Методы обеспечения необходимых механических свойств толстолистового проката

При этом проводят нагрев заготовки выше Ас3, предварительную деформацию при температуре 950 - 850°С с суммарными обжатиями 50 - 60%, затем осуществляют охлаждение полученной заготовки до 820 - 760°С, со скоростью охлаждения 4 - 15°С/с на установке контролируемого охлаждения (УКО), окончательную деформацию с суммарной степенью обжатий 60 - 76% проводят при температуре 770 - 740°С, ускоренное охлаждение листового проката проводят в установке контролируемого охлаждения до температур 530 - 350°С со скоростью 35 - 50°С/с, далее замедленно охлаждают в кессоне до температуры не выше 150°С и затем на воздухе. Известная сталь обеспечивает высокую технологичность изготовления труб, определяемую соотношением T/B0,90.Недостатками прототипа являются пониженные прочностные свойства, предел текучести не выше 502 МПа, работа удара при -60°С и не обеспечивается сопротивляемость хрупким разрушениям стали по критерию ИПГ при температуре -20°С.Техническим результатом изобретения является разработка способа производства штрипсовой стали в толщинах 20 - 40 мм и шириной до 4371 мм, обеспечивающего повышенные прочностные свойства, гарантированный предел текучести не менее 505 МПа, работу удара (KV при - 60°С) и сопротивляемость хрупким разрушениям при температурах до - 20°С по критерию ИПГ для листов толщиной до 40 мм (количество волокнистой составляющей не менее 90%) при сохранении высокой технологичности, определяемой соотношением T/B0, 90.Технический результат достигается тем, что заготовку получают из стали со следующим соотношением элементов, мас. %: углерод – 0,04 - 0,08, марганец – 1,5 - 1,8, кремний – 0,16 - 0,40, никель – 0,20 - 0,70, алюминий – 0,02 - 0,05, молибден – 0,1 - 0,3, ниобий – 0,03 - 0,08, ванадий – до 0,08, титан – 0,003 - 0,020, медь – 0,10 - 0,30, сера – 0,001 - 0,004, фосфор – 0,002 - 0,015, железо – остальное, при этом величина углеродного эквивалента определяется по формуле. Перед прокаткой заготовку подвергают аустенизации при температуре 1170 - 1220°С в течение 4 - 8 часов, затем проводят предварительную деформацию с суммарной степенью 40 - 60% и с регламентированными обжатиями не менее 14% за проход при температуре 1000 - 900°С, далее промежуточный подкат ускоренно охлаждается за два прохода в УКО, причем за первый проход верхняя широкая грань промежуточного подката охлаждается на 110°С, а нижняя на 40°С, затем осуществляется кантование подката, верхняя грань становится нижней и охлаждается на 40°С, а нижняя грань после кантования – верхней и охлаждается на 110°С, тем самым происходит выравнивание температуры по всей толщине подката, далее проводят подстуживание на воздухе в течение 3 - 5 с/мм и чистовую прокатку при температуре 820 - 730°С со степенью обжатий 40 - 50% от общей деформации и не менее 12% за проход, затем проводят охлаждение в УКО до температуры 500 - 350°С, далее замедленно охлаждают в кессоне до температуры не выше 150°С, затем на воздухе. Основными факторами повышения предела текучести являются твердорастворное, дислокационное, субструктурное и дисперсионное упрочнения. Единственным механизмом, который одновременно с приростом предела текучести вызывает повышение хладостойкости, является измельчение действительного зерна. Использование микролегирования обеспечивает отсутствие значительного роста зерна при нагреве под прокатку и при высокотемпературном деформировании.Измельчение структуры при прокатке достигается применением легирования титаном, ванадием и ниобием, которые, образуя мелкодисперсные карбиды, препятствуют росту зерна аустенита при нагреве и оказывают тормозящее действие на собирательную рекристаллизацию при высокотемпературной стадии прокатки. Регламентированные обжатия при предварительной деформации не менее 14% за проход позволяют за счет протекания динамической рекристаллизации сформировать мелкодисперсное зерно аустенита и стимулировать выделение карбидной фазы, предотвращающей прохождение собирательной рекристаллизации, и обеспечить измельчение структуры по всей толщине. Дополнительное микролегирование титаном обусловливает измельчение зерна в зоне термического влияния при сварке, что повышает работу удара вблизи линии сплавления.Главной отличительной особенностью технологии является регламентация режима нагрева и процесс охлаждения после черновой прокатки.Экспериментально установлено, что увеличение температуры нагрева слябов из низколегированной стали выше 1240°С не улучшает комплекс механических свойств штрипсов, а лишь увеличивает время нагрева и требует дополнительного подстуживания раската перед чистовой прокаткой, что снижает производительность процесса. Снижение этой температуры ниже 1170°С приводит к неполному растворению в аустените карбонитридных упрочняющих частиц, снижению пластических и вязкостных свойств штрипсов.Охлаждение подката таким образом позволяет избежать изотермической паузы в интервале температур прохождения собирательной рекристаллизации, вызывающей укрупнение зерна, выдержка на воздухе 3 - 5 с/мм дается для выравнивания температуры по сечению. Благодаря реализованному режиму охлаждения заготовки (промежуточного подката) обеспечивается получение квазиизотропной структуры по всему сечению листа после окончания прокатки, в том числе при сравнении нижней и верхней поверхностей листа.Применение термомеханической обработки с температурой чистовой прокатки 820 - 730°С и суммарной степенью обжатий 40 - 50% обеспечивает формирование мелкозернистой структуры с развитой субструктурой и равномерно распределенной мелкодисперсной карбидной фазой.Ускоренное охлаждение листового проката в УКО в интервале температур от 820 - 720°С до 500 - 350°С способствует образованию мелкозернистой структуры состоящей из полигонального (~10%) и фрагментированного феррита (40 - 65%) и бейнита (25 - 50%). Последующее замедленное охлаждение в кессоне до температуры, не превышающей 150°С, обуславливает снятие термических напряжений.Регламентирование содержания примесных элементов, особенно серы, обеспечивает высокую сопротивляемость стали динамическим нагрузкам при отрицательных температурах (ИПГ приминус 20 и минус 60°С) и высокие характеристики эксплуатационной надежности, в том числе коррозионную стойкость.Испытания листового проката, изготовленного по указанной технологии, показали, что предлагаемые режимы для стали заданного химического состава обеспечивают наряду с требуемой прочностью содержание волокнистой составляющей в изломе проб не менее 90% в толщинах до 40 мм.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

5. Влияние контролируемой прокатки и дальнейшей термической обработки на структуру и свойство стали 13Г1С-У

 

В наше время при производстве труб большого диаметра широко применяется низкоуглеродистые низколегированные стали, которые благодаря прокатки по контролируемым режимам получают высокий уровень механических свойств. Вместе с этим, остается широко распространенной горячая прокатка трубных сталей с дальнейшей нормализацией или термическим улучшением. В некоторых случаях термическая обработка является способом исправления недостатков структуры и повышает выход готового металла после контролируемой прокатки.

Исследование структуры и свойств низколегированной трубной стали 13Г1С-У после контролируемой прокатки и термической обработки:

Объектом исследования есть лист толщиной 15,4 мм и 12,4 мм со стали 13Г1С-У, изготовленные по технологии контролируемой прокатки с окончанием деформации при температуре 720 - 7300С. Химический состав стали: 0,14% С; 1,62% Mn; 0,50% Si; 0,005% S; 0,021% P; 0,018% Ti; 0,035% Al; 0,005% V, 0,01% Nb; 0,010% N2.

На листах изучали структуру и свойства в «голове» листа и в середине длины листа. Термическую обработку проводили по следующим режимам: температура аустенитизация 900 - 9200С; время выдержки по всем режимам 20 мин.; охлаждение при нормализации проводили на воздухе, при полном отжиге – с печью, при закалке – в воде; температура нагрева при релаксационном отжиге – 500 и 6000 С (охлаждение с печью), а при высоком отпуске после закалки 550 и 6200 С.

После контролируемой прокатки стали 13ГС-У с окончанием деформации при 720 - 7300С в листах толщиной 15,4 мм прочность меньше, а пластичность больше (табл. 1) нежили в листах толщиной 12,4 мм, тогда как показатели ударной вязкости KCU и KCV имеют близкие значения. Структура стали – феррито-перлитная с ярко выраженной полосчатостью. Вблизи поверхности листа наблюдается ориентированная структура в направлении течения металла бес четких полос. На расстоянии 1 мм от поверхности уже наблюдается полосчатая структура.

Таблица 1 – Среднии показатели механических свойств стали 13Г1С-У
Толщина листов, мм	σuts, Н/мм2	σy.l, Н/мм2	δ2, %	KCV-20, Дж/см2	KCV-60, Дж/см2	KCU-60, Дж/см2
15,4	604	510	40,0	142	111	148
12,4	622	514	35,5	141	109	148

 

При приближении к осевой зоне ширина полос увеличивается и они становятся практически непрерывными. В осевой зоне листа толщиной 15,4 мм наблюдается ликвационная полоса шириной до 0,3 мм. В листах толщиной 12,4 мм распределение толщины полосы феррита более равномерна нежили в листах толщиной 15,4 мм (рис. 1).

Рисунок - 6 Ширина полос феррита и перлита в «голове» (а) и в середине по длине (б) листа разной толщины

Количество перлитной составляющей в листах разной толщины в поверхностной зоне одинакова: 28% в «голове» и 32% в середине длины листа. Проявляется тенденция увеличения доли перлита в структуре от поверхности до осевой зоны в листах толщиной 15,4 мм. Размер зерна феррита и участков перлита увеличивается в направлении от поверхности до осевой зоны.

Рисунок - 7 Средний размер зерен феррита и участков перлита в «голове» (а) и в середине по длине листа (б) стали 13Г1С-У

В листах толщиной 12,4 мм средний размер структурных составляющих меньше, чем в листах толщиной 15,4 мм. Твердость стали толщиной 15,4 мм увеличивается в направлении от осевой до предповерхностной зоны от 81 - 83 HRB до 84 - 87 HRB, а в листах толщиной 12,4 мм она увеличивается в направлении к одной из поверхности от 77 - 81 HRB до 81 - 84 HRB.

В данной работе исследуется влияние исходного состояния на структуру и свойства стали после термической обработки. Полный и релакционный отжиг не устраняет структурнуюполосчатость.

После нормализации, вне зависимости от исходного состояния, структура стали феррито-перлитная с мелким зерном. Полосчатость стали, нормализованной непосредственно после контролируемой прокатки и с предыдущим релаксационным отжигом выявлена достаточно ярко. Предыдущий полный отжиг достаточно заметно уменьшает степень полосчатости нормализованной стали.

В сравнении с состоянием после контролированной прокатки непосредственная нормализация не привела к заметному изменению среднего размера зерен феррита, но он увеличился в среднем на 1,5 - 2 мкм после нормализации с предыдущим полным и релаксационным отжигом. При этом ширина ферритных полос после нормализации независимо от исходного состояния увеличивается почти в двое, а количество перлита уменьшилось на 2 - 5%. Независимо от предыдущей обработки нормализация приводит к снижению твердости (табл. 2).

 

Таблица 2 - Твердость стали 13Г1С-У после предварительной деформацинно-термической обробки
Вид обработки	Контролируемая прокатка	Нормализация с количеством циклов			Полний отжиг + нормализация	Отжиг при 6000С + норм.	Отжиг при 5000С + норм.
		1	2	3
Твердость, НВ	177 ± 4	156 ± 2	153 ± 2	148 ± 3	150 ± 2	154 ± 3	154 ± 2

 

Увеличение количества циклов нормализации на образцах после контролируемой прокатки приводит к небольшому увеличению размера феррита и участков перлита, уменьшение количество перлита в структуре, снижение твердости и устранение ликвационной полосы. Полосатая структура стали не устраняется в результате нормализации с 1 - 3 циклами, но увеличение циклов фазовой перекристаллизации приводит к формированию более «разорванных» полос перлита.

Закалку образцов проводили с межкритического интервала температур (800 - 8700С) и с однофазной аустенитной области. Закалка с двухфазной области введет к сохранению структуры остаточного феррита. В образцах без предыдущей термообработки после закалки от 8000С наблюдается некоторая полосчатость структуры, которая уменьшается с повышением температуры закалки до 8700С.

После закалки от 9200С структура стали состоит из бейнита и мартенсита. При закалки от 8000С сталь, без предыдущей термообработки и с предыдущим релаксационным отжигом, имеет одинаковую твердость, при этом твердость образцов с предыдущим полным отжигом была меньшей (табл.3). Повышение температуры закалки с 800 - 9200С влияет наувеличению твердости.

Таблица 3 – Твердость стали 13Г1С-У после закалки с разного исходного состояния
Исходное состояние	Твердость стали, НВ
	Исходное состояние	Закалка от температуры
		800 ± 10 0С	870 ± 10 0С	920 ± 10 0С
Контролируемая прокатка	196 ± 4	295 ± 2	299 ± 3	343 ± 4
Full Полный отжиг	187 ± 2	267 ± 3	321 ± 4	354 ± 4
Отжиг при 600 0С	185 ± 3	295 ± 3	306 ± 2	372 ± 1

 

При закалке от 9200С сталь после предыдущего полного отжига имеет твердость больше, чем сталь бес предыдущей термообработки (также как и при закалке от (870 ± 100С)), а наибольшую твердость имеет сталь с предыдущим релаксационным отжигом. После отпуска закаленных образцов структура стали , закаленная от 9200С , состоит из сорбита отпуска. После отпуска как при 5500С так и при 6200С наибольшую твердость имеет сталь с предыдущим полным отжигом, а наименьшую – с предыдущим релаксационным отжигом, что может свидетельствовать про большую ее склонность в таком положении к разупрочнению при отпуске.

Таким образом, условия предыдущей деформационно-термической обработки могут существенно влиять на структуру и свойства стали после термической обработке в связи с проявлениями структурной наследственностью, как при сдвиговых так и при диффузионных полиморфных превращениях.

 

 

 

Заключение

 

Современной тенденцией на рынке горячекатаного проката является расширение его номенклатуры при одновременном ужесточении требований по качеству продукции. В полном объеме удовлетворить эти требования возможно путем комплексного подхода к определению технологических параметров производственного процесса.

Контролируемая прокатка представляет собой разновидность процесса высокотемпературной термомеханической обработки сталей и сплавов, характеризующегося  регламентированными, в зависимости от химического состава, условиями нагрева металла, температурными и деформационными параметрами процесса и заданными режимами охлаждения металла на различных стадиях пластической обработки, результатом чего является получение структуры, при которой увеличивается прочность и вязкость металла. Эта технология позволяет получать оптимальные сочетания прочностных и вязких свойств готового проката без использования термической обработки и при более низком расходе легирующих добавок.

Характерными технологическими особенностями контролируемой прокатки листов по сравнению с обычными режимами являются: понижение температурных условий процесса, особенно в конечной его стадии; увеличение роли охлаждения раскатов в процессе деформации и после  ее окончания.

Производство стального листа, соответствующего повышенным требованиям, возможно лишь при условии применения принципиально новой технологии, одним из важнейших элементов которой является контролируемая прокатка. Внедрение контролируемой прокатки связано с решением многих проблем, из которых основной является регулирование температуры металла в процессе его деформации.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Список используемой литературы

 

1. Бернштейн М.Л. Металловедение и термическая обработка стали: Металлургия / М.Л.Бернштейн, А.Г. Рахштадт .1983.216с.
2. Погоржельский В.И. Контролируемая прокатка: Металлургия / В.И. Погоржельский, Д.А. Литвиненко, Ю.И. Матросов и др. 1979 г.184 с.
3. Погоржельский В.И. Контролируемая прокатка непрерывнолитого металла: Металлургия, 1986 г.151 с.
4. ГорбатенкоВ.П., ЛукинА.В., ГриненкоД.В. Влияние контролируемой прокатки и дальнейшей термической обработки на структуру и свойства стали 13Г1С–У // Вестник ДонНАСА – 2007.
5. ГрудневА.П. Технологияпрокатногопроизводства / А.П. Груднев, Л.Ф. Машкин, М.И. Ханин. – М.: Арт-Бизнес-Центр, Металлургия, 1994.