автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Влияние режимов термомеханической обработки на структурное состояние горячедеформированного аустенита и свойства трубных сталей

На правах рукописи

ГОЛИ-ОГЛУ ЕВГЕНИЙ АЛЕКСАНДРОВИЧ

ВЛИЯНИЕ РЕЖИМОВ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРНОЕ СОСТОЯНИЕ ГОРЯЧЕДЕФОРМИРОВАННОГО АУСТЕНИТА И СВОЙСТВА ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ

05.16.01 - «Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов»

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

005014831

Москва, 2012

005014831

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

Научный руководитель:

доктор технических наук ЭФРОН Леонид Иосифович

Официальные оппоненты: доктор технических наук, профессор

ОДЕССКИЙ Павел Дмитриевич

кандидат технических наук СУЛЯГИН Роман Валерьевич

Ведущая организация:

Национальный исследовательский технологический университет

«МИСиС»

Защита диссертации состоится 29 февраля 2012 г. в 12 ч 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., 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 27 января 2012 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, доктор технических наук, старший научный сотрудник

Н.М. Александрова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Постоянно растущие масштабы потребления газа и нефти в России и за рубежом требуют строительства новых трубопроводных магистральных транспортных систем. При этом можно отметить явную тенденцию к постоянному повышению требований по качеству как основного металла, так и сварного соединения труб большого диаметра (ТБД). Рост требований связан, в первую очередь, с потребностью в ТБД, рассчитанных на более высокое рабочее давление транспортируемого газа, и необходимостью повышения надежности трубопроводов. Иной причиной повышения требований является освоение новых месторождений, в том числе в зонах с крайне суровыми климатическими условиями и сейсмоактивных районах.

Контролируемая прокатка (КП) является наиболее эффективным способом решения задач повышения качества и надежности толстолистового проката для ТБД, а также понижения его себестоимости. Как вид термомеханической обработки стали современная технология КП с последующим ускоренным охлаждением (УО) позволяет формировать оптимальное структурное состояние стали и тем самым повышать уровень механических свойств низкоуглеродистой микролегированной стали. Именно поэтому путь к получению высококачественного проката лежит через целенаправленное управление технологическими параметрами на всех этапах КП. Однако в литературе недостаточно данных о механизмах формирования микроструктуры и свойств низкоуглеродистых микролегированных сталей на отдельных этапах КП. В частности, не определена взаимосвязь между отдельными технологическими воздействиями и состоянием горячедеформированного аустенита; не изучено влияние ряда технологических параметров КП на измельчение зерна и разнозер-нистость конечной микроструктуры.

Актуальность работы обусловлена необходимостью повышения эффективности технологии производства толстолистового проката, что позволит повысить качество и надежность изготавливаемых из него магистральных электросварных труб большого диаметра.

Цель диссертационной работы - повышение эффективности процесса термомеханической обработки путем оптимизации ряда ключевых этапов технологии для измельчения зерна и повышения однородности микроструктуры благодаря формированию оптимального структурного состояния горячедеформированного аустенита перед началом у—хх-превращения. Разработка и опробование в промышленных условиях технологических рекомендаций для улучшения прочности и хладо-стойкости толстолистового проката.

Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:

- изучить влияние различных стратегий деформации в черновой стадии на размер и однородность зерна рекристаллизованного аустенита;

- определить оптимальное с точки зрения измельчения зерна соотношение деформаций в черновой и чистовой стадиях прокатки;

- изучить влияние температурно-скоростных режимов межстадийного охлаждения на микроструктуру и механические свойства стали;

- установить влияние степени, скорости и температурного интервала деформации в области отсутствия рекристаллизации на формирование структуры аустенита, конечной микроструктуры и механических свойств стали и определить механизм влияния;

- изучить влияние технологической паузы между окончанием деформации и началом ускоренного охлаждения на микроструктуру и свойства стали;

- разработать и опробовать в промышленных условиях рекомендации по повышению эффективности процесса производства низкоуглеродистых микролегированных сталей с точки зрения получения высокого уровня механических свойств толстолистового проката.

Научная новизна

Получены следующие результаты, обладающие научной новизной:

1. Установлено, что с понижением температурного интервала деформации низкоуглеродистой микролегированной стали в области Тпг^Лз уменьшается размер аустенитного зерна в направлении толщины проката, а угол ориентировки двойников деформации в аустенитных зернах по отношению к оси прокатки изменяется от -70+85° до -5+15°, что в целом повышает удельную эффективную поверхность границ раздела аустенита перед началом у->а-иревращения, т.е. увеличивает количество потенциальных мест зарождения феррита.

2. Показано, что при снижении температуры деформации в интервале температур Тпг+'Аг3 усиливается влияние степени деформации на измельчение зерна феррита.

3. Показано, что при повышении скорости охлаждения от 0,4 до 1,1 °С/с низкоуглеродистой микролегированной стали между черновой и чистовой стадиями прокатки в интервале 1000н-850 °С в результате торможения собирательной рекристаллизации аустенита формируется более мелкое, однородное зерно аустенита и наблюдается дополнительное измельчение (на -1,5 мкм) и уменьшение разнозернистости феррита, что приводит к повышению прочности и хладостойкости листового проката.

4. Установлено, что с увеличением выдержки от 0 до 90 с между окончанием деформации и началом ускоренного охлаждения не ниже А увеличивается размер зерна (на -1,5 мкм) и разнозернистость феррита.

Это отрицательно сказывается на уровне механических свойств листового проката.

Практическая ценность и реализация работы в промышленности

По результатам проведенных исследований усовершенствована промышленная технология контролируемой прокатки листа для электросварных труб большого диаметра на стане 5000 ОАО «Магнитогорский металлургический комбинат». Изготовлено и отгружено ОАО «Выксун-ский металлургический завод» -30 тыс. т проката класса прочности К60 для труб диаметром 1420 мм с толщиной стенки 26,4 мм для строительства газопровода «Бованенково-Ухта».

Основные научные положения, выносимые на защиту

1. Установленные закономерности влияния режимов черновой и чистовой стадий КП на состояние аустенита, конечную микроструктуру и механические свойства низкоуглеродистых микролегированных сталей и установленный механизм повышения

2. Выявленные закономерности влияния режимов межстадийного охлаждения и длительности технологической паузы между окончанием деформации и началом ускоренного охлаждения на измельчение зерна, разнозернистость микроструктуры и уровень механических свойств низкоуглеродистых микролегированных сталей.

3. Выявленный на модельном сплаве механизм увеличения при изменении режима прокатки в температурном интервале Тт+А .

4. Предложенные принципы повышения эффективности КП с точки зрения измельчения зерна феррита и снижения его разнозерни-стости на стадиях черновой и чистовой прокатки, межстадийного и по-следеформационного охлаждения.

5. Разработанные рекомендации по повышению эффективности технологии КП при производстве низкоуглеродистых микролегированных сталей на стане 5000 ОАО «Магнитогорский металлургический комбинат».

6. Результаты освоения производства проката толщиной 26,4 мм из стали класса прочности К60 на стане 5000 ОАО «Магнитогорский металлургический комбинат».

Личный вклад автора

Автор лично осуществлял лабораторные эксперименты, результаты которых изложены в диссертации, исследовал микроструктуру методом оптической микроскопии, выполнял обработку и анализ полученных результатов; участвовал в промышленном опробовании, проведении механических испытаний, исследованиях микроструктуры методами сканирующей и просвечивающей электронной микроскопии. Основные положения диссертационной работы сформулированы автором лично.

Достоверность полученных результатов обеспечивается воспроизводимостью и согласованностью анализируемых данных, применением современных методов исследования микроструктуры и механических свойств стали, широким использованием статистических методов обработки результатов, положительными результатами промышленного опробования разработанных на основании экспериментальных данных рекомендаций по повышению эффективности технологии КП.

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. Основные положения и результаты работы доложены и обсуждены на: VIII Международной научно-технической конференции молодых специалистов, г. Мариуполь (2008 г.); II и III научно-технических конференциях молодых специалистов «Перспективы развития металлургических технологий», г. Москва (2010, 2011 гг.); Международной конференции «Нанотехнологии и наноматериалы в металлургии», г. Москва (2011 г.); Международной научно-технической конференции «Современные металлические материалы и технологии» (АММТ2011), г. Санкт-Петербург (2011 г.); Бернштейновских чтениях по термомеханической обработке металлических материалов, г. Москва (2011 г.); IV Международной конференции «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов» (Deforrrf 2011), г. Москва (2011 г.); VIII Российской ежегодной конференции молодых научных сотрудников и аспирантов «Физико-химия и технология неорганических материалов», г. Москва (2011 г.).

Публикации. По теме диссертационной работы опубликовано семь печатных работ, в том числе пять - в рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК РФ.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 7 глав, основных выводов, списка цитируемой литературы из 168 наименований и приложений. Работа изложена на 195 страницах машинописного текста, содержит 96 рисунков и 37 таблиц.

Автор благодарит коллектив Центра сталей для труб и сварных конструкций ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» за ценные теоретические и практические советы.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ Во введении раскрыта актуальность, указаны цели и задачи работы, определены объект и предмет исследований, сформулированы научная новизна и практическая значимость полученных результатов.

В первой главе рассмотрено современное состояние вопроса влияния режимов КП на структурообразование трубных сталей, проанализировано влияние основных технологических этапов КП на особенности формирования микроструктуры сталей. Проанализированы различные методы расчета удельной поверхности границ раздела в аустените, температуры остановки рекристаллизации. Отмечен ряд нерешенных вопросов, связанных с влиянием температурно-деформационных режимов КП на структурное состояние горячедеформированного аустенита, конечную микроструктуру и свойства трубной стали. Исходя из этого определено основное направление исследований.

Во второй главе обосновывается выбор материалов и методов исследований. Для экспериментальных исследований выбраны три трубные стали (табл.1) промышленной выплавки. Из непрерывнолитых слябов для исследования были вырезаны заготовки размерами 90x60x150 мм. Стали, микролегированные ниобием, позволили четко выделить области черновой и чистовой стадий прокатки для проведения экспериментов в аустенитной области, но имели разную кинетику превращения аустенита, что позволило изучить влияние состояния аустенита как на ферритно-перлитную, так и на ферритно-бейнитную микроструктуру.

При проведении исследований также использовали модельный сплав, основной особенностью которого являлось легирование типичной химической композиции низкоуглеродистой микролегированной стали никелем в количестве 31,3 %, в результате чего аустенит существовал в стабильном состоянии при комнатной температуре. Это позволило провести прямые металлографические исследования влияния режимов КП на формирование структуры аустенита. Выплавку модельного сплава в индукционной печи и разливку на слитки размерами 80x90x210 мм осуществляли в условиях ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина».

Моделирование температурно-деформационных режимов КП в зависимости от решаемой задачи выполняли на лабораторном прокатном стане дуо 300, деформационном дилатометре ВАНИ-БОБ, испытательной машине ОееЫе® 3500. Для разработки схем экспериментов определяли температуру, выше которой рекристаллизация идет полностью (Г) температуру остановки рекристаллизации (Гпг) и критические температуры превращения: Аг3 и температуру начала бейнитного превращения В

При проведении экспериментов в зависимости от решаемых задач использовали заготовки как постоянного сечения, так и переменного (так называемые клиновидные заготовки).

Нагрев заготовок под прокатку осуществляли до температуры 1170 °С; общее время нагрева и выдержки составляло 3+3,5 ч. Прокатку проводили по продольной схеме: черновая стадия (1150+950 °С) - пауза для межстадийного подстуживания подката - чистовая стадия (940+720 °С) до толщины проката 12 мм. После завершения прокатки, в зависимости от решаемых задач, листы охлаждали на спокойном воздухе со скоростью 1,5+2 °С/с; ускоренно со скоростью 15+25 °С/с в установке контролируемого водовоздушного охлаждения в температурном интервале 850+400 °С с последующим охлаждением на воздухе до комнатной температуры или осуществляли стоп-закалку для фиксации структурного состояния.

Для контроля температуры поверхности металла при прокатке использовали стационарные ИК-пирометры с цифровой обработкой сигнала «Термоскоп-800-1С».

Для проведения экспериментов на дилатометре BAHR и испытательной машине Gleeble использовали образцы цилиндрической формы диам. 5x10 мм и диам.10х15 мм, соответственно, вырезанные из полос, прокатанных на стане дуо 300. В обоих случаях деформацию проводили одноосным сжатием.

При исследовании микроструктуры низкоуглеродистой стали в качестве трави-теля использовали 4%-ный раствор азотной кислоты в этиловом спирте. Для выявления границ бывших аустенитных зерен на закаленных и отпущенных до температуры отпускной хрупкости образцах применяли травление в течение 2+3 мин при температуре 60+70 "С в водном растворе пикриновой кислоты с добавлением ингибиторов. При исследовании микроструктуры модельного сплава Fe-Ni применяли травление в растворе, содержащем FeCl, HCl, Н20 и глицерин.

Исследование микроструктуры проводили методами оптической микроскопии

(Leica DMI 5000 M), сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) (Horiba ЕМАХ-8500 Е) и просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) (JEM 200 СХ).

Оценку величины ферритного зерна выполняли с использованием программного обеспечения ImageExpert Pro 3 в ручном режиме по ГОСТ 5639. Длину секущих выбирали таким образом, чтобы каждая из них пересекала не менее 20 зерен, при этом число секущих определялось их суммарной длиной. Измерения проводили в 5-гб характерных местах шлифа; стандартное отклонение среднего значения не превышало 0,30 мкм.

Испытания металла, прокатанного на стане дуо 300, включали в себя: испытания на растяжение на пятикратных образцах тип III, № 7 по ГОСТ 1497; испытания на ударную вязкость KCV на образцах тип 11 в интервале температур от -20 до -95 С по ГОСТ 9454 с определением доли вязкой составляющей в изломе образцов по ГОСТ 4543; замеры твердости по методу Виккерса при нагрузке 50 г — в соответствии с ГОСТ 2999. Для уменьшения погрешности полученных механических свойств каждой полосы результат рассчитывали как среднее значение после трех испытаний.

В промышленных условиях испытания проводили полистно: на растяжение на полнотолщинных образцах по ГОСТ 1497; на ударную вязкость KCV в интервале температур от 0 до -80 'С по ГОСТ 9454; падающим грузом (ИПГ) при температуре -20 'С по ГОСТ 30456.

В третьей главе с использованием прокатного стана дуо 300 и деформационного дилатометра BAHR 805 исследовали влияние темпера-турно-деформационных режимов КП выше температуры остановки рекристаллизации (Т ^ на структуру горячедеформированного аустенита, конечную микроструктуру и свойства низкоуглеродистой стали.

Эксперименты на прокатном стане позволили установить, что предпочтительным структурным состоянием аустенита перед началом у-»а-превращения с точки зрения измельчения зерна феррита и повышения уровня механических свойств низкоуглеродистой стали является наклепанное (деформированное) в сравнении с рекристаллизованным. Так, в случае ферритно-перлитной микроструктуры при увеличении суммарной степени деформации в чистовой стадии прокатки (880^-820 °С) с 30 до 80 % средний условный диаметр ферритного зерна уменьшается с 8,3 до 4,9 мкм, максимальный - с 29 до 14 мкм, общее количество зерен диаметром менее 7 мкм увеличивается с 47 до 81 %. В результате повышается предел текучести стали на ~40-f50 Н/мм2, критическая температура хрупкости Tsg понижается более чем на 35 °С. Аналогичная ситуация наблюдалась и в случае структур промежуточного типа превращения.

Повышение степени деформации в чистовой стадии прокатки неэффективно с точки зрения измельчения зерна и повышения уровня ме-

ханических свойств проката в случае неблагоприятной исходной (после черновой стадии прокатки) структуры аустенита. Малая суммарная деформация (менее -20 %) в интервале температур отсутствия рекристаллизации может усилить неоднородность конечной микроструктуры.

С использованием модельного Бе-М сплава проведен эксперимент по сравнению эффективности применения различных деформационных стратегий черновой стадии прокатки (табл. 2) с точки зрения измельчения зерна и уменьшения разнозернистости аустенитной структуры.

Анализ аустенитной структуры (рис. 1 и рис. 2) показал, что зерно аустенита в черновой стадии контролируемой прокатки эффективно измельчается благодаря прохождению полной рекристаллизации. Из результатов проведенных экспериментов следует, что двух частных деформаций с относительными обжатиями даже по 21 % недостаточно для эффективного измельчения зерна аустенита. Для получения после черновой стадии прокатки однородной аустенитной структуры с мелким

Таблица 2. Режимы эксперимента

№ прохода Г деф- Частное обжатие за проход, %

Стратегия №1 Стратегия №2 Стратегия №3 Стратегия №4

1 1100 8,7 8,7 8,7 8,7

2 1070 10,5 8,6 12,4 12,9

3 1040 12,2 8,9 13,1 14,8

4 1010 13,3 8,6 21,3 16,0

5 980 15,4 21,3 21,4 18,3

6 950 18,2 21,4 - 7,5

Стратегия деформации № 3 Стратегия деформации № 4

Рис. 1. Аустенитная микроструктура опытных образцов модельного сплава

Ре-№, хЮ0

Сгра 1'есил Стратегии Строгого Стратегия №1 №2 №3 №4

Деформационные стратегии черновой стадии деформации

0.4

0,3

0,21

11.1« Щ

¡Ш

Стратегия Стратегии Сгратежя Стратегия №1 №2 №3 №4

Деформационные стратегии черновой стадии деформации

Рис. 2. Средний условный диаметр аустенитного зерна (а) и величина стандартного отклонения (6) при различных стратегиях деформации на черновой стадии КП

(~22ч-24 мкм) зерном необходимо не менее четырех частных деформаций с относительными обжатиями более 12 %. Дополнительно измельчить зерно можно увеличив величину частных обжатий путем сокращения количества пропусков на черновой стадии прокатки (при сохранении условия: четыре прохода более 12 %) (Стратегия №3).

При этом в последних проходах черновой стадии не следует допускать прокатку с малыми относительными обжатия (8 % и менее) во избежание спонтанного роста отдельных зерен в результате собирательной рекристаллизации.

Эксперименты по изучению влияния условий охлаждения подката между черновой и чистовой стадиями прокатки (1000-^850 °С) показали, что в исследуемом интервале температур при повышении скорости межстадийного охлаждения (МСО) с 0,4 до 1,1 °С/с уменьшается средний условный диаметр аустенитного зерна перед чистовой стадией деформации, что связано с торможением собирательной рекристаллизации аустенита. Также с увеличением скорости МСО в интервале 1000-^850 °С значительная доля ниобия остается в твердом растворе и выделяется при более низкой температуре, в том числе во время чистовой стадии деформации в виде более дисперсных частиц. В результате уменьшается размер карбонитридов ниобия и повышается их объемная плотность.

В результате указанных структурных изменений в случае феррит-но-перлитной микроструктуры средний размер зерна уменьшается на 2 мкм, т.е. на -20 % (абс.), а также понижается величина стандартного

Рис.3. Влияние МСО на измельчение и разнозернистость микроструктуры

(а), прочность (б) и хладостойкость (в) исследуемой Стали №2

отклонения (снижается разнозернистость) (рис. 3, а). Предел текучести проката повышается на 25+30 Н/мм2(рис. 3, б), ударная вязкость КСУ при минус 60 °С повышается на 140 Дж/см2 (рис. 3, в), а критическая температура хрупкости Г80 понижается на -15+20 °С. Последующее приращение скорости межстадийного охлаждения (выше 1,1 °С/с) слабо повлияло на количественные показатели микроструктуры и уровень механических свойств исследуемой стали.

В четвертой главе изучено влияние температуры и степени деформации, а также условий последеформационной выдержки в интервале ^ш-^Л-з' на особенности формирования структуры горячедеформиро-ванного аустенита, конечную микроструктуру и свойства исследованных сталей. В частности, с использованием модельного Бе-М сплава установлено, что понижение температурного интервала чистовой стадии прокатки в интервале Тя+Ал способствует уменьшению размера аустенитного зерна в направлении толщины проката (рис. 4), увеличению количества

Температурный интервал чистовой Температурный интервал чистовой стадии прокатки 920+860 "С стадии прокатки 850+785 °С

Рис. 4. Аустенитная микроструктура образцов модельного сплава Ре-№, прокатанных в различных температурных интервалах чистовой стадии

деформации, х200

Рис. 5. Тонкая структура модельного сплава Ре-№ (ПЭМ), х 15000

Температурный интервал чистовой стадии прокатки 850+785 "С

Температурный интервал чистовой стадии прокатки 920-;-860 °С

В

О

Рис. 6. Двойники с большим (я) и малым (б) углом наклона относительно

оси прокатки, хМОО

двойников деформации в теле зерен горячедеформированного аустенита и повышению плотности дефектов внутреннего строения (рис. 5).

Установлено, что при снижении температурного интервала деформации с 940+870 до 800ч-720 °С угол наклона двойников, которые образуются под действием пластической деформации в аустенитных зернах и, тем самым, фрагментируют зерна, изменяется с -70+85° до -5+15° по отношению к оси прокатки (рис. 6), Установленные закономерности структурообразования суммарно способствуют повышению значения удельной поверхности границ раздела в аустените 5 (рис. 7). Увеличение количества двойников в структуре следует связывать с тем, что с понижением температуры деформации сопротивление скольжению растет быстрее, чем сопротивление двойникованию.

При производстве низкоуглеродистой микролегированной стали по технологии двухстадийной контролируемой прокатки понижение

Температурный интервал деформации. *С

Рис. 7. Зависимость удельной поверхности границ раздела в аустените от температурного интервала деформации

780 8ВД

SCO 860

*Г(0,2)

840 900

860 920

• *' ZA у

. 'A у t

t s,' f"

ф

f 6

Температурный интерйзл чистоцой стад/и прокатки, "С

-120 -100 -80 -60 40 -20 О Температура испытания. °С

Рис. 8. Влияние температурных интервалов чистовой стадии прокатки на прочность (а) и хладостойкость (6) Стали №1 (ферритно-перлитная

микроструктура)

температурного интервала чистовой стадии деформации в интервале Тиг+Агз приводит к измельчению зерна и уменьшению разнозернистости конечной микроструктуры. В результате этого одновременно повышается прочность и хладостойкость стали. Так, при снижении температурного интервала деформации (ТИД) с -930+850 до -850+780 "С в случае ферритно-перлитной микроструктуры, размер ферритного зерна уменьшается на -2 мкм, т.е. на -20 % (абс.), предел текучести повышается на -35+40 Н/мм2, ударная вязкость I<CV при минус 80 °С повышается на -150 Дж/см2 (рис.8), а критическая температура хрупкости Г80 понижается на -20 °С. В случае ферритно-бейнитной микроструктуры повышается ее дисперсность, размер ферритного зерна уменьшается на ~1 мкм,

хм за»

Температурный интервал чиповой стадии прокатки, *С

"У/

ж /

б

- ♦ — ТЦЦ=£50-7?5 *С - л- ТИД=£70-790 'С - ТИД=£90-605 *С - >• - ТИД*£Са820 'С ...............тцц=*э0-е50 *с

Температур* испытания, °С

Рис. 9. Влияние температурных интервалов чистовой стадии прокатки на прочность (я) и хладостойкость (б) Стали №2 (ферритно-бейнитная микроструктура)

предел текучести повышается на -50 Н/мм2, КСУ при минус 80 "С повышается на -100 Дж/см2 (рис. 9), а Г80 понижается на -15 °С.

Эксперименты с использованием клиновидных образцов (при прокатке на стане дуо 300) позволили установить, что увеличение степени деформации за проход чистовой стадии КП в интервале температур Тпг+Аг3 приводит к измельчению ферритного зерна. Эффект измельчения тем выше, чем ниже температура деформации в исследуемом интервале температур, что связано с повышением Б аустенита и, соответственно, количества мест зарождения зерен феррита. Так, с увеличением степени деформации (в условиях эксперимента - суммарной степени деформации) с 12,5 до 67 % при температуре 920 °С ферритное зерно уменьшается на -1,3 мкм, а при 820 °С на -1,8 мкм.

Последеформационная изотермическая выдержка в интервале температур Тт+Ал негативно сказывается на измельчении зерна, однородности конечной микроструктуры и механических свойствах низкоуглеродистых микролегированных сталей. Это связано с увеличением степени аннигиляции накопленных в результате деформации дефектов структуры горячедеформированного аустенита. Поэтому в результате последеформационной выдержки в течение 90 с в температурном интервале 850ч-770 °С размер зерна феррита увеличивается на -1,5 мкм, т. е. на -20 % (рис. 10, я). В случае увеличения времени выдержки от 0 до 90 с при 770 °С предел текучести проката снижается на -30 Н/мм2 (рис. 10, б).

В пятой главе с использованием лабораторного прокатного стана исследовано влияние параметров завершающего ускоренного охлаждения (УО) низкоуглеродистой стали на особенности формирования микроструктуры и уровень механических свойств проката.

Показано, что уменьшение технологической паузы Д Гмежду окончанием чистовой стадии деформации и началом ускоренного охлажде-

время изотермической выдержки при 770 °С, с

650 5 600

I „

и 550

Щ------

£ $ 500 ......................4.........—-..............

, * " " - - _ Т(0.2)

I 5 4 50 .........................

| | «10 т--------------

с 350 --

О 30 60 90

Бремя изотермической выдержки при770»С,с

б

Рис. 10. Влияние последеформационной изотермической выдержки при 770 "С на размер ферритного зерна (я) и прочность (б) исследуемой Стали № 2

ния, т.е. повышение температуры начала УО при постоянной Т благоприятно сказывается на дисперсности ферритно-бейнитной микроструктуры (рис. 11) и уровне механических свойств проката.

С уменьшением АТ с 80 до 30 "С, т.е. при повышении температуры начала с 770 до 820 "С, средний условный диаметр ферритного зерна уменьшается на ~1 мкм, а величина стандартного отклонения уменьшается на 0,06 мкм (рис. 12, а), что свидетельствует об уменьшении разно-зернистости конечной микроструктуры. В результате, предел текучести повышается на -25 Н/мм2 (рис. 12, 6), а критическая температура хрупкости Г80понижается на -10 °С. Измельчение зерна и повышение уровня механических свойств проката, в первую очередь, связано с уменьшением степени разупрочнения горячедеформированного аустенита во время технологической паузы между окончанием чистовой стадии деформации и началом ускоренного охлаждения.

Экспериментально установлено, что при понижении температуры начала УО от нижней части у-области (выше 755 °С) в верхнюю часть у+а-области (ниже 750 °С) в конечной микроструктуре проката одновременно увеличивается доля высокотемпературных продуктов аустенитного распада и появляются участки грубой углеродсодержащей фазы, которые образуются в результате перераспределения углерода от вновь образованных ферритных зерен в переохлажденный аустенит при медленном охлаждении. В результате происходит снижение предела текучести на -20^25 Н/мм2 и ухудшение хладостойкости проката. С понижением температуры окончания УО (Г ) от 590 до 400 °С предел текучести и временное сопротивление повышаются на -160 Н/мм2 Однако, ударная вязкость /\СУ"80 понижается на -150 Дж/см2, что говорит, по существенном снижении хладостойкости исследуемой стали.

Температурный интервал УО = 850-590 "С, ДТ=30 °С

Температурный интервал УО = 770-590 "С, ДТ=80 °С

Рис. 11. Микроструктура Стали № 2 после различных режимов ускоренного охлаждения, СЭМ, х1500

Полученные в главах 4 и 5 экспериментальные данные применимы не только для поиска оптимального режима КП+УО, но и указывают на существенную неравномерность механических свойств при неравнозначных условиях охлаждения по длине раската. Задача уменьшения неравномерности свойств раскатов длиной более 24 м может быть решена оперативной корректировкой режимов УО. Например, если температура окончания деформации переднего конца раската ниже заднего на 20 °С, тогда, соответственно, температура начала ускоренного охлаждения заднего конца раската должна быть выше на -20 "С, либо температура окончания УО должна быть ниже на 15-20 °С. Тем не менее, при корректировке режимов УО следует помнить о том, что ускоренное охлаждение части

.........................

1 «

- — -

а

•-редник условный д.йкч'н.' ч

60 20 100

I Ожидаемое ошлонсиие

Температурная паум ДТ между окончанием деформации и каналом ускоренною охлаждения, °С

г г

а, а

а с

700 650 600 550 500

Тк.п-350"-:

0 20 .10

- Чр ¡'(ЭПрлтиП'Н'П

60 Э0

-й- Пр то«

Температурная пауза йТ между окончанием деформациям началом ускоренного охлаждения, т

Рис.12. Влияние температурной паузы ЛТ на измельчение зерна и разнозернистость микроструктуры (а), прочность (б)

исследуемой Стали №2

раската из у-области, а второй части - из у+а-области может привести к существенным изменениям в параметрах конечной микроструктуры, что, в конечном счете, негативно отразится как на уровне, так и на степени равномерности механических свойств проката по его длине. Поэтому ускоренное охлаждение по всей длине раската необходимо начинать из у-области или при соблюдении некоторых условий (например одновременное начало охлаждения всего раската) - из у+а-области.

В шестой главе приведены результаты исследований влияния температуры, скорости и степени деформации в у- и у+а-областях на напряжение течения трубных сталей различного химического состава. Экспериментально показано, что среднее напряжение течения (а) исследованных сталей с понижением температуры деформации в интервале температур КП изменяется немонотонно: есть температурный интервал, в котором приращение <т временно прекращается из-за изменения типа кристаллической решетки (рис. 13).

Анализ диаграмм горячей деформации сжатием в координатах «истинное напряжение а - истинная деформация е» показал, что полученные кривые можно условно разделить на три типа. Кривые первого типа соответствуют протеканию динамической рекристаллизации в ходе деформации. Кривые второго (промежуточного) типа появляются при отсутствии как рекристаллизации аустенита, так и его фазового превращения. Кривые третьего типа связаны с превращением аустенита в феррит. На основании полученных данных можно заключить, что, во-первых,

Рис.13. Зависимости среднего напряжения течения при горячем одноосном сжатии (а) и горячей продольной прокатке (6) низкоуглеродистых сталей

в реальных условиях при черновой стадии контролируемой прокатки динамическая рекристаллизация отсутствует, во-вторых, ниже определенной температуры (Гг) в у-области статическая рекристаллизация не протекает.

Показано, что коэффициенты скоростной и температурной чувствительности среднего напряжения течения (о) существенно зависят от температуры, степени и скорости деформации, в результате чего можно утверждать, что существующие упрощенные аналитические зависимости среднего напряжения течения типа

а = Ае~а1 гь ит (1),

(где £ - температура деформации, °С; и - средняя скорость деформации, с"1; г - относительная деформация, %; А, а,Ь,т- эмпирические коэффициенты для низкоуглеродистых микролегированных сталей) могут быть использованы только в интервале Т^-ЦА^+5-гЮ °С). В области температур у—»а-превращения упрощенные аналитические уравнения для расчета среднего напряжения течения низкоуглеродистых микролегированных сталей неприменимы.

Предложено использование в уравнениях по расчету а поправок в коэффициентах температуры (рис. 14, а) и скорости (рис. 14, б) деформации, определенных в соответствии с уравнением (1) по уравнениям (2) и (3).

31по Д1по

Ы И,Е А t

51по Д1по

Э1п и Д1пи

Использование поправок позволяет повысить точность расчета ст. Кроме того, появляется возможность в промышленных условиях контролировать микроструктурные изменения, протекающие в ходе деформации при КП, что является важным фактором при комплексном анализе влияния режимов КП на микроструктуру и механические свойства трубных сталей.

В седьмой главе представлены результаты опытно-промышленного производства на толстолистовом стане 5000 ОАО «Магнитогорский металлургический комбинат» проката класса прочности К60.

На основании результатов проведенных исследований разработаны рекомендации по повышению эффективности технологии производства проката класса прочности К60, используемого для изготовления магистральных труб диаметром 1420 мм с толщиной стенки 26,4 мм для газопровода «Бованенково-Ухта».

0,003

0,006 а £ 0,004

I !

г | о.оог

-ода

-0,001

650 750 850 950 1050 Температура,'С

0,2 •

0,16

г6

S ? 0.12

§г

а

m 7

Ü.ÜS

0,04

650 750 850 950 1050 Температура,'С

Рис. 14 Зависимости коэффициентов температурной (я) и скоростной (б) чувствительности среднего напряжения течения от температуры и степени деформации для Стали №2

Разработанные рекомендации имели целью максимально измельчить и эффективно осуществить наклеп зерна аустенита перед началом УО. Разработан усовершенствованный технологический режим как черновой, так и чистовой стадий прокатки. В частности, для повышения степени наклепа горячедеформированного аустенита в интервале Г +А повысили суммарное обжатие на чистовой стадии прокатки в результате увеличения кратности подката до 6; для максимального измельчения зерна аустенита после черновой стадии деформации, а также компенсации потерь в величине суммарного обжатия на черновой стадии прокатки увеличили значения частных деформаций сокращением активных проходов на черновой стадии прокатки с 6 до 5; для повышения степени высокотемпературного наклепа горячедеформированного аустенита в температурном интервале отсутствия рекристаллизации понизили температурный интервал чистовой стадии деформации до Аг3+(20-нЗО °С) и др. Также предложен ряд технологических мероприятий для предотвращения возможности протекания процессов разупрочнения горячедеформированного аустенита после окончания деформации в нижней части у-области.

Вышеперечисленные рекомендации внедрены в производство. Для промышленного опробования рекомендаций, касающихся межстадийного охлаждения, необходимо проведение дополнительных мероприятий по модернизации и перенастройке оборудования прокатного стана 5000.

По результатам опытных прокаток показано, что внедренные рекомендации по повышению эффективности технологии производства про-

ката толщиной 26,4 мм класса прочности К60 позволили повысить дисперсность и уменьшить разнозернистость конечной ферритно-бейнит-ной микроструктуры благодаря оптимизации структурного состояния аустенита и его сохранения перед началом ускоренного охлаждения. Это благоприятно отразилось на прочности и хладостойкости металла при испытании падающим грузом (ИПГ) готового проката. Статистическая обработка результатов механических испытаний проката показала, что после внедрения скорректированных по разработанным рекомендациям режимов производства прирост прочностных свойств опытного проката составил в среднем 20+25 Н/мм2, а количество вязкой составляющей в изломе образцов для ИПГ увеличилось в среднем на 26 % (абс.).

Механические свойства толстолистового проката отвечали техническим требованиям к листам для труб класса прочности К60 для магистрального газопровода «Бованенково-Ухта» и имели следующие значения (мин+макс/средн.): предел текучести стт = (540+560)/554 Н/мм2; временное сопротивление св = 620+650/638 Н/мм2; относительное удлинение 65 = (22,8+25,0)/23,6 %; отношение предела текучести к временному сопротивлению от/ав = (0,84+0,88)/0,86; ударная вязкость КСЧ при минус 20 °С = (230+260)/246 Дж/см2; ударная вязкость КСУ при минус 40 "С = = (179+224)/202 Дж/см2; доля волокна в изломе образцов при испытании падающим грузом при - 20 °С = (91+97)/94 %. Промышленные партии проката (-30 тыс. тонн), изготовленные по усовершенствованной технологии, отгружены на ОАО «Выксунский металлургический завод», где из них были изготовлены электросварные трубы размерами 1420x26,4 мм для газопровода «Бованенково-Ухта».

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Изучено влияние параметров контролируемой прокатки, на формирование структуры горячедеформированнОго аустенита, микроструктуру и механические свойства низкоуглеродистых микролегированных сталей; уточнены характер и механизмы влияния ключевых параметров процесса; разработаны рекомендации по совершенствованию технологии, которые с положительным результатом использованы при освоении производства проката класса прочности К60 на стане 5000 ОАО «Магнитогорский металлургический комбинат».

2. Установлено, что на черновой стадии прокатки для эффективного измельчения зерна рекристаллизованного аустенита (до 22+24 мкм) требуется не менее четырех частных деформаций с е > 12 %. При завершении стадии проходами с г < 8 % происходит существенное укрупнение зерна аустенита (на -5+7 мкм).

3. Показано, что на чистовой стадии прокатки:

- при увеличении суммарной степени деформации в интервале от 30 до 80 % средний диаметр 880+820 °С ферритного зерна уменьшается от 8,3 до 4,9 мкм. Предел текучести повышается на -40+50 Н/мм2, критическая температура хрупкости Т80 понижается более чем на 35 °С;

- с понижением температурного интервала деформации в области Г г+Лд (940+770 °С) удельная эффективная поверхность границ раздела зерен суммарно повышается в -1,5+2 раза за счет уменьшения размера зерна в направлении толщины проката, увеличения количества двойников деформации, уменьшения угла ориентировки двойников по отношению к оси прокатки от -70+85° до -5+15°. При ферритно-перлитной микроструктуре это приводит к измельчению (~ на 2 мкм) и повышению однородности зерна феррита, повышению стт на -35+40 Н/мм2, понижению Тт на -15 °С. При ферритно-бейнитной микроструктуре размер ферритного зерна уменьшается на -1 мкм, ст. повышается на -50 Н/мм2, а Г80 понижается на -20 °С;

- увеличение степени деформации за проход в интервале температур Тп±АгЪ приводит к измельчению ферритного зерна, что связано с повышением 5у и, соответственно, увеличением количества мест зарождения зерен феррита. Влияние степени деформации на измельчение зерна усиливается при снижении температуры деформации: с увеличением г от 12,5 до 67 % при температуре 920 "С средний размер ферритного зерна уменьшается на -1,3 мкм, а при температуре 820 "С на -1,8 мкм;

- даже пятикратное суммарное обжатие неэффективно с точки зрения измельчения ферритного зерна в случае неблагоприятной исходной (после черновой стадии прокатки) структуры аустенита. Малая суммарная деформация (менее 20 %) нерекристаллизующегося аустенита может только усилить неоднородность конечной микроструктуры.

4. При повышении скорости охлаждения от 0,4 до 1,1 °С/с в интервале температур между черновой и чистовой стадиями прокатки (1000+850 °С) в результате торможения собирательной рекристаллизации формируется более мелкое и однородное зерно аустенита. Благодаря этому в случае ферритно-перлитной микроструктуры размер зерна уменьшается на -2 мкм, ат повышается на -25+30 Н/мм2, понижается на -15+20 °С.

5. Уменьшение паузы ДТ между окончанием деформации и началом УО положительно сказывается на дисперсности феррито-бейнитной

микроструктуры, что связано с уменьшением степени аннигиляции дефектов в горячедеформированном аустените. При уменьшении &Тот 80 до 30 °С, размер зерна феррита уменьшается на -1 мкм, стт повышается на -25 Н/мм2, Т понижается на -10 °С.

6. Показано, что разнозернистость феррита снижается:

• на черновой стадии при исключении малых (менее 8%) частных обжатий в завершающих проходах и при интенсификации деформационного режима (при одинаковой суммарной степени деформации);

• на этапе межстадийной паузы с повышением скорости охлаждения подката от 0,4 до 1,1 "С/с;

• на чистовой стадии при понижении температуры деформации и повышении суммарной степени деформации в интервале Тт+Аг3;

• при уменьшении паузы ДТ между окончанием деформации и началом ускоренного охлаждения, особенно при Тнуо <АЛ.

7. Методом горячей продольной прокатки и испытаниями на сжатие установлено, что среднее напряжение течения (а) исследованных сталей с понижением температуры деформации в интервале 1050+680 "С изменяется немонотонно, что обусловлено у—>а-превращением. Коэффициенты скоростной и температурной чувствительности о зависят от температуры, степени и скорости деформации. Поэтому существующие упрощенные аналитические зависимости а для низкоуглеродистых микролегированных сталей могут быть использованы только в интервале Тт+{АЛ+5+10 °С). При расчете а необходимо вводить поправки в коэффициенты температуры, степени и скорости деформации, что позволит повысить точность расчетов ст в условиях промышленного производства.

8. Разработан комплекс рекомендаций для повышения дисперсности микроструктуры и уровня механических свойств проката, включающий в себя:

• увеличение (> 12 %) частных обжатий в четырех последних проходах черновой стадии прокатки;

• повышение суммарного обжатия в чистовой стадии прокатки в интервале Г Г+Лг3;

• увеличение скорости охлаждения подката до 1,0 "С/с в температурном интервале 950+850 °С;

• завершение чистовой стадии деформации при Г я = Агъ+(20+30 °С);

• увеличение скорости прокатки в последнем проходе и транспортировки проката к установке контролируемого охлаждения;

• начало ускоренного охлаждения при температуре Лг3+(5+10 °С).

9. Разработанные рекомендации использованы на стане 5000 ОАО «Магнитогорский металлургический комбинат» при освоении производства листов толщиной 26,4 мм класса прочности К60 для электросварных труб диаметром 1420 мм магистрального газопровода «Бова-ненково - Ухта», что позволило в сравнении с текущей технологией повысить прочностные свойства проката в среднем на 20+25 Н/мм2, а количество вязкой составляющей в изломе образцов для ИПГ увеличить в среднем на 26 % (абс.). Листы имели следующие механические свойства:

стт = 540+560 Н/мм2; а = 620-5-650 Н/мм2; 65 = 22,8+25,0 %; а/ств = 0,84+0,88; КСУ-20 = 230+260 Дж/см2; КСЧ'т = 179+224 Дж/см2; доля волокна в изломе образцов при ИПГ"20 = 91+97 %. По усовершенствованной технологии произведено ~30 тыс.т проката.

Основное содержание работы изложено в следующих публикациях;

1. Пемов И.Ф., Голи-Оглу Е.А., Якушев Е.В., Чижов В.М., Зырянов В.В.

Совершенствование технологии производства стали штрипсовых марок на стане 2800 ОАО «Уральская сталь» // Металлург. 2010. № 7. С. 35 -41.

2. Эфрон Л.И., Морозов Ю.Д., Голи-Оглу Е.А. Влияние режимов контролируемой прокатки на структуру и свойства микролегированных сталей для труб большого диаметра // Металлург. 2011. № 1. С. 69-74.

3. Эфрон А.И., Морозов Ю.Д., Голи-Оглу Е.А. Влияние режимов контролируемой прокатки на измельчение структуры и комплекс механических свойств низкоуглеродистых микролегированных сталей // Сталь. 2011. № 5. С. 67-72.

4. Голи-Оглу Е.А., Борцов А.Н., Ментюков К.Ю. Исследование сопротивления пластической деформации низкоуглеродистых микролегированных сталей в интервале температур чистовой стадии контролируемой прокатки // Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2011. № 2. С. 31 - 35.

5. Голи-Оглу Е.А., Эфрон Л.И., Морозов Ю.Д. Влияние режимов контролируемой прокатки на состояние горячедеформированного аустенита, конечную структуру и свойства низкоуглеродистых микролегированных конструкционных сталей // Научно-технический семинар «Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов». Москва. 26-28 октября 2011 г. Тезисы докладов. - М: НИТУ «МИСиС», 2011. С. 94.

6. Эфрон Л.И., Поляк Е.И., Голи-Оглу Е.А., Борцов А.Н., Ментюков К.Ю. Сопротивление деформации низкоуглеродистых микролегированных сталей при горячей обработке давлением // Сталь. 2011. № 12. С. 55 -60.

7. Морозов Ю.Д., Пемов И.Ф., Голи-Оглу Е.А., Нижельский Д.В. Влияние скорости охлаждения подката при контролируемой прокатке на состояние горячедеформированного аустенита, конечную микроструктуру и механические свойства микролегированной стали. Часть 1 // Металлург. 2011. № 12. С. 49-56.

Подписано в печать 23.01.12. Формат 60x841/16 Бумага офсетная. Усл. печ. л. 1,0. Тираж 100 экз. Заказ № 110 Отпечатано в ЗАО «Металлургиздат» 105005, г. Москва, 2-я Бауманская ул., 9/23

61 12-5/1506

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

На правах рукописи

ГОЛИ-ОГЛУ ЕВГЕНИЙ АЛЕКСАНДРОВИЧ

ВЛИЯНИЕ РЕЖИМОВ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРНОЕ СОСТОЯНИЕ ГОРЯЧЕДЕФОРМИРОВАННОГО АУСТЕНИТА И СВОЙСТВА ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ

Специальность 05.16.01 - «Металловедение и термическая

обработка металлов и сплавов»

ДИССЕРТАЦИЯ

на соискание ученой степени кандидата технических наук

Научный руководитель: доктор технических наук Эфрон Леонид Иосифович

Москва, 2012

ОГЛАВЛЕНИЕ

Стр.

Введение....................................................................................................................................................................7

Глава I. Литературный обзор..............................................................................................................17

1.1 Требования к современным сталям для газонефтепроводных труб большого диаметра................................................................................................17

1.2 Термомеханическая обработка, как способ получения высокопрочных сталей для труб большого диаметра........................23

1.2.1 Контролируемая прокатка, как вид термомеханической обработки...............................................................................24

1.2.2 Нагрев металла под прокатку......................................................................................25

1.2.3 Пластическая деформация аустенита. Черновая стадия деформации..................................................................................................................................28

1.2.3.1 Рекристаллизация аустенита........................................................................................30

1.2.3.2 Удельная эффективная поверхность границ раздела в аустените..........................................................................................................................................36

1.2.4 Межстадийное охлаждения между стадиями деформации............40

1.2.5 Чистовая стадия пластической деформации................................................40

1.2.6 Ускоренное охлаждение..................................................................................................44

1.3 Измельчение зерна, как уникальный механизм упрочнения стали..................................................................................................................................................47

1.4 Влияние состояния аустенита на микроструктуру продуктов

у—>а-превращения..................................................................................................................48

Выводы по главе 1........................................................................................................................................52

Глава 2 . Материалы и методы исследования....................................................................53

2.1 Материалы исследования................................................................................................53

2.2 Режимы обработки................................................................................................................54

2.2.1 Моделирование температурно-деформационных режимов

контролируемой прокатки в условиях лабораторного

прокатного комплекса........................................................................................................54

2.2.1.1 Изучение влияния деформационных режимов черновой стадии контролируемой прокатки на измельчение зерна и однородность рекристаллизованного аустенита................... 60

2.2.1.2 Влияние скорости охлаждения в интервале температур между черновой и чистовой стадиями контролируемой прокатки на микроструктуру и свойства низкоуглеродистой микролегированной стали............................................... 61

2.2.1.3 Изучение влияния частных деформаций за проход и условий последеформационной выдержки в интервале Тпг - Аг3 на формирование конечной микроструктуры микролегированной стали.......................................................................... 61

2.2.2 Моделирование технологических этапов контролируемой прокатки на деформационном дилатометре......................... 63

2.2.2.1 Влияние скорости охлаждения в интервале температур между черновой и чистовой стадиями контролируемой прокатки на микроструктуру и свойства низкоуглеродистой микролегированной стали............................................... 63

2.2.3 Моделирование технологических этапов КП на испытательной машине С1ееЫе 3500...................................................... 65

2.3 Методики исследования.................................................. 66

2.3.1 Методы исследования сталей и сплава................................ 66

2.3.2 Определение механических свойств низкоуглеродистых сталей........................................................................ 68

Глава 3. Влияние параметров деформации выше температуры остановки рекристаллизации (Тпг) на состояние горячедеформированного аустенита, конечную микроструктуру и свойства низкоуглеродистых

микролегированных сталей......................................................... 69

3.1 Влияния структурного состояния горячедеформированного аустенита на микроструктуру и механические свойства низкоуглеродистой стали................................................ 69

3.1.1 Влияние структурного состояния горячедеформированного аустенита на особенности формирования феррито-перлитной микроструктуры........................................................... 70

3.1.2 Влияние структурного состояния горячедеформированного аустенита на особенности формирования микроструктуры

76

промежуточного типа превращения..................................

3.2 Влияние деформационных режимов черновой стадии контролируемой прокатки на измельчение зерна и однородность рекристаллизованного аустенита................... 77

3.3 Влияние скорости охлаждения в интервале температур между черновой и чистовой стадиями контролируемой прокатки на микроструктуру и свойства низкоуглеродистой микролегированной стали............................................... 81

3.3.1 Исследование структуры горячедеформированного аустенита..................................................................... 82

3.3.2 Исследование феррито-перлитной микроструктуры и механических свойств низкоуглеродистой микролегированной стали.......................................................................... 83

3.3.3 Исследование микроструктуры промежуточного типа превращения после ускоренного охлаждения низкоуглеродистой микролегированной стали.................... 89

Выводы по главе 3.................................................................... 93

Глава 4. Влияние параметров деформации в температурном интервале

Тпг - Аг3 на состояние горячедеформированного аустенита, конечную

микроструктуру и свойства низкоуглеродистых микролегированных

сталей................................................................................... 95

4.1 Влияние степени и температуры деформации за проход на микроструктуру низкоуглеродистой стали............................ 95

4.2 Влияние выдержки при постоянной температуре в интервале Тпг-Аг3 на микроструктуру низкоуглеродистой

стали.......................................................................... 98

4.3 Влияние температурных интервалов чистовой стадии деформации на структурное состояние горячедеформированного аустенита, микроструктуру и свойства низкоуглеродистой стали.................................... 101

4.3.1 Изучение влияния температурных интервалов чистовой стадии деформации на структурное состояние горячедеформированного аустенита.............................................. 102

4.3.2 Изучение влияния температурных интервалов чистовой стадии деформации на формирование феррито-перлитной микроструктуры и свойств низкоуглеродистой стали............. 109

4.3.3 Изучение влияния температурных интервалов чистовой стадии деформации на формирование феррито-бейнитной микроструктуры и свойств низкоуглеродистой стали............ 114

4.4 Влияние параметров последеформационного охлаждения в интервале Тпг-Аг3 на микроструктуру и свойства низкоуглеродистой стали................................................ 120

Выводы по главе 4................................................................... 123

Глава 5. Исследование влияния режимов ускоренного охлаждения после

контролируемой прокатки на микроструктуру и свойства

низкоуглеродистых микролегированных сталей............................... 125

5.1 Исследование влияния паузы между окончанием деформации и началом ускоренного охлаждения на микроструктуру и свойства низкоуглеродистой стали.................................... 126

5.2 Изучение особенностей формирования микроструктуры и комплекса механических свойств низкоуглеродистой стали при начале ускоренного охлаждения из у- либо у+а-области......... 131

5.3 Изучение влияния температуры прерывания ускоренного охлаждения на микроструктуру и свойства низкоуглеродистой микролегированной стали............................................... 135

с

- разработать и опробовать в промышленных условиях рекомендации по повышению эффективности процесса производства низкоуглеродистых микролегированных сталей с точки зрения получения высокого уровня механических свойств толстолистового проката.

Объектом_исследования являлись низкоуглеродистые

микролегированные трубные стали, широко используемые при производстве толстолистового прокатка класса прочности К52-К65, используемого для изготовления газонефтепроводных магистральных труб большого диаметра. В качестве модельного материала для прямого анализа влияния технологии КП на особенности формирования структуры аустенита использовали железоникелевый сплав 66,5%Ре-31,3%№ (далее Ре-№).

Предметом исследования являлось: определение влияния технологических режимов черновой, чистовой стадий контролируемой прокатки, а также межстадийного и окончательного ускоренного охлаждения на особенности формирования структуры горячедеформированного аустенита, конечной микроструктуры и комплекса механических свойств низкоуглеродистых микролегированных сталей; изучение влияния температурно-деформационных режимов КП в у- и у+а-области на физико-механические свойства низкоуглеродистых микролегированных трубных сталей различных систем легирования; разработка, опробование и внедрение в промышленное производство рекомендаций по повышению эффективности технологии КП толстолистового трубного проката, разработанных по результатам проведенных экспериментов.

Диссертация изложена на 195 стр., состоит из введения, 7 глав, основных выводов, списка литературы из 168 наименования и приложений; содержит 37 таблиц и 96 рисунка.

В первой главе проанализировано влияние основных технологических этапов контролируемой прокатки на особенности формирования микроструктуры низкоуглеродистых микролегированных сталей. Проанализированы различные методы расчета удельной поверхности границ

Выводы по главе 5....................................................................

Глава 6 Исследование влияния температуры, скорости и степени деформации в у- и у+а-области на напряжение течения

низкоуглеродистых микролегированных сталей.............................. 143

Выводы по главе 6.................................................................... 154

Глава 7. Разработка и опробование в промышленных условиях технологических рекомендаций с целью повышения эффективности технологии контролируемой прокатки для улучшения прочности и

хладостойкости тол сто листового проката....................................... 157

7.1 Толстолистовой прокат класса прочности К60 для изготовления электросварных труб размерами 1420x26,4 мм для

магистрального трубопровода «БОВАНЕНКОВО-УХТА»........ 157

Выводы по главе 7.................................................................... 171

Общие выводы......................................................................... 173

Список литературы................................................................... 177

ПРИЛОЖЕНИЕ........................................................................ 194

На сегодняшний день, переход на современную технологию контролируемой прокатки, главными особенностями которой является окончание пластической деформации в нижней части у-области и применение ускоренного охлаждения, позволяет усовершенствовать структурное состояние стали, и тем самым, оказать существенное влияние на комплекс механических и инженерных свойств низкоуглеродистой микролегированной конструкционной стали.

Цель диссертационной работы - повышение эффективности процесса термомеханической обработки путем оптимизации ряда ключевых этапов технологии для измельчения зерна и повышения однородности микроструктуры за счет формирования оптимального структурного состояния горячедеформированного аустенита перед началом у^а-превращения. Разработка и опробование в промышленных условиях технологических рекомендаций для улучшения прочности и хладостойкости толстолистового проката.

Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:

- изучить влияние различных стратегий деформации в черновой стадии на размер и однородность зерна рекристаллизованного аустенита;

- определить оптимальное с точки зрения измельчения зерна соотношение деформаций в черновой и чистовой стадиях прокатки;

- изучить влияние температурно-скоростных режимов межстадийного охлаждения на микроструктуру и механические свойства стали;

- установить влияние степени, скорости и температурного интервала деформации в области отсутствия рекристаллизации на формирование структуры аустенита, конечной микроструктуры и механических свойств стали и определить механизм влияния;

- изучить влияние технологической паузы между окончанием деформации и началом ускоренного охлаждения на микроструктуру и свойства стали;

- разработать и опробовать в промышленных условиях рекомендации по повышению эффективности процесса производства низкоуглеродистых микролегированных сталей с точки зрения получения высокого уровня механических свойств толстолистового проката.

Объектом_исследования являлись низкоуглеродистые

микролегированные трубные стали, широко используемые при производстве толстолистового прокатка класса прочности К52-К65, используемого для изготовления газонефтепроводных магистральных труб большого диаметра. В качестве модельного материала для прямого анализа влияния технологии КП на особенности формирования структуры аустенита использовали железоникелевый сплав 66,5%Ре-31,3%№ (далее Бе-М).

Предметом исследования являлось: определение влияния технологических режимов черновой, чистовой стадий контролируемой прокатки, а также межстадийного и окончательного ускоренного охлаждения на особенности формирования структуры горячедеформированного аустенита, конечной микроструктуры и комплекса механических свойств низкоуглеродистых микролегированных сталей; изучение влияния температурно-деформационных режимов КП в у- и у+а-области на физико-механические свойства низкоуглеродистых микролегированных трубных сталей различных систем легирования; разработка, опробование и внедрение в промышленное производство рекомендаций по повышению эффективности технологии КП толстолистового трубного проката, разработанных по результатам проведенных экспериментов.

Диссертация изложена на 193 стр., состоит из введения, 7 глав, основных выводов, списка литературы из 168 наименования, 37 таблиц и 96 рисунка.

В первой главе проанализировано влияние основных технологических этапов контролируемой прокатки на особенности формирования микроструктуры низкоуглеродистых микролегированных сталей. Проанализированы различные методы расчета удельной поверхности границ

раздела в аустените, среднего условного диаметра рекристаллизованного аустенитного зерна, температуры начала торможения рекристаллизации. Отмечен ряд нерешенных вопросов, связанных с влиянием температурно-деформационных режимов КП на структурное состояние горячедеформированного аустенита, конечную микроструктуру и свойства трубной стали. Исходя из этого определено основное направление исследований.

Во второй главе приведено описание и обоснование выбранных для исследований материалов; описана методика лабораторных экспериментов и исследований, проведенных диссертантом при выполнении диссертационной работы.

В третьей главе на прокатном стане Дуо 300 и деформационном дилатометре BAHR 805 исследовали влияние температурно-деформационных режимов КП выше температуры остановки рекристаллизации (Тпг) на структуру горячедеформированного аустенита, конечную микроструктуру и механические свойства низкоуглеродистой стали.

Определено, что предпочтительным структурным состоянием аустенита перед началом у—>а-превращения с точки зрения измельчения конечной структуры и повышения комплекса механических свойств низкоуглеродистой стали является наклепанное (деформированное) в сравнении с рекристаллизованным. Установлено, что случае феррито-перлитной микроструктуры, при увеличении суммарной степени деформации в чистовой стадии прокатки (880-820 °С) с 30 до 80 %, измельчается зерно феррита. В результате повышается прочность и хладостойкость исследуемой стали. Аналогичная ситуация наблюдается и в случае микроструктур промежуточного типа превращения.

Использование модельного Fe-Ni сплава позволило изучить влияние деформации на черновой стадии контролируемой прокатки на измельчение зерна и однородность рекристаллизованного аустенита. Обнаружено, что

зерно аустенита в черновой стадии контролируемой прокатки эффективно измельчается за счет прохождения полной рекристаллизации. Из результатов проведенных экспериментов следует, что двух частных деформаций с относительными обжатиями даже по 21 % недостаточно для эффективного измельчения зерна аустенита по механизму полной рекристаллизации. Для получения после черновой стадии прокатки однородной аустенитной структуры с мелким (-22^24 мкм) зерном необходимо не менее четырех частных деформац�