора в феррите («общее» выделение) в зависимости от температурно-временных параметров процесса охлаждения проката. Частицы должны

иметь нанометрические размеры и высокую плотность выделения, чтобы обеспечивать дисперсионное упрочнение стали.

При использовании технологии КП+УО (ТМО) образование частиц в а-фазе может быть затруднено: из-за высоких скоростей - для случая «межфазного» выделения и низких температур конца УО - для «общего» выделения. Однако традиционно стали Х70 содержат добавку V. «Межфазное» выделение требует малых скоростей охлаждения либо выдержки во время прохождения фазового превращения, что может иметь место, например, при производстве рулонного проката большой толщины в ходе УО с малой скоростью во второй группе секций душирования.

Возможность выделения карбонитридов Мэ в феррите является принципиально доказанной, однако существует мало прямых доказательств о существовании интенсивного выделения частиц ЫЬС в феррите в промышленных сталях. Это обычно связывают с неполным соответствием кристаллической решетки КГЬС с решетками как аустенита, так и феррита, что делает необходимым наличие дефектов кристаллического строения для стимулирования выделений.

Показано, что температура смотки (Т ) определяет характеристики выделения частиц карбидов и карбонитридов ЫЬ и V в а-фазе. В стали Х70 с добавкой №>+У (07Г2НДФБ) частицы оптимального размера («3-4 нм в теле зерна и «6-8 нм по границам зерен) формируются при Тш « 550-570 °С; при повышенных Тсм (« 600-620 °С) происходит огрубление частиц (до 20 нм по границам и в теле зерен); а при пониженных Тсм (« 500 °С) частицы не выявляются (порог определения - 1 нм) вследствие торможения диффузии (рис. 17, я, б).

Для стали Х70 без добавки V (06Г2МБ) выделение зафиксировано при несколько более высоких температурах: при Т м«630 °С - в виде межфазного выделения части размером « 2-6 нм в виде цепочек; при Тсм«590 °С - в виде отдельных частиц размером » 4-5 Нм и коротких цепочек; при Тсм«570 °С -происходило уменьшение объемной доли частиц

Рис. 17. Дисперсные выделения частиц (Nb,V)C, (Nb,V)(C,N), Nb(C,N), NbC. ПЭМ, т-п изображения в рефлексе карбонитридов: а - сталь 07Г2НДФБ, Тем = 600 °С; б - сталь 07Г2НДФБ, Тсм = 550 "С; в - сталь 06Г2МБ - Т »630 °С

размером « 2-4 нм. Следует отметить, что при повышенной Тси («630 °С) охлаждение во второй группе секций УО происходило с минимальной скоростью, а начало формирования ИФ происходило в момент смотки, поэтому выделение частиц ЬГЬ(С,М), ЫЬС имело «межфазный» характер (рис. 17, в).

Выявлено, что выделение наноразмерных частиц в ферритной матрице при использовании интенсивного УО на толстолистовых станах ограничено даже при относительно высоких температурах конца УО и большой толщине проката. В листовом прокате из стали 09Г2НДФБ толщиной 26,4 мм даже при режиме УО с невысокой интенсивностью (Уохл « 16-18 "С/с, Т « 560-600 °С) частиц, выделившихся в феррите (с ориентационной зависимостью с матрицей феррита по типу Б-Н) было чрезвычайно мало.

Сохранение большей части ЫЬ и V в твердом растворе после УО толстолистового проката (даже при высоких Ткуо) доказано путем проведения высокого отпуска образцов (Т = 600 "С, 1 час), после которого выявлено интенсивное выделение частиц карбонитридов размером «2-5 нм в феррите. Методом ПЭМ с получением темнопольных изображений в рефлексе соответствующих карбонитридов, выделившихся в а- и у-фазах, определено, что выделение частиц размером « 2-5 нм в феррите при отпуске практически не приводит к укрупнению частиц, выделившихся в аустените при КП и до УО, их размер не изменяется (« 5-10 нм).

В седьмой главе изучено влияние химического состава стали Х70 и технологии производства рулонного проката (ТМО, смотки и охлаждения рулонов) на анизотропию и равномерность механических свойств по длине полосы. Представлен анализ влияния параметров микроструктуры и текстуры при ТМО низколегированной стали на указанные характеристики проката.

Обоснован принцип получения равномерности механических свойств по длине полосы из микролегированной стали Х70-Х80 (в пределах 5-10% от среднего значения показателя), что обеспечивается путем формирования в ходе ТМО микроструктуры проката, характеризующейся стабильным фазовым составом и долями структурных составляющих, а также однородным характером выделения частиц карбонитридов ЫЬ и V, обеспечивающих дисперсионное упрочнение стали. Указанные структурные факторы определяются стратегией смотки полосы и последующего охлаждения рулона, но в целом могут быть реализованы как при дифференцированной Тсм (и-образное распределение Т ) и охлаждении рулонов на воздухе, так и при смотке с постоянной Тсм в сочетании с ускоренным охлаждением рулонов.

Выявлен и обоснован способ уменьшения анизотропии механических свойств (в плоскости прокатки, в зависимости от направления испытаний относительно направления прокатки) рулонного проката с феррит-

Рис. 18. Механические свойства по длине полосы толщиной 15,9 мм из стали 07Г2МНФБ при разной ориентации образцов относительно направления прокатки полосы: а - свойства при испытаниях на растяжение (поперек, вдоль, под углом 30° к направлению прокатки); б - сериальные кривые ударной вязкости на поперечных образцах КСУ; в - сериальные кривые ударной вязкости на образцах/ССУ под углом 30°

к направлению прокатки

но-бейнитной микроструктурой, состоящий в формировании в результате ТМО с последующей смоткой полос в рулон микроструктуры стали, сочетающей блочную и зеренную морфологию феррита при повышенной плотности дислокаций и состоящей, соответственно, из смеси квазиполигонального (КвПФ) и игольчатого феррита (ИФ) примерно в равных долях.

Разработанные металловедческие подходы подтверждены в результате производства опытных партий рулонного проката толщиной 14-16 мм из стали Х70 в условиях НШС ГП 2000 ОАО «ММК» и ЧерМК ОАО «Северсталь». Путем получения равномерной микроструктуры стали, состоящей из смеси КвПФ и ИФ (примерно в равных долях), в полосе категории прочности Х70 (фактически Х80) под углом 30-45° к направлению прокатки получены прочностные свойства, имеющие промежуточные значения между характеристиками в поперечном и продольном направлениях, а также ударная вязкость на уровне КСУ~20 > 200 Дж/см2, сопоставимая с поперечным направлением (рис. 18). Такой характер распределения свойств явля-

ется благоприятным при производстве спиральношовных труб из рулонного проката. Формирование равномерной и дисперсной ферритно-бей-нитной микроструктуры, состоящей из КвПФ и ИФ, также обеспечивает достаточный уровень хладостойкости проката при ИПГ (В(ИПГ_20)>90%).

Восьмая глава посвящена разработке составов стали и режимов ТМО для промышленного производства рулонного и толстолистового проката с повышенным уровнем механических свойств из сталей с фер-ритно-бейнитной структурой.

На основании анализа результатов выполненных исследований разработаны составы сталей и технологии ТМО для производства новых высокотехнологичных видов продукции в условиях отечественных НШС ГП 2000 ОАО «ММК» и ЧерМК ОАО «Северсталь», а также нового TAC 5000 ОАО «ММК». Технологии предусматривают получение рулонного (толщиной 12-16 мм) и толстолистового проката (до 30 мм) с повышенными характеристиками прочности (классов прочности К60(Х70) и К65(Х80)), ударной вязкости (KCV) и хладостойкости (при ИПГ) из сталей с экономным легированием, что достигается путем целенаправленного формирования в результате ТМО мелкодисперсной равномерной ферритно-бейнитной микроструктуры, состоящей преимущественно из КвПФ и ИФ и при этом содержащей минимальное количество продуктов превращения с речной технологией (БФ). Разработана необходимая техническая и технологическая документация на производство рулонного и толстолистового проката, базирующаяся на полученных в работе результатах. На разработанные при участии автора составы низколегированных сталей и способы производства получены патенты РФ.

Осуществлено производство опытно-промышленных партий рулонного проката с гарантией уровня механических свойств класса прочности К56-К60 на НШС ГП 2000 ОАО «ММК» и ЧерМК ОАО «Северсталь»:

- рулонного и листового проката из стали 06Г1ХНДБ (марки 05Г1Б) толщиной 8 мм и 12 мм класса прочности К56 для прямошовных газопроводных труб ОАО «ЧТПЗ» (ОАО «ММК»);

- рулонного проката толщиной 14-16 мм класса прочности К56 и К60 из сталей 04Г2ХНДФБ, 06Г1НДФБ, 07Г2МФБ, 07Г1ФБ (К56) (ОАО «ММК») и из сталей 05Г2НФБ, 05Г2ХНФБ (ОАО «Северсталь») для спиральношовных труб диам. 1020 и 1220 мм ОАО «ВТЗ» для нефтепровода «ВСТО»;

- рулонного проката класса прочности К60 (Х70) толщиной 15,9 мм из стали 07Г2МБ (ОАО «ММК») и толщиной 15,7 мм, 15,9 мм из сталей 06Г2МБ, 07Г2НДФБ, 07Г2МНФБ (ОАО «Северсталь») для газопроводных спиральношовных (диам. 1067 мм) труб ОАО «ВТЗ»;

- рулонного проката класса прочности К60 (Х70) толщиной 16 мм из сталей 06Г2НДБ, 08Г2НДФБ, 07Г2НДФБ (ОАО «ММК») для труб, получаемых сваркой ТВЧ, и прямошовных труб;

- рулонного проката класса прочности К60 (Х70) толщиной 14-16 мм с повышенными характеристиками KCV и хладостойкости при ИПГ из стали 07Г1НДМФБ (ОАО «Северсталь») для газопроводных спирально-шовных (диам. 1067 мм) труб;

- рулонного и листового проката класса прочности К60 толщиной 10,3 мм и 12,3 мм из стали 10Г2ФБЮ-К60 (ОАО «ММК») для прямошов-ных газопроводных труб диам. 530 и 1020 мм ОАО «ЧТПЗ».

На стане 5000 ОАО «ММК» произведено промышленное опробование и освоено производство толстолистового проката классов прочности К60 и К65 из сталей с ферритно-бейнитной микроструктурой, предназначенного для изготовления прямошовных труб на рабочее давление 11,8 МПа (120 атм.):

- проката класса прочности К60 толщиной 26,4 мм из стали 09Г2НФБ и 07Г2НДФБ для прямошовных труб диам. 1420 мм ОАО «ВМЗ»;

- проката класса прочности К65 толщиной 27,7 мм из стали 06Г2НМДБ для прямошовных труб диам. 1420 мм ОАО «ВТЗ» и ОАО «ЧТПЗ».

Новые стали характеризуются высокой технологичностью как в производстве, так и при изготовлении труб. Обеспечена хорошая свариваемость разработанных сталей Х70 в аспекте обеспечения высокой стойкости к образованию холодных трещин и достаточного уровня ударной вязкости околошовной зоны (ОШЗ) сварного соединения в диапазоне скоростей, соответствующих сварке труб в заводских условиях и сварке при монтаже трубопроводов. Это достигнуто путем формирования в металле ОШЗ структуры низкоуглеродистого бейнита благодаря пониженному содержанию углерода (0,04-0,07%), микролегированию Nb и Ti, а также экономным добавкам Ni и Мо.

Прокат поставляется ведущим отечественным производителям труб для магистральных газо- и нефтепроводов - ОАО «ВТЗ», ОАО «ВМЗ», ОАО «ЧТПЗ». Стали, производимые по разработанным технологиям, отвечают самым современным отечественным и мировым требованиям. Разработка и внедрение в производство новой высокотехнологичной продукции - рулонного (полосового) и толстолистового проката для магистральных трубопроводов, позволяет расширить сортамент выпускаемой продукции, решить вопрос импортозамещения путем снабжения трубных заводов отечественной трубной заготовкой, повысить конкурентоспособность российских металлургических предприятий на внутреннем и мировом рынках металлопроката.

Внедрение результатов разработки новых технологий, созданных в соответствии с представленными металловедческими принципами, позволило получить значительный экономический эффект в сумме не менее 150 млн руб.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Разработана технология ТМО толстых полос (10-16 мм) из стали Х70-Х80 с гарантией уровня механических свойств и хладостойкости применительно к условиям непрерывных широкополосных станов горячей прокатки без реверсивных клетей (отечественные станы НШС ГП 2000), а также существенно усовершенствована технология производства листового проката из стали Х70-Х80 повышенной толщины (20-30 мм) для условий станов 5000. Новые технологии, включающие составы сталей и регламент ТМО, предусматривают управление структурообразованием в процессе горячей пластической деформации аустенита и последующего ускоренного охлаждения с целью формирования ферритно-бейнит-ной микроструктуры низколегированной стали с оптимальным набором структурных составляющих. Это обеспечивает в рулонном и толстолистовом прокате благоприятное сочетание высоких характеристик прочности, ударной вязкости и хладостойкости.

2. Определены системы легирования трубных сталей Х70-Х80, позволяющие получать ферритно-бейнитную микроструктуру стали в диапазоне малых скоростей охлаждения, что необходимо при ТМО толстых полос в условиях НШС ГП 2000, а также при УО листового проката увеличенной толщины. Установлено, что формирование бейнитной составляющей микроструктуры в стали Х70-Х80 с пониженным содержанием углерода ([С]=(0,04-0,07%)) при использовании добавок Сг, N1, Си, Мо в количестве 0,20-0,40 % (по отдельности или в различных сочетаниях) устойчиво происходит при скорости охлаждения 2-5 °С/с и выше, перлитное превращение при этом тормозится.

3. Выполнено обобщение влияния состава стали Х70-Х80 и режимов ТМО, моделирующих условия производства толстых полос, на основные процессы структурообразования в низколегированной стали. Использование повышенного содержания КГЬ (до 0,10%) позволяет существенно воздействовать на основные процессы структурообразования: ограничить рост зерна аустенита при нагреве под прокатку до повышенных температур (« 1220-1240 °С), повысить температуру торможения рекристаллизации аустенита (на » 40 °С), расширить область формирования бейнита при малых скоростях охлаждения, обеспечить дисперсионное упрочнение стали частицами карбидов и карбонитридов КГЬ размером 2-10 нм. Это создает условия для формирования в процессе ТМО на НШС ГП дисперсной ферритно-бейнитной микроструктуры стали, оптимальной для достижения требуемого сочетания механических свойств.

4. Установлены принципиальные закономерности структурообразования в процессе УО, выполняемого с перегибом кривой охлаждения и

относительно низкими скоростями, что моделирует условия производства толстых полос. Температура завершения 1-й стадии УО является фактором, определяющим тип основной структурной составляющей матрицы стали. Условием получения значительной доли игольчатого феррита является УО на 1-й стадии до температуры ниже температуры начала бейнитного превращения (В8). Температура окончания 2-й стадии УО, в условиях НШС ГП в целом соответствующая температуре смотки (Т ), определяет доли структурных составляющих в матрице стали, а также тип и морфологию высокоуглеродистой (второй) фазы.

5. Для обеспечения высокой ударной вязкости и хладостойкости рулонного и толстолистового проката из стали Х70-Х80 выбор состава стали и режима ТМО должен производиться с целью предупреждения формирования неравномерной ферритно-бейнитной микроструктуры, которая характеризуется наличием протяженных областей реечного бейнитного феррита в границах бывших аустенитных зерен и значительной разнозернистостью матрицы из квазиполигонального и игольчатого феррита. Неблагоприятная микроструктура стали образуется в результате наследования при фазовом превращении в ходе УО неравномерной структуры аустенита, которая возникает из-за частичной (неполной) рекристаллизации аустенита как в черновой, так и в чистовой стадии КП.

6. Технологическим решением для предупреждения формирования неоднородной ферритно-бейнитной микроструктуры стали является управление структурообразованием стали на всех стадиях ТМО. Главными элементами технологии контролируемой прокатки при этом являются: оптимальная температура нагрева слябов, обеспечение высоких деформаций в последних проходах черновой стадии КП, увеличение толщины подката, ограничение температуры начала чистовой стадии КП. Режим УО позволяет снизить негативное влияние разнозернистости аустенита на свойства стали применительно к условиям, когда вследствие ряда технологических причин возможно неполное прохождение рекристаллизации аустенита, что достигается путем ограничения интенсивности УО.

7. Сохранение повышенной удельной эффективной поверхности зерна деформированного аустенита (Б эфф) к моменту фазового превращения позволяет существенно улучшить характеристики ударной вязкости и хладостойкости рулонного проката из стали Х70 толщиной 14-16 мм в условиях НШС ГП, когда возможности по увеличению толщины подката и снижению температуры конца прокатки (Т ) ограничены. Это достигается путем корректировки химического состава стали для минимизации температурного диапазона между Ткп и расчетным значением критической точки Аг3; при этом для условий станов 2000 должно выполняться соотношение ДТС =Т -Аг„ ,<50 "С.

ьу кп 3(расч.)

8. Выявлены закономерности выделения в феррите в стали Х70-Х80 частиц карбидов и карбонитридов ЫЬ и V в зависимости от режима ускоренного охлаждения толстых полос и смотки полос в рулоны. Параметры выделения частиц (тип, размер, объемная доля) определяются температурой смотки, при этом существует температурный интервал формирования частиц размером 2-10 нм, эффективных для дисперсионного упрочнения 550-570 °С для стали с добавкой №>+У; » 570-590 °С для стали с добавкой ЫЬ без V); при повышенных температурах происходит огрубление частиц, а при пониженных температурах - уменьшение размера и объемной доли частиц.

9. Выделение в феррите частиц карбидов и карбонитридов № и V при производстве толстолистового проката из стали Х70-Х80 по технологии с УО имеет ограниченный характер даже при относительно высоких температурах конца УО и большой толщине проката, при этом значительная доля № и V сохраняется в твердом растворе, что подтверждается интенсивным выделением частиц при отпуске стали. Интенсивная деформация в чистовой стадии КП при прокатке толстых листов приводит к выделению частиц карбонитридов Мэ(С,М) нанометрических размеров («5-10 нм) в аустените.

10. Разработан принцип получения равномерного уровня механических свойств по длине полосы из микролегированной стали Х70-Х80. Это обеспечивается путем формирования в ходе ТМО микроструктуры проката, характеризующейся стабильным фазовым составом и долями структурных составляющих, а также однородным характером выделения частиц карбонитридов ЫЬ и V, обеспечивающих дисперсионное упрочнение стали. Указанные структурные факторы определяются стратегией смотки полосы и последующего охлаждения рулона и в целом могут быть реализованы как при дифференцированной Тсм и охлаждении рулонов на воздухе, так и при смотке с постоянной Т в сочетании с ускоренным охлаждением рулонов. Показано, что формирование в рулонной стали Х70-Х80 микроструктуры, состоящей из смеси квазиполигонального и игольчатого феррита примерно в равных долях, позволяет снизить анизотропию механических свойств в плоскости прокатки (в зависимости от угла отбора проб для испытаний относительно направления прокатки).

11. Разработаны эффективные технологии производства рулонного проката класса прочности К60(Х70) толщиной 12-16 мм с гарантией уровня механических свойств и хладостойкости для спиральношовных и прямо-шовных труб, а также толстолистового проката классов прочности К60(Х70) и К65(Х80) толщиной 20-30 мм с повышенными характеристиками ударной вязкости для магистральных трубопроводов на рабочее давление 11,8 МПа (120 атм.). Созданные технологии освоены и внедрены на станах 2000 и 5000

ОАО «ММК» и стане 2000 ЧерМК ОАО «Северсталь». По новым технологиям изготовлены и отгружены потребителям более 56 тыс. т новых видов продукции с высоким экономическим эффектом.

Основное содержание работы изложено в следующих публикациях:

1. Настич С.Ю. Производство рулонного проката для газопроводных спи-ральношовных труб категорий прочности Х70 и Х80 // Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2011. № 4. С. 29-42.

2. Настич С.Ю. Разработка технологии термомеханической обработки рулонного проката класса прочности К56-К60 в условиях станов 2000 // Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2012. № 1. С. 40-53.

3. Настич С.Ю. Влияние химического состава стали Х70 и параметров технологии ТМО рулонного проката на анизотропию и равномерность механических свойств // Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2012. № 2. С. 44-54.

4. Настич С.Ю. Влияние морфологии бейнитной составляющей микроструктуры низколегированной стали Х70 на хладостойкость проката больших толщин // Металлург. 2012. № 3. С. 62-69.

5. Настич С.Ю. Особенности строения низкоуглеродистого бейнита в структуре высокопрочных трубных сталей // Деформация и разрушение материалов. 2012. № 7. С. 19-25.

6. Настич С.Ю., Морозов Ю.ДМатросов М.Ю., Денисов C.B., Галкин В.В., Стеканов П.А. Освоение производства на стане 5000 ОАО «ММК» толстолистового проката из низколегированных сталей с повышенными характеристиками прочности и хладостойкости // Металлург. 2011. № 11. С. 57-63.

7. Настич С.Ю., Соя C.B., Ефимов A.A., Молостов М.А., Васильев И.С. Разработка режимов ускоренного охлаждения полосы для формирования фер-ритно-бейнитной микроструктуры проката из низколегированной стали Х70 // Сталь. 2012. № 4. С. 50-57.

8. Настич С.Ю., Шульга Е.В., Лясоцкий И.В., Дьяконов Д.Л. Выделение избыточных карбонитридных фаз в рулонном и листовом прокате из микролегированной стали при различных вариантах охлаждения // Сталь. 2011. № 12. С. 48-54.

9. Настич С.Ю., Соя C.B., 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.

10. Морозов Ю.Д., Настич С.Ю., Матросов М.Ю., Невская О.Н. Обеспечение повышенного комплекса свойств проката для труб большого диаметра на основе формирования феррито-бейнитной микроструктуры стали // Металлург. 2008. № 1. С. 41-46.

11. Настич С.Ю., Филатов Н.В., Немтинов A.A., Попов Е.С., Голованов A.B. Формирование гарантированного комплекса свойств рулонного проката категории прочности Х70 // Металлург. 2008. № 7. С. 46-51.

12. Морозов Ю.Д., Матросов М.Ю., Настич С.Ю., Арабей А.Б. Высокопрочные трубные стали нового поколения с феррито-бейнитной структурой // Металлург. 2008. № 8. С. 39-42.

13. Филатов Н.В., Настич С.Ю., Голованов A.B., Торопов С.С., Попов Е.С., Соя C.B. Обеспечение равномерности свойств и хладостойкости при ИПГ в рулонном и листовом прокате из стали Х70 со стана 2000 // Металлург. 2009. № 8. С. 57-61.

14. Настич С.Ю., Филатов Н.В., Морозов Ю.Д., Лясоцкий И.В., Шуль-га Е.В. Структурообразование и выделение наноразмерных частиц в стали Х70 при смотке и охлаждении рулонов // Сталь. 2009. № 9. С. 82-87.

15. Морозов Ю.Д., Голи-Оглу Е.А., Настич С.Ю., Денисов C.B., Стека-нов П.А. Разработка режимов ТМО низкоуглеродистой микролегированной стали на стане 5000, обеспечивающих высокую хладостойкость толстолистового проката // Сталь. 2012. № 2. С. 81-85.

16. Морозов Ю.Д., Корчагин A.M., Орлов В.В., Степанов A.A., Хлусо-ва Е.И., Настич С.Ю. Структура и свойства штрипса для труб большого диаметра из стали категории прочности Х80-Х100 // Металлург. 2009. № 3. С. 43-49.

17. Настич С.Ю., Корнилов В.Л., Морозов Ю.Д., Денисов C.B., Молостов М.А. Новые рулонные стали для магистральных трубопроводов классов прочности К54-К60(Х70): опыт производства в ОАО ММК и комплексное исследование // Сталь. 2009. № 5. С. 59-63.

18. Эфрон Л.И., Настич С.Ю., Столяров В.И., Лубе И.И., Голованов A.B., Филатов Н.В. Рулонная сталь контролируемой прокатки для труб класса прочности К60 // Сталь. 2006. № 7. С. 75-78.

19. Бодяев Ю.А., Столяров В.И., Морозов Ю.Д., Настич С.Ю., Корнилов В.Л., Лубе И.И. Применение технологии контролируемой прокатки при производстве рулонной стали для нефтепроводных труб класса прочности до К65 // Металлург. 2006. № 8. С. 63-67.

20. Рыбин В.В., Малышевский В.А., Хлусова Е.И., Орлов В.В., Шахпазов Е.Х., Морозов Ю.Д., Настич С.Ю., Матросов М.Ю. Высокопрочные стали для магистральных трубопроводов // Вопросы материаловедения. 2009. № 3 (59). С. 127-137.

21. Настич С.Ю., Морозов Ю.Д., Зинько Б.Ф., Корнилов В.Л., Денисов C.B., Кудряков Е.А. Производство рулонной стали с улучшенной свариваемостью для труб большого диаметра // Металлург. 2006. № 2. С 36-40.

22. Настич С.Ю., Морозов Ю.Д., Невская О.Н., Изотов В.И. Металловедческое обоснование производства толстолистового проката, предназначенного для перспективных проектов магистральных трубопроводов ОАО «Газпром» // Наука и техника в газовой промышленности. 2011. № 4 (48). С. 53-63.

23. Корнилов В.Л., Морозов Ю.Д., Настич С.Ю., Денисов C.B., Молостов М.А., Зинько Б.Ф. Рулонная сталь марки 05Г1Б для труб большого диаметра класса прочности К54-К56: опыт производства и комплексное исследование // Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2009. № 4. С. 48-54.

24. Шахпазов Е.Х., Морозов Ю.Д., Невская О.Н., Лясоцкий И.В., Матросов М.Ю., Настич С.Ю. Возможности использования наноструктурирования для повышения комплекса свойств трубных сталей для магистральных газонефтепроводов // Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2009. № 2. С. 51-68.

25. Столяров В.И., Пышминцев И.Ю., Лубе И.И., Эфрон Л.И., Настич С.Ю.

Современное состояние и перспективы технологии производства газонефтепро-

водных труб большого диаметра для трубопроводов на давление до 9,8 МПа // Нефтегазовая вертикаль. 2006. № 13. С. 34-37.

26. Эфрон Л.И., Настич С.Ю. Свойства металла и труб опытных партий для проектов СЕГ и ВСЮ // Черная металлургия: Бюл. НТиЭИ. 2006. № 10 (1282). С. 57-62.

27. Эфрон Л.И., Настич С.Ю. Состояние производства листового и рулонного проката для спиральношовных труб категории прочности до Х100 // Черная металлургия: Бюл. НТиЭИ. 2006. № 11 (1283). С. 68-81.

28. Nastich S.Y., Morozov Y.D., Matrosov M.Y., Galkin V.V., Denisov S.V. Microstructure Refinement and Precipitation Characteristics of TMCP-Processed Plates for Pipeline Applications: Proc. of 6lh Int. Conf. on High Strength Low Alloy Steels "HSLA Steels 2011" (Beijing, China. May 31-June 2, 2011) // J. of Iron and Steel Research, Int. 2011. Vol. 18. Supplement 1-1. P. 482-486.

29. Настич С.Ю., Морозов Ю.Д., Матросов М.Ю., Лясоцкий И.В., Галкин В.В., Денисов С.В., Степанов П.А., Сало В.Ю. Влияние параметров контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения на формирование структуры и свойств толстолистового проката класса прочности К60: Тр. VIII конгр. прокатчиков (Т. 1) (Магнитогорск. 11-15 октября 2010). Магнитогорск: МОО «Объединение прокатчиков», ОАО «ММК», 2010. С. 73-80.

30. Матросов М.Ю., Морозов Ю.Д., Настич С.Ю., Хлусова Е.И., Орлов В.В., Галкин В.В., Денисов С.В., Брайчев Е.В. Разработка химического состава и технологии термомеханической обработки стали класса прочности К65 для трубопровода "Бованенково - Ухта" в условиях стана 5000 ОАО "ММК": Тр. VIII конгр. прокатчиков (Т. 2) (Магнитогорск. 11-15 октября 2010). Магнитогорск: МОО «Объединение прокатчиков», ОАО «ММК», 2010. С. 155-166.

31. Nastich S.Y., Morozov Y.D., Efron L.I., Matrosov M.Y. Steels with ferrite-bainite microstructure with improved weldability and cold-resistance for main pipelines: Proc. of the 5lh Int. Conf. on Processing and Manufacturing of Advanced Materials THERMEC 2006 (Vancouver, Canada. July 4-8 2006), 2007 Trans Tech Publications, Switzerland: Materials Science Forum. 2007. Vols. 539-543. P. 4744-4749.

32. Голованов А.В., Филатов H.B., Эфрон Л.И., Настич С.Ю., Лубе И.И. Опытно-промышленное производство на стане 2000 ОАО «Северсталь» рулонного проката класса прочности К60 для хладостойких спиральношовных труб большого диаметра: Тр. VI Конгр. прокатчиков (Т. 1) (Липецк. 18-21 октября 2005). М.: МОО «Объединение прокатчиков», Корпорация производителей черных металлов, 2005. С. 44-48.

33. Морозов Ю.Д., Корнилов В.Л., Столяров В.И., Настич С.Ю., Николаев О.А., Денисов С.В., Кудряков Е.А. Разработка и промышленное опробование производства рулонных сталей с улучшенной свариваемостью для труб класса прочности К52-К60: Тр. VI Конгр. прокатчиков (Т. 1) (Липецк. 18-21 октября 2005). М.: МОО «Объединение прокатчиков», Корпорация производителей черных металлов, 2005. С. 49-53.

34. Morozov Y., Efron L., Nastich S. The main directions of development of pipe steels and large diameter pipe production in Russia: Proc. of the 4rd Int. Pipeline Technology Conf. (Ostend, Belgium. 9-13 May 2004). Vol. 4. P. 1649-1658.

35. Morozov Y., Kornilov V., Nastich S., Nikolaev O., Denisov S., Kudrjakov E. Development of hot rolled strip steels with improved weldability for API X60-X70

Grade pipes: Proc of 5th Int. Conf. on HSLA Steels "HSLA Steels 2005" (Sanya, China. Nov. 8-10 2005) // Iron&Steel Supplement. 2005. Vol. 40. P. 705-710.

36. Шахпазов E.X., Морозов Ю.Д., Матросов М.Ю., Настич С.Ю., Ара-бей А.Б. Высокопрочные трубные стали нового поколения с феррито-бейнитной структурой: Сб. докл. Междунар. семинара «Современные тенденции разработки и производства сталей и труб для магистральных газо-нефтепроводов» (Москва, 12-13 февраля 2008 г. ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина»). М.: Металлур-гиздат, 2009. С. 9-12.

37. Луценко А.Н., Малышевский В.А., Морозов Ю.Д., Хлусова Е.И., Орлов В.В., Степанов A.A., Настич С.Ю. Технологические принципы формирования структуры и свойств штрипсовой стали категории прочности Х70-Х80: Сб. докл. Междунар. семинара «Современные тенденции разработки и производства сталей и труб для магистральных газо-нефтепроводов» (Москва, 12-13 февраля 2008 г., ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина»). М.: Металлургиздат, 2009. С. 22-23.

38. Луценко А.Н., Немтинов A.A., Филатов Н.В., Настич С.Ю., Морозов Ю.Д. Рулонный прокат категории прочности Х70 производства ЧерМК ОАО «Северсталь»: Сб. докл. Междунар. семинара «Современные тенденции разработки и производства сталей и труб для магистральных газо-нефтепроводов» (Москва, 12-13 февраля 2008 г., ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина»), М.: Металлургиздат, 2009. С. 30-33.

39. Шульга Е.В., Настич С.Ю., Морозов Ю.Д., Лясоцкий И.В. Структуроо-бразование в низкоуглеродистой микролегированной рулонной стали. Сб. тр. V Евразийской науч.-практич. конф. «Прочность неоднородных структур» ПРОСТ 2010 (Москва, 20-22 апреля 2010. МИСиС при участии РАН). С. 246.

40. Шахпазов Е.Х., Морозов Ю.Д., Матросов М.Ю., Настич С.Ю., Невская О.Н., Зикеев В.Н. Новые стали и технологии для производства сварных труб для магистральных трубопроводов: Сб. тр. конф. «Трубы - 2009» (г. Челябинск. 22-23 сент. 2009). Челябинск: ОАО «РосНИТИ», 2009. С. 61-71.

41. Соя C.B., Настич С.Ю. Исследование процесса структурообразования в рулонном прокате из стали Х70 при двустадийном ускоренном охлаждении на отводящем рольганге стана 2000 горячей прокатки: Сб. тр. 6-й Евразийской науч.-практич. конф. «Прочность неоднородных структур» «ПРОСТ-2012» (Москва. 17-19 апреля 2012). НИТУ «МИСиС»). М.: Альянс Пресс, 2012. С. 221.

42. Морозов Ю.Д., Матросов М.Ю., Настич С.Ю., Невская О.Н. Новые трубные стали с феррито-бейнитной микроструктурой для термомеханической обработки - ключевое решение для обеспечения повышенного уровня свойств штрипса. Неделя Металлов в Москве 12-16 ноября 2007 г.: Сб. докл. 6-й науч.-практич. конф. «Новые перспективные материалы, оборудование и технологии для их получения». М.: ВНИИМЕТМАШ, 2008. С. 131-140.

43. Шахпазов Е.Х., Морозов Ю.Д., Матросов М.Ю., Настич С.Ю., Галкин В.В., Денисов C.B. Освоение производства толстолистового проката, предназначенного для перспективных проектов магистральных трубопроводов, на новом стане 5000 ОАО «ММК». Неделя Металлов в Москве 09-12 ноября 2010 г.: Сб. докл. 9-й науч.-практич. конф. «Новые перспективные материалы, оборудова-

ние и технологии для их получения» (Москва, ВВЦ, 11 ноября 2010). М.: ВНИИ-МЕТМАШ, 2010. С. 265-275.

44. Пат. 2255987 РФ, МПК7 C21D8/02. Способ производства проката / Ратников В.Ф., Морозов A.A., Тахаутдинов P.C., Настич С.Ю. и др; заявл. 19.07.2004; опубл. 10.07.2005, Бюл. № 19.

45. Пат. 2355782 РФ, МПК C21D8/04. Способ производства проката / Морозов Ю.Д., Шахпазов Е.Х., Невская О.Н., Матросов М.Ю., Настич С.Ю., Борцов А.Н.; заявл. 20.02.2008; опубл. 20.05.2009, Бюл. № 14.

46. Пат. 2355783 РФ, МПК C21D8/04. Способ производства проката / Морозов Ю.Д., Шахпазов Е.Х., Невская О.Н., Матросов М.Ю., Настич С.Ю., Борцов А.Н.; заявл. 20.02.2008; опубл. 20.05.2009, Бюл. № 14.

47. Пат. 2383633 РФ, МПК C21D8/02. Способ производства штрипса для труб магистральных трубопроводов / Горынин И.В., Рыбин В.В., Малышев-ский В.А., Настич С.Ю. и др.; заявл. 07.07.2008; опубл. 10.03.2010, Бюл. № 7.

48. Пат. 2385350 РФ, МПК C21D8/02. Способ производства штрипса для труб магистральных трубопроводов / Горынин И.В., Рыбин В.В., Малышев-ский В.А., Настич С.Ю. и др.; заявл. 12.12.2008; опубл. 27.03.2010, Бюл. № 9.

Подписано в печать 15.02.13. Формат 60x84 1/16 Бумага офсетная. Усл. печ. л. 3,0 Тираж 100 экз. Заказ № 98 Отпечатано в ЗАО «Металлургиздат» 105005, г. Москва, 2-я Бауманская ул., 9/23

ФЕДЕРАЛЬНОЕ ГОСУДАРСТВЕННОЕ УНИТАРНОЕ ПРЕДПРИЯТИЕ «ЦЕНТРАЛЬНЫЙ НАУЧНО-ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИЙ ИНСТИТУТ ЧЕРНОЙ

МЕТАЛЛУРГИИ им. И.П. БАРДИНА»

На правах рукописи

05201350910

НАСТИЧ СЕРГЕЙ ЮРЬЕВИЧ

РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИИ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ ПОЛОСОВОГО И ЛИСТОВОГО ПРОКАТА ИЗ НИЗКОЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ НА ОСНОВЕ УПРАВЛЕНИЯ ФОРМИРОВАНИЕМ ФЕРРИТНО-

БЕЙНИТНОЙ СТРУКТУРЫ

05.16.01 - «Металловедение и термическая обработка металлов

и сплавов»

ДИССЕРТАЦИЯ

на соискание ученой степени доктора технических наук

Москва-2013

ОГЛАВЛЕНИЕ

Стр.

Введение............................................................................ 8

Глава I. Современные низколегированные стали с ферритно-бейнитной микроструктурой для магистральных трубопроводов............ 20

1.1 Требования, предъявляемые к прокату и основному металлу труб большого диаметра высоких классов прочности ................................. 20

1.1.1 Влияние повышения рабочего давления на механические свойства основного металла труб..........................................................................................................20

1.1.2 Влияние трубного передела на механические свойства металла 24

1.1.3 Свариваемость сталей для труб большого диаметра..............................26

1.1.4 Специфика требований, предъявляемых к рулонному прокату

для изготовления спиральношовных труб .......................................... 28

1.1.5 Проблемы и перспективы производства спиральношовных труб

и рулонного проката высоких категорий прочности толщиной до 20 мм .... 30

1.2 Формирование оптимальной микроструктуры низколегированной стали высоких классов прочности в процессе термомеханической обработки.................................................................................. 33

1.2.1 Механизмы упрочнения в низколегированных сталях............ 33

1.2.2 Сущность технологии термомеханической обработки (контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением)....................... 37

1.3 Особенности ТМО в условиях непрерывных широкополосных станов горячей прокатки при производстве сталей Х70-Х80................... 54

1.3.1 Технологические особенности производства рулонного проката ... 54

1.3.2 Особенности реализации ТМО при производстве рулонного проката..................................................................................... 59

1.3.3 Влияние химического состава стали на процессы структурообразования при ТМО рулонного проката............................. 68

1.4 Современное состояние технологий производства рулонного проката из высокопрочных трубных сталей........................................ 71

1.4.1 Прокатное оборудование для производства рулонного проката высоких категорий прочности с требованиями по хладостойкости........... 71

1.4.2 Химические составы стали для рулонного проката высоких категорий прочности с требованиями по хладостойкости при ИПГ (0\\ГГТ) 73

1.4.3 Опыт изготовления рулонного проката категории прочности

Х70 и Х80 зарубежными производителями........................................ 75

1.5 Современное состояние вопроса производства толстолистового проката из высокопрочных трубных сталей........................................ 79

1.6 Мировой и отечественный опыт применения труб большого диаметра категорий прочности Х70-Х80 и выше................................. 82

1.6.1 Прямошовные трубы, изготавливаемые из толстолистового проката..................................................................................... 82

1.6.2 Спиральношовные трубы, производимые из рулонного проката 84

1.7 Постановка цели и задач исследования................................. 88

Глава II. Материалы и методы исследования............................... 93

2.1 Химические составы исследуемых сталей, производство стали и термомеханическая обработка рулонного и толстолистового проката........ 93

2.2 Методика исследования.................................................... 99

2.2.1 Исследование механических свойств................................. 99

2.2.2 Исследование микроструктуры стали................................. 100

2.2.3 Исследование фазовых превращений аустенита при непрерывном охлаждении.............................................................. 104

2.2.4 Лабораторное моделирование влияния параметров двухстадийного охлаждения полосы на отводящем рольганге стана 2000 на фазовый состав, микроструктуру и твердость стали.............................. 106

2.2.5 Оценка свариваемости стали по методике имитации воздействия термического цикла сварки на структуру и свойства металла ОШЗ......................................................................................... 107

Выводы по главе II............................................................... 110

Глава III. Изучение условий формирования ферритно-бейнитных микроструктур в низколегированных сталях в процессе ускоренного охлаждения горячедеформированного аустенита и разработка составов стали для рулонного и толстолистового проката.................................. 112

3.1 Определение требований к составу стали и технологии ТМО для получения ферритно-бейнитных микроструктур в рулонном и толстолистовом прокате из низколегированных сталей Х70-Х80............. 112

3.2 Исследование фазовых превращений горячедеформированного аустенита при непрерывном охлаждении (ТКД) на сталях предложенного состава............................................................................................. 117

3.3 Изучение особенностей морфологии продуктов бейнитного превращения, получаемых при превращении горячедеформированного аустенита в низколегированных сталях............................................. 128

3.3.1 Технологические аспекты получения ферритно-бейнитной микроструктуры низколегированной стали в процессе ТМО................... 128

3.3.2 Особенности морфологии продуктов бейнитного превращения, получаемых при превращении горячедеформированного аустенита в низколегированных сталях..........................................................................................130

3.4 Выявление особенностей микроструктуры стали класса прочности К65, оказывающих влияние на сопротивляемость стали вязким разрушениям.............................................................................. 137

Выводы по главе III............................................................... 148

Глава IV. Исследование влияния состава стали и параметров технологии на процессы структурообразования применительно к технологическим условиям производства толстых полос (10-16 мм) на непрерывных широкополосных станах горячей прокатки (НШС ГП)....... 150

4.1 Изучение влияния состава низколегированной стали и температуры нагрева на рост зерна аустенита и растворение частиц карбонитридов Nb....................................................................... 150

4.2 Исследование влияния состава стали Х70-Х80 и температурно-временных параметров прокатки на рекристаллизацию горячедеформированного аустенита, параметры ферритно-бейнитной микроструктуры и свойства проката................................................. 154

4.2.1 Влияние температурно-временных параметров деформации на рекристаллизацию аустенита для условий черновых клетей НШС ГП 2000 155

4.2.2 Влияние состава стали и параметров технологии на процессы структурообразования применительно к определению оптимальной температуры начала прокатки в чистовых клетях НШС ГП 2000 ............. 159

4.2.3 Влияние температуры начала второй стадии прокатки на механические свойства и микроструктуру полос из стали Х80 с повышенным содержанием Nb........................................................ 164

4.3 Исследование закономерностей формирования ферритно-бейнитной структуры низколегированной стали в процессе ускоренного охлаждения, смотки и последующего охлаждения рулонного проката...... 168

4.3.1 Анализ условий структурообразования в низколегированной стали в процессе ускоренного охлаждения толстых полос и смотки рулонного проката....................................................................... 168

4.3.2 Изучение влияния температуры конца ускоренного охлаждения

на структуру стали Х80 с разным уровнем легирования........................ 171

4.3.3 Исследование влияния температуры смотки на характеристики структуры промышленной стали 07Г2НДФБ...................................... 173

4.3.4 Изучение морфологических особенностей игольчатого феррита, формирующегося при температуре смотки полосы в верхней части области бейнитого превращения................................................................ 180

4.3.5 Исследование структурообразования низколегированной стали Х70 в процессе УО, производимого в две стадии с перегибом кривой интенсивности охлаждения............................................................ 183

Выводы по главе IV............................................................... 192

Глава V. Разработка режимов термомеханической обработки, обеспечивающих высокую хладостойкость рулонного и толстолистового проката на основе формирования равномерной ферритно-бейнитной микроструктуры стали, получаемой из аустенита с высокой плотностью мест зарождения а-фазы и малой разнозернистостью............................ 194

5.1 Взаимосвязь параметров микроструктуры стали Х70-Х80, получаемой в результате ТМО, и хладостойкости рулонного и толстолистового проката................................................................ 194

5.2 Исследование влияния морфологии бейнитной составляющей микроструктуры низколегированной стали Х70 на хладостойкость проката больших толщин при ИПГ при различных режимах деформации в черновой стадии КП и ускоренного охлаждения................................... 200

5.2.1 Влияние режимов КП+УО на свойства толстолистового проката 201

5.2.2 Влияние морфологии структурных составляющих на хладостойкость толстолистового проката........................................... 204

5.2.3 Влияние наличия областей бейнитного феррита в микроструктуре стали Х70, образующихся при недостаточной величине обжатий в черновой стадии прокатки, на хладостойкость проката больших толщин при ИПГ......................................................................... 209

5.3 Влияние температуры начала чистовой стадии контролируемой прокатки на параметры микроструктуры и хладостойкость рулонной стали Х70 при прокатке толстой полосы (12-16 мм)...................................... 211

5.3.1 Влияние температуры начала чистовой стадии КП на механические свойства полосы из стали Х70 с повышенным содержанием Nb 212

5.3.2 Исследование зависимости характеристик микроструктуры

стали от температуры начала чистовой стадии КП................................ 216

5.3.3 Анализ причин формирования неоднородной ферритно-бейнитной микроструктуры рулонной стали Х70, приводящей к ухудшению хладостойкости толстой полосы....................................... 219

5.4 Влияние температуры нагрева и толщины подката для чистовой стадии КП на параметры микроструктуры и хладостойкость толстолистовой стали Х80 .............................................................. 222

5.5 Влияние величины температурного интервала между концом прокатки (Ткп) и началом фазовых вращений в стали (Аг3) на хладостойкость рулонного проката большой толщины из стали Х70 ......... 229

Выводы по главе V............................................................... 237

Глава VI. Исследование выделения избыточных карбонитридных фаз в рулонном и толстолистовом прокате из стали Х70 с ферритно-бейнитной микроструктурой после ТМО.......................................................... 240

6.1 Анализ возможности выделения дисперсных частиц карбидов и карбонитридов Nb и V в рулонном и толстолистовом прокате из низколегированных сталей Х70-Х80 в процессе и после завершения ТМО 240

6.2 Изучение влияния параметров ТМО, смотки и охлаждения рулонного проката из сталей Х70 на выделение частиц карбонитридов Nb иУ........................................................................................... 252

6.2.1 Выделение частиц карбонитридов (Nb,Ti)(C,N) субмикронных размеров в аустените при прокатке полосы из стали Х70 ........................ 252

6.2.2 Формирование наноразмерных частиц карбонитридов Nb и V в a-фазе в процессе ускоренного охлаждения и при смотке полосы............ 256

6.3 Изучение выделения частиц карбонитридов Nb и V в толстолистовом прокате из стали Х70 после ТМО и последующего отпуска 265

6.3.1 Образование частиц карбонитридов (Nb,Ti)(C,N) в аустените в процессе прокатки листов из стали Х70 ............................................. 266

6.3.2 Выделение наноразмерных частиц карбонитридов (Nb,V)(C,N)

в a-фазе после отпуска проката из стали Х70 ...................................... 268

Выводы по главе VI.............................................................. 272

Глава VII. Влияние состава стали Х70 и технологии производства рулонного проката (ТМО, смотки и охлаждения рулонов) на анизотропию и равномерность механических свойств по длине полосы ...................... 273

7.1 Влияние анизотропии и равномерности механических свойств по длине полосы на качество рулонного проката..................................... 273

7.2 Технологические аспекты обеспечения равномерности механических свойств полосы............................................................ 274

7.3 Анизотропия механических свойств в рулонном прокате после ТМО 280

7.4 Результаты опытно-промышленного опробования рулонного проката с ферритно-бейнитной микроструктурой, состоящей из смеси квазиполигонального и игольчатого феррита.......................................... 285

Выводы по главе VII............................................................. 291

Глава VIII. Опробование промышленного производства рулонного и толстолистового проката с повышенным уровнем механических свойств из сталей с ферритно-бейнитной микроструктурой по разработанным технологиям............................................................................... 293

8.1 Опробование производства рулонного проката класса прочности К56-К60 толщиной до 16 мм из сталей с ферритно-бейнитной микроструктурой в условиях отечественных НШС ГП 2000 ................... 293

8.1.1 Разработка технологии производства рулонного проката толщиной до 16 мм из сталей Х70 с ферритно-бейнитной микроструктурой

на станах 2000 ............................................................................. 294

8.1.1.1 Реализация технологии ТМО в условиях НШС ГП 2000 ....... 294

8.1.1.2 Разработка составов стали для производства рулонного проката класса прочности К56-К60 на станах 2000 по технологии ТМО .... 296

8.1.1.3 Разработка режимов ТМО для производства рулонного проката в условиях НШС ГП 2000 .................................................... 298

8.1.2 Производство опытно-промышленных партий рулонного проката класса прочности К56-К60 на НШС ГП 2000 ОАО «ММК» и ЧерМК ОАО «Северсталь»............................................................. 300

8.1.2.1 Производство рулонного и листового проката из стали 06Г1ХНДБ (марки 05Г1Б) толщиной 8 мм и 12 мм на стане 2000 ОАО «ММК» 300

8.1.2.2 Производство рулонного проката с гарантией уровня механических свойств класса прочности К56 и К60, предназначенного для изготовления спиральношовных труб для нефтепровода «Восточная Сибирь - Тихий океан» («ВС-ТО»)................................................... 305

8.1.2.3 Производство рулонного проката с гарантией уровня механических свойств класса прочности К60 (Х70) и требованиями по хладостойкости при ИПГ для газопроводных спиральношовных труб....... 310

8.1.2.4 Производство рулонного проката из стали 07Г1НДМФБ оптимизированного состава с гарантией уровня механических свойств класса прочности К60 (Х70) и хладостойкости при ИПГ........................ 319

8.1.2.5 Производство рулонного и листового проката из стали 10Г2ФБЮ (К60) с гарантией уровня механических свойств для прямошовных газопроводных труб................................................... 323

8.2 Освоение промышленного производства толстолистового проката классов прочности К60 и К65 из сталей с ферритно-бейнитной микроструктурой на стане 5000 ОАО «ММК»..................................... 328

8.2.1 Освоение промышленного производства тол сто л истового проката класса прочности К60 толщиной 26,4 мм для электросварных прямошовных труб ОАО «ВМЗ» размером 1420x26,4 мм на рабочее давление 11,8 МПа........................................................................ 329

8.2.2 Освоение промышленного производства толстолистового проката класса прочности К65 толщиной 23,0 мм и 27,7 мм для электросварных прямошовных труб ОАО «ВТЗ» и ОАО «ЧТПЗ» диаметром 1420 мм на рабочее давление 11,8 МПа............................... 335

8.3 Оценка свариваемости разработанных сталей по методике имитации воздействия термического цикла сварки на структуру и свойства металла околошовной зоны (ОШЗ) сварных соединений........................ 339

8.4 Обобщение результатов производства новых видов продукции по разработанным технологиям........................................................... 344

Выводы по главе VIII............................................................. 346

Общие выводы..................................................................... 350

Список использованной литературы.......................................... 354

Приложение........................................................................ 394

Приложение А. Механические свойства рулонного проката, изготовленного по технологии ТМО на станах 2000 ОАО «ММК» и ЧерМК ОАО «Северсталь»............................................................ 394

Приложение Б. Акты внедрения.............................................. 395

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность проблемы

Эффективность современных магистральных трубопроводов обеспечивается путем использования повышенных рабочих давлений (9,8 МПа и 11,8 МПа), что требует применения сталей классов прочности К60 (gb>590 Н/мм ) и особенно К65 (Ов>640 Н/мм). Надежность трубопроводов основывается на торможении протяженных вязких и хрупких разрушений в основном металле труб, а также хорошей свариваемости стали, для чего ограничивается ее легирование.

Выполнение современных требований по получению высоких показателей прочности, ударной вязкости и хладостойкости проката при экономном уровне легирования стали на металле с традиционной ферритно-перлитной структурой не представляется возможным. Необходим переход к сталям с мелкодисперсной ферритно-бейнитной структурой, отличительной чертой которой является мелкий размер элемента матрицы и повышенная плотность дислокаций. Получение такой структуры основывается на технологии термомеханической обработки (ТМО), сочет�