Влияние деформационной и термической обработки на структуру и свойства стали 10Г2ФБ с различным исходным состоянием

Тип работы:
Курсовая
Предмет:
Производство и технологии


Узнать стоимость

Детальная информация о работе

Выдержка из работы

План

Введение

1. Контролируемая прокатка

1.1 Влияние параметров контролируемой прокатки на структуру и свойства низкоуглеродистой низколегированной стали 10Г2ФБ

1.2 Влияние химического состава

2. Проблемы и решения структурной неоднородности (полосчатость), ее причины появления

3. Влияние термической обработки на структуру и свойства стали

4. Влияние исходной структуры стали после дополнительной термической обработки

Заключение

Список литературы

Введение

Современный уровень развития нефтегазового комплекса обуславливает высокие требования, предъявляемые потребителями к качеству и надежности трубной продукции. Постоянный рост объемов добычи, в том числе за счет освоений новых месторождений и новых регионов промышленной добычи, суровые климатические условия, снижение температуры эксплуатации до 40−60°С, требования экономичности строительства новых трубопроводов, увеличение рабочего давления до 8,4−15 МПа, обеспечение коррозионной стойкости и надежности магистральных трубопроводов постоянно поднимают планку требований к качеству труб. Благодаря действию этих факторов появляются новые тенденции в развитии запросов и потребностей компаний по добыче и транспортировке углеводородных энергоносителей. Сегодня эти компании хотят получать не просто трубы, соответствующие мировым стандартам качества, а продукцию, которая была бы приспособлена к химическим и температурным условиям добычи и транспортировки нефти и газа, экономила бы затраты потребителя трубной продукции. Поэтому при производстве труб для нефтепроводов большое значение уделяется качеству исходной заготовки. В качестве исходной заготовки для производства труб обычно используется низколегированная сталь, поставляемая в горячекатаном состоянии, термообработанном после нормализации, нормализации с отпуском либо прокатанная по контролируемому режиму с ускоренным охлаждением или без него, а также углеродистая сталь. По способу изготовления трубы для магистральных трубопроводов подразделяются на бесшовные, сварные с продольным швом и сварные со спиральным швом. Бесшовные трубы применяют для трубопроводов диаметром до 426 мм. Обычная область применения сварных труб — трубопроводы диаметром 530 мм и выше. Трубы диаметром до 530 мм изготовляют из спокойных и полуспокойных углеродистых сталей. Для изготовления труб диаметром до 1020 мм применяют спокойные и полуспокойные низколегированные стали. Трубы больших диаметров изготовляют из низколегированных сталей в термически или термомеханически упрочненном состоянии. Сталь должна удовлетворять требованиям СНиП. Отношение предела текучести к временному сопротивлению должно быть не больше 0,8 -для низколегированных сталей. Металл труб не должен иметь трещин, расслоений, закатов.

Трубы для транспортировки жидкости, газа и сыпучих тел под давлением от 0,2 до 100 ат с каждым годом получают все большее распространение. Различают трубы низкого (до 10 ат), среднего (от 10 до 40 ат) и высокого (выше 40 ат) давления. В соответствии с техническими требованиями API-Spec-5L, 5LX и 5LS их изготовляют диаметром от 10,2 до 1219,2 мм и толщиной стенки от 1,73 до 25,4 мм.

Трубы низкого и среднего давления производят сварными с продольным или спиральным швом разных категорий прочности (табл. 1). Для трубопроводов высоких давлений применяют бесшовные трубы.

Таблица 1 — Механические свойства труб для транспортировки нефти и газа

Трубы для транспортировки нефти и газа, а также масел, бензина и воды, изготовляемые в соответствии с требованиями API, чаще всего предназначены для укладки под землей, иногда на ее поверхности. С помощью насосов, размещенных с интервалом от 15 до 100 км, вещество транспортируют к месту назначения.

Магистральные трубопроводы применяют давно, но в сороковых годах их строительство развернулось особо широко вследствие увеличения добычи нефти и газа. В этот период с целью экономии металла сочли возможным использовать более прочную сталь, но с уменьшенной толщиной стенки трубы без снижения рабочего давления в трубопроводах. Для улучшения механических свойств стали для трубопроводов применили ее легирование небольшими количествами ниобия, ванадия и титана.

Условиями стандарта API, которыми руководствуются при приемке труб для транспортировки нефти и газа, не оговариваются требования к пластичности стали в зависимости от климатических условий. Поэтому введены дополнительные испытания труб на ударную вязкость или на вязкий излом. Требования к характеру излома труб, предназначенных для транспортировки нефти и газа, в отдельных странах довольно различны:

Таблица 2

В последнее время наблюдается тенденция увеличения диаметра труб для магистральных трубопроводов.

В настоящее время для изготовления сварных труб для газо- и нефтепроводов больших диаметров применяют низколегированные стали с пределом текучести от 37 до 56 кгс/мм2.

Высокие пластические свойства этих сталей и ударная вязкость при низких температурах, а также хорошая свариваемость достигаются технологией введения в сталь соответствующих микродобавок в процессе ее плавки. Для осуществления качественной сварки при очень низких температурах все чаще применяют стали с весьма низким содержанием углерода (~0,02%). 1, с. 9]

Для удовлетворения высоких требований газовой промышленности к прочности, вязкости и сопротивлению хрупкому разрушению сталей, предназначенных для изготовления труб большого диаметра созданы малоперлитные низколегированные стали, обладающие заданным комплексом свойств. К таким относятся стали 10Г2ФБ, 06Г2ФБ.

1. Контролируемая прокатка

1.1 Влияние параметров контролируемой прокатки на структуру и свойства низкоуглеродистой низколегированной стали 10Г2ФБ

Сварная труба на 99% состоит из основного металла и только на 1% - из сварного шва. Поэтому основные свойства труб обеспечиваются не на трубных, а на металлургических заводах и на прокатных станах, особенно в случае контролируемой прокатки. Высокопрочные низколегированные стали (ВНЛС) характеризуются низким содержанием углерода (0,06−0,12%). Кремний и марганец вводят примерно в количествах, отвечающих сталям класса 52−53 (DIN 17 100). ВНЛС содержат микролегирующие элементы, которые при комбинации термической и механической обработок в ходе нагрева слябов, горячей прокатки и охлаждения влияют на микроструктуру, размер зерна и свойства стали.

В отличие от обычных высокопрочных сталей, приобретающих оптимальные свойства после нормализации вслед за горячей прокаткой, стали, подвергаемые термомеханической прокатке, достигают их при обработке в ходе нагрева, прокатки и охлаждения. Поскольку ни один из этих процессов не может быть повторен, их необходимо строго контролировать, допуская отклонения от заданных параметров в узких пределах, чтобы не снизить эффект термомеханической обработки и качество продукции. В толкательной печи производится нагрев слябов до температуры, необходимой для горячей деформации. При этом стремятся, чтобы в металле произошло образование и гомогенизация аустенита, необходимое растворение сегрегаций микролегирующих элементов и не наблюдался чрезмерный рост зерна аустенита.

При термомеханической прокатке обеспечиваются:

Обычная горячая прокатка в интервале температур, при которых горячий наклеп немедленно снимается рекристаллизацией аустенита; проводят для уменьшения толщины подката и измельчения зерна;

Значительная деформация в интервале температур, при которых частично или полностью снимается наклеп и частично рекристаллизуется аустенит; проводят для формоизменения металла и создания основных предпосылок для достижения необходимых свойств.

Эвтектоидное г б — превращение. Целью процесса горячей прокатки также является дальнейшее измельчение микроструктуры. Для гарантии высокого качества всю необходимую информацию — от черновой прокатки сляба до прокатки полосы — разделяют на два вида: черновую и чистовую. Так, при температурах, при которых происходит полная рекристаллизация аустенита, черновая прокатка настолько снижает толщину сляба, что обеспечивает постоянную степень обжатия при чистовой прокатке независимо от конечной толщины полосы. Известно, что чем больше степень деформации за один проход, тем мельче зерно рекристаллизованного аустенита. Это благоприятно влияет на размер зерна феррита, от которого в свою очередь зависят свойства горячекатаной полосы. Черновая группа стана запрограммирована таким образом, чтобы обеспечить как можно большую деформацию за один проход. В конце черновой прокатки (при немедленной релаксации, зарождении и росте новых зерен аустенита) температура металла должна быть достаточной для продолжения термомеханической прокатки, когда последующая деформация задерживает рекристаллизацию. Каждый проход сильно снижает температуру, особенно в последних клетях НШС. Так как на этом этапе начинается процесс сдерживания рекристаллизации, необходимо обеспечить быстрое последовательное охлаждение при обжатиях в чистовых клетях, чтобы вызвать сильное вытягивание аустенитных зерен, большее, чем при чистовой прокатке. При контролируемой прокатке г б — превращение происходит в конце процесса деформации. Это достигается при определенной температуре конца прокатки. Критические параметры термомеханической прокатки зависят от температуры, ниже которой рекристаллизация не происходит сразу же вслед за наклепом; от суммарной деформации, проводимой ниже этой температуры, и от продолжительности чистовой прокатки, влияющей на получение конечной температуры (которая управляется скоростью прокатки). Отсюда параметрами прокатки являются: температура в (фиксированных) замеряемых точках, режимы обжатий и скорости прокатки.

После выхода из последней чистовой клети стана с заданной температурой полоса охлаждается на отводящем рольганге до температуры смотки, а затем до комнатной температуры на спокойном воздухе. Производство ВНЛС требует четкого соблюдения заданных условий охлаждения: скорости охлаждения, кривой охлаждения, температуры смотки. [2, с. 75]

Контролируемое охлаждение горячекатаной полосы влияет на микроструктуру, размер зерна и количества выделений, образующих из растворенных микролегирующих элементов. Это определяет свойства металла: предел текучести, временное сопротивление, относительное удлинение, поглощенную энергию и хрупкость разрушения.

За последнее время технология контролируемой прокатки была в значительной степени усовершенствована основными металлургическими фирмами мира. Недавно эта технология была принята развивающимися странами.

Путем соответствующего подбора режимов контролируемой прокатки и (или) ускоренного охлаждения можно подавить перлитное превращение, чтобы протекало только ферритное, бейнитное и мартенситное превращение в ниобиевой стали, легированной марганцем, никелем, молибденом, медью и бором. Мелкозернистый бейнит и островковый мартенсит, входящие в матрицу полигонального феррита, повышают его прочность, не повышая переходной температуры. Увеличение мелкозернистого бейнита и островкового мартенсита на один объемный процент повышает прочность стали на 2,5 и 16,2 МН * м-2 соответственно.

Мелкозернистые феррито-бейнитные стали используются для прямошовных труб прочностью 600−700 МН-м-2, диаметром 1219−1422 мм и толщиной стенки от 18,6 до 25,4 мм.

Феррито-перлитные стали применяются для газопроводных труб из-за своей высокой вязкости. Повышения их прочности до класса Х70 можно достичь: 1) измельчением зерна; 2) выделением карбонитридов ванадия и ниобия; 3) деформацией феррита в двухфазной г б -области. В последние годы возникла значительная потребность в более высокопрочных трубах с повышенным сопротивлением хрупкому разрушению для транспортировки газа под высоким давлением. Для арктических районов требуются трубы класса Х70, рассчитанные на давление газа до 10,0 МПа. Отмечается тенденция к снижению углеродного эквивалента, продиктованная требованиями к свариваемости. Например, для труб класса Х70 с толщиной стенки 25,4 мм требуются стали с углеродным эквивалентом ниже 0,34%. Использование сталей с феррито-перлитной структурой затруднено из-за необходимости получения высокой прочности (свыше класса Х70) и низкого углеродного эквивалента.

Бейнитные стали с молибденом известны как высокопрочные. Эти стали в основном содержат > 0,30% Мо и свыше 50% структуры является бейнитом. [3, с. 140]

За последние годы делались попытки производить микролегированные стали с оптимизированной микроструктурой за счет окончания прокатки при температурах, существенно превышающих температуру распада аустенита.

В стали с содержанием углерода 0,08% было достаточно наличия 0,08% ниобия для получения хороших вязкостных свойств и предела текучести, которые проявляются при температуре конца прокатки 1000 °C, используемой при производстве толстого листа толщиной 20 мм (рис. 1.1. 1).

В присутствии достаточного количества ниобия (0,08%) мелкозернистая микроструктура равноосного феррита может быть получена при температурах конца прокатки выше тех, которые полагают необходимыми для эффективной контролируемой прокатки. Аналогичные результаты получены на основании лабораторных исследований влияния ниобия на микроструктуру низкоуглеродистых сталей, деформированных в области температур, соответствующих температурам конца прокатки. Результаты этих исследований представлены на рис. 1.1.2 в сочетании с полученными данными других исследований и авторов статьи. [4, с. 63−67]

При температуре конца прокатки от 850 до 950 °C вязкостные свойства при низких температурах сочетались с прочностью 420 Н/мм2 (сталь категории Х60). Для получения более высокой прочности или более низкой температуры перехода должны использоваться более низкие температуры прокатки.

Рисунок 1.1 — Влияние температуры конца прокатки на механические свойства стали с 0,08% С и различным содержанием ниобия: 1- 1000 °C; 2 — 800 °С

Рисунок 1.2 — Механические свойства сталей с различным содержанием ниобия

В результате проведения лабораторных исследований в ЦНИИчермете изучены фазовые превращения в сталях легирования: С — Мп — V — Nb. Совместно комбинатом и институтом разработаны технические условия ТУ 14−1-5506−2005 на поставку опытной партии штрипса для изготовления труб классов прочности К42-К60 из сталей 10Г2ФБ и 12Г2СБ. Требуемые механические характеристики этих сталей обеспечиваются регламентированным содержанием хрома, ниобия и ванадия, низкими содержаниями серы, фосфора и азота, а также температурно-деформационным режимом прокатки. Слябы для прокатки нагревали до ~ 1200 — 1240 °C, что обеспечивало гомогенность стали и растворение микролегирующих элементов. В процессе прокатки в черновых группах клетей (= 15 — 40%) достигалось преобразование грубой литой структуры в аустенитную с равномерным зерном в результате многократной полной рекристаллизации. В процессе чистовой прокатки с ограниченным числом обжатий в очень короткий промежуток времени (суммарная деформация 70 — 75%) возникала структура аустенита с большим числом зародышей зерен феррита, что обеспечивало мелкое зерно феррита. [5, с. 76]

Торможение рекристаллизации аустенита происходило как под действием элементов, находящихся в твердом растворе (Nb, V), так и посредством выделяющихся при деформации карбонитридов (карбидов) ниобия. Наиболее эффективный элемент в этом отношении — ниобий: добавление его в сталь в количестве 0,05% повышает температуру полной рекристаллизации (Тр) аустенита, ниже которой она начинает замедляться, от ~ 800 до 1000 0С; при содержании 0,08 — 0,09% ниобия — до 1040 — 1050 °C. Поскольку при прокатке в чистовой группе клетей паузы между обжатиями малы, то выделение карбонитридов происходит лишь частично, т. е. часть ниобия и ванадия еще остается в твердом растворе, а при душировании и смотке полосы фазовый состав стали формируется окончательно и задается кинетика выделения частиц, обеспечивающих дисперсионное упрочнение металла. Изменением температуры смотки (Тсм) и применением различных типов распределения Тсм можно регулировать как фазовый состав стали, так и степень ее дисперсионного упрочнения. Фазовый состав определяют по деформационным термокинетическим диаграммам (ТКД) распада аустенита. [6, с. 69−72]

Для получения однородного фазового состава металла температура окончания прокатки (Ткп) должна соответствовать нижней части аустенитной области на всех участках полосы. Перспективной можно считать структуру игольчатого феррита, обусловливающую высокую прочность вследствие увеличения количества дислокаций и формирования субструктуры, доля дисперсионного упрочнения при этом несколько снижена. Такая структура стали формируется при пониженных значениях Тсм, соответствующих бейнитной области ТКД (< 600 °С), когда выделяются мелкодисперсные карбонитриды, а возможности их роста ограниченны. Таким образом, получению равномерного уровня дисперсионного упрочнения по длине полосы способствует применение дифференцированной температуры смотки по длине полосы при обеспечении стабильного фазового состава, особенно в концевых участках полосы [7].

В последние годы контролируемая прокатка рассматривается более широко, чем раньше, включает такие факторы, как схема прокатки, скорость охлаждения и др., и является одним из прогрессивных способов улучшения механических свойств низколегированных сталей. При контролируемой прокатке важно не только ограничение температуры конца прокатки (ниже 870−840°С), но и обеспечение определенной степени обжатия на последних пропусках (примерно до 30%), а также скорости охлаждения, причем фактические показатели зависят от мощности стана, толщины проката и ряда других факторов. При контролируемой прокатке количество пропусков и степень обжатия ниже определенной температуры устанавливаются в зависимости от толщины готового листа (для каждой толщины устанавливается и максимальная температура конца прокатки. Применением контролируемой прокатки достигается комплекс механических свойств, наблюдаемый у проката в нормализованном состоянии, а по переходной температуре такая сталь с модифицирующими добавками превосходит нормализованную [8, с. 134]

Для получения листового проката с мелкозернистой структурой необходимо осуществлять контроль за изменением размеров аустенитного зерна в процессе всего технологического цикла, начиная с аустенитизации при нагреве под прокатку. Анализ результатов лабораторных исследований показал, что добавка 0,02% Nb в сталь обеспечивает торможение роста аустенитного зерна при нагреве до 1150 °C, а добавка 0,06% Nb — при нагреве до 1200 °C (рис. 1. 3).

Аналогичное влияние оказывают на устойчивость аустенита при нагреве добавки никеля и хрома, а также повышенное количество марганца. Полученные результаты свидетельствуют о том, что температура нагрева заготовок под прокатку не должна превышать 12 200С. Кроме того, данной температуры достаточно, чтобы полностью перевести в твердый раствор весь ниобий (0,06%) при содержании в стали примерно 0,10%С.

Рисунок 1.3 — Зависимость величины зерна аустенита dА от температуры аустенитизации сталей, содержащих: — 1,3%Mn+0,02%Nb+ 0,007%V

Влияние температуры конца прокатки листов на прочность и вязкость стали показаны на рисунке 1.4. Как было установлено, в стали с низким содержанием марганца г б — превращение начинается при температуре около 8000С. В этом случае микроструктура листа, охлажденного на спокойном воздухе состоит из феррита с размером зерна 5−7мкм и перлита. При более низких температурах конца прокатки повышение прочностных характеристик происходит за счет наклепа уже сформировавшегося феррита.

Рисунок 1.4 — Зависимость характеристик прочности, пластичности и вязкости (В -доля вязкой составляющей в изломе) от температуры конца прокатки tкп стали с 0,10%С и 0,70%Mn, содержащей более 0,04%Nb (сплошные линии) и 0,02%Nb (штриховые линии)

С учетом того, что при снижении температур конца прокатки до температур ниже 8000С не происходит снижение вязкости сталей, можно рекомендовать для получения более высокой категории прочности понизить температуру конца прокатки листов толщиной 8−12мм до 7600С.

Тем не менее, такое снижение температур прокатки может привести к существенному повышению давления на валки при прокатке, что также необходимо учитывать. Как вариант решения этой проблемы, можно было бы порекомендовать повысить содержание ниобия в стали до 0,04−0,06%. Как было установлено, в такой стали прочность и вязкость значительно выше при более высоких температурах конца прокатки, чем у стали с 0,02%Nb. [9]

1.2 Влияние химического состава

Высокопрочные низколегированный стали получили заметное развитие в последнее десятилетие после того как было найдено оптимальное соотношение легирующих элементов, позволяющих получить хороший комплекс прочностных, пластических характеристик в сочетании с высокими показателями низкотемпературной вязкости и свариваемости при низкой стоимости и несложной технологии производства. Преимуществом использования стали с более высокими прочностными характеристиками является значительное снижение массы готовых конструкций. Вместе с тем, повышение прочности стали должно обязательно сопровождаться повышением ее вязкости. В таблице 2 приведен исследованный химсостав стали 10Г2ФБ с микродобавками различных элементов

Таблица 3 — Химический состав стали 10Г2ФБ (экспериментальный). Остальные элементы: 0,04%Nb, 0,25%Si, 0,002S, 0,03P, 0,04Al

Увеличение содержания марганца сопровождается ростом прочности и падением вязкости (KCV- 50%). Рост концентрации марганца способствует измельчению как ферритных зерен, так и второй фазы. Введение марганца свыше 1,7% приводит к образованию мелкозернистого бейнита и островкового мартенсита на местах перлита. Снижение переходной температуры Т50 связывается с измельчением зерна феррита и второй фазы. Увеличение прочности в основном является следствием роста объемной доли второй фазы. При содержании марганца 2,0% доля второй фазы не превышает 40%.

Увеличение содержания никеля повышает прочность и одновременно снижает Т50, что аналогично влиянию марганца. Это связывают с увеличением доли второй фазы и измельчением ее зерна и зерна феррита. Введение никеля свыше 0,6% приводит к замене перлита на бейнит и островковый мартенсит. Объемная доля второй фазы для сталей с 3,0% Ni составляет более 40%. При этом у стали с 3,0% Ni прочность около 800 МН * м-2 и Т50 ниже-130° С. С увеличением содержания меди от 0 до 0,5% размер зерна феррита не изменяется (около 6 мкм), но одновременно возрастает доля второй фазы (от 10 до 20%). Снижение количества азота от 0,008 до 0,001% увеличивает объемную долю второй фазы с 20 до 30% без изменения размера зерна Феррита. Такой прирост второй фазы приводит к увеличению прочности на 100 МНм м-2

Медленное охлаждение после контролируемой прокатки со скоростью 2 град/с эффективно только для увеличения прочности. Рост прочности сильнее зависит от температуры завершения ускоренного охлаждения, чем от его скорости. Скорость охлаждения на нее оказывает слабое влияние, так же как и температура окончания охлаждения. Микроструктура сильно изменяется в зависимости от температуры окончания охлаждения. Сталь, ускоренное охлаждение которой заканчивается при 5000, 3500 и 200С, характеризуется соответственно феррито-бейнитной (Ф + Б), феррито-бейнито-мартенситной (Ф + Б + М) и феррито-мартенситной (Ф + М) микроструктурой. Сталь в горячекатаном состоянии, охлажденная на воздухе (Г), имеет структуру Ф + П + Б.

При добавлении молибдена (NM) структура стали на основе С-Nb-V после ускоренного охлаждения представляет собой феррито-бейнитную смесь с большой долей бейнита и меньшей островкового мартенсита, чем в аналогичной стали без молибдена.

Введение марганца, молибдена, никеля, меди и бора и (или) использование ускоренного охлаждения после прокатки сталей с ниобием позволяет получать вторую фазу в виде бейнита или мартенсита на месте перлита в ферритной матрице. Мелкозернистый бейнит и островковый мартенсит в виде второй фазы приводят к повышению прочности без изменения T50. Высокая вязкость связывается с мелким зерном бейнита и мартенсита (6 мкм). Крупнозернистый бейнит, особенно тот, что находится в пределах границ исходного аустенита, ухудшает вязкость стали. Образование крупнозернистого бейнита происходит из-за недостаточного снижения температуры прокатки, т. е. если температура прокатки была выше диапазона, где не происходит рекристаллизация аустенита Для стали с 1,6% Мп, чтобы получить T50 ниже минус 80 °C, необходимы обжатия свыше 40%, тогда как для стали с 1,9% Мп — свыше 50%. Это является следствием того, что повышение уровня легирования и (или) скорости охлаждения после прокатки приводит к некоторому огрублению бейнита или мартенсита. Важно измельчить зерно перед ферритным превращением, после которого вместо перлитного следует бейнитное и мартенситное превращения. Эта последовательность превращений может быть достигнута при соответствующем снижении температуры деформации до области, где аустенит не рекристаллизуется.

В ферритных сталей мелкозернистая вторая фаза может быть получена при правильном выборе легирования, режимов прокатки и скорости охлаждения. Увеличение объемной доли второй фазы повышает прочность без ухудшения вязкости.

Повышение содержания островкового мартенсита и мелкозернистого феррита на 1% увеличивает прочность на 16,2 и 2,5 МН * м-2 соответственно. Эти значения могут быть получены с применением ускоренного охлаждения или при увеличении легирования. Прочность сильнее зависит от температуры конца охлаждения в диапазоне скоростей 2−12 град/с, чем вязкость. При понижении этой температуры объемная доля мартенсита растет.

Феррито-бейнитные стали могут применяться для прямошовных труб классов Х70 и Х80 диаметром 1219−1422 мм и толщиной стенки от 18,6 до 25,4 мм, предназначенных для эксплуатации в условиях Севера.

Оба элемента, составляющие основу химсостава стали 10Г2ФБ — марганец и ниобий — повышают прочностные характеристики. При этом для получения хорошей низкотемпературной вязкости ниобий наиболее предпочтительнее. Результаты исследования комплексного влияния ниобия и марганца на характеристики прочности и вязкости приведены на рис. 1.5.

Данные результаты полностью подтверждают литературные данные о роли ниобия: малые добавки ниобия в количестве 0,02% увеличивают прочностные характеристики примерно на 100МПа. При более высоком содержании ниобия дальнейшее повышение прочности не так значительно. В литературных данных показано, что при повышение временного сопротивления разрыву ув за счет легирования ниобием в два раза меньше, чем повышение предела текучести ут. При использовании марганца наблюдается несколько иная картина: повышение ув значительно больше, чем ут. В случае микролегирования ниобием даже в малом количестве наблюдаемое повышение прочностных характеристик несколько выше, чем указано в литературе и составляет около 100МПа при повышении марганца на 1%. Таким образом установлено, что эффект легирования марганцем значительно повышается при микролегировании стали ниобием.

Повышение содержания в стали марганца и ниобия способствует улучшению вязкости. Однако при низком содержании марганца (менее 1%) даже повышенное количество ниобия не гарантирует получения высоких показателей ударной вязкости. Таким образом, для получения качественного листового проката с категорией прочности Х70/К60 необходимо обеспечить содержание марганца 1,30−1,50% и ниобия 0,04−0,06%. Такая сталь будет иметь частично бейнитную микроструктуру.

Рисунок 1.5 — Комплексное влияние марганца и ниобия на предел текучести ут (МПа), ударную вязкость КСV и долю волокна в изломе В (%) листовой стали. Цифры у кривых — значения соответствующих характеристик

сталь прокатка обработка нефтепровод

Таким образом, при микролегировании ниобием стали упрочняющий эффект марганца значительно повышается, что связано, по-видимому, с дополнительным измельчением зерна. При содержании ниобия около 0,02% предел текучести стали повышается на 100МПа. В этом случае удается достичь значительного экономического эффекта (16 долларов США за 1 т. стали) за счет замены добавки 1,00%Mn на 0,02%Nb.

Наиболее уместный шаг в развитии высокопрочных низколегированных сталей — это исключение использования углерода в качестве упрочняющего элемента, так как он отрицательно влияет не только на свариваемость, но и на вязкость стали (рис. 1. 6).

Рисунок 1.6 — Влияние различных факторов, вызывающих повышение предела текучести на изменение температуры вязко-хрупкого перехода Дtв. -хр

Упрочнение по остальным рассмотренным механизмам также оказывает отрицательное влияние на вязкость стали, кроме механизма измельчения зерна, который увеличивает как прочностные характеристики, так и вязкость металла. Таким образом, измельчение зерна — необходимый путь развития высокопрочных низколегированных сталей.

2. Проблемы и решения структурной неоднородности (полосчатость), ее причины появления

На практике стали в отличие от идеальных — неоднородны и несовершенны как по составу, так и по своему строению: макро-, микро- и тонкой структуре. Величина, характер и степень равномерности распределения этих несовершенств и определяет свойства реальных сплавов, их поведение в процессах обработки, их прочность и работоспособность в конкретных условиях службы деталей. Схематично неоднородность состава и несовершенства строения кристаллов и кристаллитов можно разделить на два вида: биографические и обработки.

Биографические несовершенства, прежде всего, связаны с исходным составом сплава и условиями его кристаллизации. Наиболее ярким примером такого несовершенства в реальных сталях является зональная и особенно дендритная ликвация, под которой понимается химическая неоднородность сплава в пределах одного кристалла (кристаллита). Большинство элементов в стали, включая углерод, ликвируют от оси дендрита к междуосным пространствам. Совместная ликвация элементов-примесей может и усиливать и ослаблять степень дендритной химической неоднородности легированных сталей.

Для потребителя стали важна не столько сама междендритная неоднородность стали, а связанная с ней полосчатость структуры, строчечное расположение отдельных ее составляющих (неметаллических включений, карбидов), анизотропность механических свойств деформированной стали. Степень анизотропности оценивают по величине отношения значения того или иного свойства (ув, ут, д, ш, ан), определенного при испытании образцов, вырезанных в направлении прокатки, к тем же характеристикам, определенным на образцах, вырезанных поперек направления течения металла.

Чем сильнее загрязнена сталь неметаллическими включениями (особенно нитевидной формы), чем больше в ней содержится карбидов, нитридов и других труднорастворимых соединений, тем ниже оказываются механические свойства стали в поперечном направлении.

Несовершенства обработки также могут влиять на развитие полосчатости в стали. Несовершенства обработки могут быть связаны с:

— процессами нагрева — аустенизации, гомогенизации и т. д. ;

— с условиями охлаждения;

— с процессами стабилизации сплава (отпуском, старением, коагуляцией карбидной фазы);

— со специально создаваемой химической или физической неоднородностью

Высокотемпературный нагрев — гомогенизация — в известной мере устраняет химическую неоднородность стали в пределах кристалла. Вместе с тем аустенизация, гомогенизация может приводить и к диаметрально противоположному процессу — к появлению неоднородности состава в микрообъемах при наличии в стали малых количеств поверхностно активных относительно железа (горофильных) элементов. Происходит образование концентрационной неоднородности в объеме зерна. С обогащением его граничных или межблочных зон каким-либо элементом или элементами, характерной особенностью которых является значительная разница в величинах их атомных радиусов, по сравнению с атомным радиусом растворителя (в стали — железа является проявлением внутренней адсорбции сплава. Перераспределение отдельных легирующих элементов (или примесей в объеме зерна при нагреве стимулируется способностью чужеродных атомов понижать избыточную энергию структурных неоднородностей. Особенно заметное влияние на свойства сплава оказывает внутренняя адсорбция тогда, когда в результате уменьшения поверхности грани: (например, при росте зерна аустенита в процессе высокотемпературное нагрева) концентрация горофильного элемента превзойдет (при выдержке или в процессе последующего быстрого охлаждения) предел растворимости. В этом случае становится возможным локальный распад твердое раствора с выделением дисперсных частиц избыточной фазы, хотя усредненный состав сплава еще далек от достижения предела растворимости.: Ванадий и ниобий являются элементами поверхностно активными относительно железа. Концентрационную неоднородность стали в микрообъемах нередко удается наблюдать при металлографическом исследовании с применением обычного или специальные методов травления. Обогащение границ зерен горофильными элементами, снижающими их поверхностную энергию, оказывает, согласно В. И. Архарову, огромное влияние на диффузионную способность стали и на уровень механических и химических свойств сплава в целом. [10, с. 52]

В процессе горячей обработки давлением слитка его дендритная структура разрушается и дендриты вытягиваются в направлении деформации. Междендритные пространства, содержащие большое количество примесей и неметаллических включений, также деформируются и образуются характерные волокна. Такое строение, называемое полосчатостью, влияет на механические свойства, главным образом на ударную вязкость; она выше в продольном направлении и ниже в поперечном направлении (по отношению к направлению течения металла при прокатке). В меньшей степени подобная полосчатость влияет на пластичность (относительное удлинение и сужение). Прочность и твердость не зависят от полосчатости. [11,с. 80]

Считалось, что применение контролируемой прокатки приводит к снижению производительности и к развитию текстурованного феррита, что способствует анизотропии свойств проката. Интенсивность такой анизотропии усиливается деформацией в феррито-аустенитной двухфазной области, таким образом, исключение этой операции могло привести к дальнейшему улучшению свойств.

При производстве стали 10Г2ФБ существует проблема получения минимального разброса свойств по длине полосы и нормируемого значения показателя ут/ув0,90. Большая однородность свойств обеспечивается, во-первых, стабильным фазовым составом стали в различных участках полосы и, во-вторых, одинаковой величиной дисперсионного упрочнения. Для получения однородного фазового состава металла температура окончания прокатки (Ткп) должна соответствовать нижней части аустенитной области на всех участках полосы. Перспективной можно считать структуру игольчатого феррита, обусловливающую высокую прочность вследствие увеличения количества дислокаций и формирования субструктуры, доля дисперсионного упрочнения при этом несколько снижена. Такая структура стати формируется при пониженных значениях Тсм, соответствующих бейнитной области ТКД (< 600 °С), когда выделяются мелкодисперсные карбонитриды, а возможности их роста ограниченны. Таким образом, получению равномерного уровня дисперсионного упрочнения по длине полосы способствует применение дифференцированной температуры смотки по длине полосы при обеспечении стабильного фазового состава, особенно в концевых участках полосы.

Наиболее эффективными средствами борьбы с анизотропией механических свойств на металлургическом заводе является совершенствование технологии производства стали и гомогенизация проката, обеспечение равномерного распределения карбонитридной фазы по длине проката для стали 10Г2ФБ.

3. Влияние термической обработки на структуру и свойства стали

Эффективным средством улучшения свойств низколегированной строительной стали является сочетание легирования с термической обработкой. При обеспечении скорости охлаждения минимальной устойчивости в аустенитной области проявляется возможность закалки низколегированной стали. В зависимости от химического состава низколегированной стали при закалке происходит превращение мартенситного или бейнитного типа. Как известно, легирующие элементы смещают начало мартенситного превращения в сторону более низких температур. При закалке стали 10Г2ФБ образуется бейнит. Сталь со структурой бейнита характеризуется весьма высокой прочностью и низкими характеристиками статической и динамической пластичности. Для повышения пластичности и улучшения свариваемости стали, т. е. минимального разупрочнения под влиянием термического цикла сварки необходим отпуск.

При контролируемой прокатке происходит изменение структуры стали.

Одним из важнейших параметров, влияющих на свойства (в частности ударную вязкость) сталей всех типов — является размер аустенитного зерна в конце черновой стадии прокатки. От него зависит размер зерна нерекристаллизованного аустенита при чистовой прокатке и, следовательно, размер ферритного зерна. Мелкозернистость феррита повышает прочность и вязкость всех сталей Нормализация является эффективным средством повышения ударной вязкости стали 10Г2ФБ в толстых сечениях, однако при этом упрочняющее влияние ниобия снижается:

Толщина листа, мм 10 20

ут кГ/мм2 40,5 37,5

ув, кГ/мм2 50,5 48,0

д10, % 26,0 26,0

ан-40, кГм/см2 5,6 7,4

Газо- и нефтепроводные трубы класса Х65 в основном производятся из сталей, полученных контролируемой прокаткой с 0,03%Nb и 0,06−0,09% V. Прочность достигается сочетанием мелкого зерна и дисперсионного твердения. Приблизительно 50% прочности, вносимой выделениями, теряется при изготовлении трубы и листы для труб этого класса обычно изготавливают с минимальным пределом текучести 470 Н/мм2.

Измельчение зерна, достигаемое контролируемой прокаткой, уменьшается при увеличении толщины листа, а дисперсионное упрочнение снижается из-за роста размера выделений.

Для создания трубопроводов с трубами класса прочности Х75, Х80 или Х85 исчерпаны пределы прочностных характеристик феррито-перлитных сталей. Для получения более высокой прочности применяются стали со структурой феррит + более прочная фаза. Технические требования на современные и на разрабатываемые стали направлены на снижение затрат производства. Для этого предусматривается ускоренное охлаждение стали в ходе прокатки листа в температурном диапазоне 850−6500С, т. е. перенесение условий прокатки непрерывного стана на листовой. В листах, прокатанных по таким режимам, может быть достигнута скорость охлаждения, достаточная для образования игольчатого феррита (бейнита). В таких случаях стали с низким содержанием ниобия и ванадия будут сильно дисперсионно упрочняться и достигать требуемой прочности.

Влияние температуры отпуска на свойства стали 06Г2ФБ при растяжении листов толщиной 32 мм и 14 мм показано на рис. 3.1. Повышение температуры нагрева под закалку листов толщиной 32 мм с 880 до 9300С способствует росту прочностных характеристик, небольшому снижению относительного удлинения и увеличению отношения ут/ув для всех исследованных температур отпуска. При этом ут и ув возрастают на 20−75 Н/мм2, относительное удлинение снижается на 2−5%, отношение ут/ув возрастает приблизительно на 0,05. Судя по полученным результатам, повышение температуры отпуска в исследованных пределах также не оказывает большого влияния на прочностные характеристики опытной стали, хотя видна некоторая тенденция к росту относительного удлинения при повышении температуры отпуска с 580 до 700 °C.

Для листов толщиной 14 мм эти зависимости выражены более четко. Так, с повышением температуры нагрева под закалку с 880 до 930 °C рост показателей прочности составил: 135−190 Н/мм2 (ут), 130−145 Н/мм2 (ув), 0,02−0,12 (ут/ув); д5 снизилось на 5−8% (см. рис. 3. 1).

Определена температурная зависимость ударной вязкости (работа удара KV, Дж) листов толщиной 14 и 32 мм из стали 06Г2ФБ. Металл сохраняет высокую хладостойкость до -700С. Доля вязкой составляющей в изломах ударных образцов при — 70 равна 100% для листов толщиной 14 мм и не менее 80% для листов толщиной 32 мм.

Влияние толщины листов из стали 06Г2БФ на ув, ут, ут/ув и д5 определено для состояния после закалки с отпуском. Температура нагрева под закалку 9500С, температура отпуска 600−6500С. (рис. 3. 3)

В состоянии поставки (закалка от 9500С, отпуск при 6500С) микроструктура листа толщиной 14 мм представляет собой смесь феррита (около 70%) и отпущенного бейнита (около 30%). В листах из той же стали толщиной 32 мм феррита около 85%, бейнита около 15%. (рис. 3. 2)

Таким образом, нормализация является эффективным средством повышения ударной вязкости стали 10Г2ФБ в толстых сечениях, однако при этом упрочняющее влияние ниобия снижается, повышение температуры нагрева под закалку листов способствует росту прочностных характеристик, небольшому снижению относительного удлинения и увеличению отношения ут/ув для всех исследованных температур отпуска, толщина листа влияет на рост ферритной составляющей в структуре стали, что приводит к падению прочностных свойств.

Рисунок 3.1 — Зависимость ут, ув, д5, ут/ ув от температуры закалки и температуры отпуска проб из низколегированной стали для листов толщиной 14 мм (кривая 1) и 32 мм (кривая 2)): — температура закалки 8800С;- температура закалки 930°С

Рисунок 3.2 — Микроструктура листов из низкоуглеродистой марганцовистой стали, легированной ниобием и ванадием, ув. 500: а-14 мм (примерно 70%Ф+30%Б); б-32 мм (примерно 85%Ф+15%Б) величина действительного зерна а-11балл, б-10,11

Рисунок 3.3 — Зависимость отношения ут/ув и относительного удлинения от толщины листов [12, с. 52]

4. Влияние исходной структуры стали после дополнительной термической обработки

Одним из перспективных направлений получения игольчатого феррита в количестве более 80% в исследованных сталях является повышение однородности распределения легирующих элементов в исходном аустените. С этой целью проводились исследования влияния длительности гомогенизирующей выдержки при температурах, близких к температуре начала черновой прокатки (т.е. температуре выравнивания концентрационной неоднородности по сечению листа), на количество, дисперсность и однородность распределения игольчатого феррита.

В исследуемых низкоуглеродистых сталях отечественного производства небольшие по площади участки со структурой игольчатого феррита были получены после прокатки при обычно практикуемой температуре Ас3 + 50 °C и охлаждения со скоростью порядка 18°С/с. Полосы игольчатого феррита располагались между чередующимися полосами доэвтектоидного феррита.

Статистические данные показывают, что увеличение продолжительности выдержки при нагреве под закалку способствует росту размера аустенитного зерна от 25 до 70 мкм и от 32 до 93 мкм в сталях 10Г2ФБ и 09Г2С соответственно (рис. 4.1.) На образцах, охлажденных на воздухе, наблюдается смешанная структура из феррита, небольшого количества перлита и островков округлой формы игольчатого феррита.

Рисунок 4.1 — Зависимость объемной доли образовавшегося игольчатого феррита Фиг (а) и размера зерна d (б) от продолжительности гомогенизирующей выдержки при 11 000С (последующее охлаждение — в масле) сталей 10Г2ФБ и 09Г2С

Тенденция интенсивного увеличения количества игольчатого феррита с ростом аустенитного зерна (рис. 4. 2) наблюдается при увеличении выдержки при 1100 °C до — 1 ч. Затем количество феррита стабилизируется или медленно растет с увеличением продолжительности аустенитизации.

Увеличение доли игольчатого феррита объясняется уменьшением удельного объема доэвтектоидного феррита и, кроме этого, снижением содержания углерода в нем при более низкой температуре. Уменьшение доли доэвтектоидного феррита с ростом аустенитного зерна связано с тем, что удельная площадь аустенитных границ на единицу объема снижается, следовательно, уменьшается количество зародышей доэвтектоидного феррита и его общий объем.

В процессе выдержки при 1100 °C (охлаждение в масле) стали 10Г2ФБ в интервале от 1 до 4 ч и стали 09Г2С от 1,5 до 4 ч количество игольчатого феррита стабилизируется и его объемная доля составляет 80 — 85 и — 75% соответственно.

Рисунок 4.2 — Зависимость объемной доли образовавшегося игольчатого феррита Фиг (а) и размера зерна аустенита d (б) от продолжительности гомогенизирующей выдержки при 11 000С (после выдержки проводили деформацию с е=30% при 11 000С и охлаждали в масле)

Таким образом, подобная термообработка способствует выделению большего количества игольчатого феррита в структуре и упрочнению проката из стали 09Г2С и 10Г2ФБ при сохранении удовлетворительного уровня пластических свойств. [13, с. 30]

В связи со сложностью производства высокопрочного толстого листа с низким Рсм (Сэкв) термоулучшение иногда становится более выгодным, чем контролируемая прокатка. В дополнение к уже отмеченным характеристикам стали контролируемой прокатки термоулучшенная сталь имеет более высокое сопротивление к водородному растрескиванию в сероводородсодержащих средах. Водород вызывает охрупчивание горячекатаной стали, скапливаясь на границах раздела феррита и перлита, вокруг сегрегации примесей. Термоулучшение приводит к более равномерной микроструктуре, что является важным фактором для предотвращения водородного растрескивания. Структура закалки с отпуском характеризуется низким значением коэффициента С3(минимальная концентрация водорода, необходимая для начала растрескивания).

Микроструктура представляет собой мелкозернистый феррит с дисперсными карбидами. Распределение твердости при этом более равномерно, чем после контролируемой прокатки. Влияние условий прокатки на вязкость термоулучшенных листов — экспериментальные результаты стали контролируемой прокатки имеют более высокие показатели вязкости в испытаниях на ДВТТ, чем термоулучшенные. Связано это главным образом с измельчением микроструктуры и влиянием расщеплений в сталях контролируемой прокатки. Прокаливаемость листов недостаточна для получения необходимой мелкой микроструктуры в исследованных в высокопрочных сталях. Однако вязкость термоулучшенных сталей может быть обеспечена при условии получения в металле мелкозернистого аустенита и мелкозернистых продуктов превращения. Микроструктура превращения близка к горячекатаной. Поэтому условия горячей прокатки, в том числе распределение обжатий, весьма важны для получения мелкозернистой структуры термоулучшенной стали. Высокопрочные трубы классов XI00 и Х80 большого диаметра можно получать путем термоупрочнения при помощи индукционного нагрева. Для изготовления толстостенных высокопрочных труб из сталей контролируемой прокатки или из термоупрочненного листа необходимы мощные формовочные станы. В случае термообработки труб формовку проводят на обычных станах из стали простой контролируемой прокатки с низким пределом текучести. Потом при помощи индукционного нагрева трубу термоупрочняют. Индукционную термообработку можно применять и для толстостенных труб, кроме того, при этом улучшаются свойства. В зависимости от уровня прочности химический состав металла шва должен быть тщательно подобран. Микроструктура термообработанного сварного шва часто наследует характер структуры, получаемой после сварки. Межкритический нагрев до температур между Ar1 и Ar3 полезен для получения мелкозернистой структуры шва. Этот метод применяется для труб класса Х80. Для обеспечения вязкости сварного шва в толстостенных высокопрочных трубах важным фактором является прокаливаемость металла шва.

Характеристики индукционной термообработки. Индукционная термообработка проводится в режимах быстрого нагрева. Размер аустенитного зерна при скоростном нагреве мельче, чем при нагреве с обычными скоростями. Иногда он вызывает аномальный рост зерен во время длительных выдержек при высоких температурах аустенизации. [14, с. 160−161]

Отпуск в течение короткого времени также влияет на механические свойства. Даже при очень высокой скорости нагрева при отпуске имеется сдвиг отпускной хрупкости мартенсита к более высоким температурам. Однако высокотемпературная хрупкость (обратимая отпускная хрупкость) при таком быстром отпуске не наблюдалась. В будущем, очевидно, найдут применение высокопрочные углеродистые стали с высокой ударной вязкостью, термообработанные таким способом.

Заключение

Таким образом, контролируемая прокатка — это горячая прокатка по регламентированному режиму, включающему запрограммированные температуры начала и окончания деформации, обжатия, скорость охлаждения. Цель такой обработки — сформировать структуру с мелким зерном полигонизованного феррита и дисперсными выделениями карбонитридов, обеспечивающую повышение (на 100−150МПа) предела текучести, снижение предела хрупко-вязкого перехода и улучшение свариваемости.

Значительное влияние играет химический состав стали. При снижении содержания углерода и микролегировании ниобием и ванадием наблюдается эффект карбонитридного упрочнения, препятствующий росту зерна и способствующий получению требуемого уровня сочетания прочностных свойств и пластичности.

В последнее время для повышения прочностных свойств без потери пластичности применяются такие режимы контролируемой прокатки, которые позволяют получать феррито-бейнитную (мартенистную) структуру.

Одним из негативных эффектов контролируемой прокатки может быть полосчатость, которая способствует развитию анизотропии свойств по длине проката, что ведет к разбросу механических свойств.

Эффективным средством улучшения свойств низколегированной строительной стали является сочетание легирования с термической обработкой

Нормализация является эффективным средством повышения ударной вязкости стали 10Г2ФБ в толстых сечениях, однако при этом упрочняющее влияние ниобия снижается, повышение температуры нагрева под закалку листов способствует росту прочностных характеристик, небольшому снижению относительного удлинения и увеличению отношения ут/ув для всех исследованных температур отпуска, толщина листа влияет на рост ферритной составляющей в структуре стали, что приводит к падению прочностных свойств. Повышение температуры нагрева под закалку листов толщиной 32 мм с 880 до 9300С способствует росту прочностных характеристик, небольшому снижению относительного удлинения и увеличению отношения ут/ув для всех исследованных температур отпуска. Контролируемая прокатка при экстремально низких температурах в сочетании с низкими температурами нагрева может дать хороший результат по качеству стали для труб классов Х70-Х80 с низким Сэкв (Рсм). Для получения высокой прочности и вязкости необходимы низкие температуры нагрева и высокие степени обжатия при температурах вблизи Аг3.

ПоказатьСвернуть
Заполнить форму текущей работой