Author: Голованенко С.А. Матросов Ю.И. Литвиненко Д.А.
Tags: металлургия черных металлов железо, чугун и сталь термическая обработка электросварка издательство металлургия газопровод основы микролегирования термомеханика
ISBN: 5-229-00295-6
Year: 1989
Text
Ю.И.Матросов
Д.А.Литвиненко
С.А.Голованенко
ТА А Ь
ШЛЯ МАГИСТРАЛЬНЫХ
ГАЗОПРОВОАОВ
/
УДК 669.14.018.41
Рецензент: канд.техн, наук А.А. Петровский
УДК 669.14.018.41
Стань для магистральных трубопроводов. Матросов Ю.И. Литвинен-
ко Д.А., Голованенко С.А., М.: Металлургия, 1989. 288с.
Рассмотрены современные стали для электросварных газопроводных труб
большого диаметра. Изложены теоретические основы микролегирования, термо-
механической и термической обработки высокопрочных низколегированных труб-
ных сталей с высоким сопротивлением хрупкому и вязкому разрушению. Приве-
дены данные о влиянии рафинирования стали на повышение вязкостных свойств.
Изложены сведения о свариваемости и технологии производства, выявлены нап-
равления дальнейшего развития для газопроводных труб большого* диаметра.
Рассмотрены результаты освоения промышленного производства отечествен-
ных сталей для труб магистральных газопроводов на высокое давление для ус-
ловий Севера.
Предназначена для инженерно-технических работников, специализирующих-
ся в области производства и использования сталей. Ил. 112. Табл. 38. Библиогр.
список: 117назв.
Финансирование издания осуществлялось Центральным научно-исследовательским
институтом черной металлургии имени И.П. Бардина
Производственное издание
Юрий Иванович Матросов, Денис Ануфриевич Литвиненко
Сергей Александрович Голованенко
СТАЛЬ ДЛЯ МАГИСТРАЛЬНЫХ ГАЗОПРОВОДОВ
Редактор издательства Э.М. Щербинина
Художественный редактор А.А. Якубенко
Технические редакторы Е.К. Астафьеве, Э.П. Кулакова
Корректор В.С. Колганова
Обложка художника В.Г. Козлова ИБ№3325
Подписано в печать 18.10.89 Т -16738 Формат бумаги 60 х 90 1/16
Бумага офсетная № 1 Печать офсетная Усл. печ. л. 18,0 Усл. кр.-отт. 18,33
Уч.-изд. л. 19,17 Тираж 780 экз. ЗаказЗбЗО Цена 1 р. 00 к. Изд. № 1595
Набрано в издательстве "Металлургия”
на композере ”Ти потай пер” оператором С.Н. Ставничук
Ордена Трудового Красного Знамени
издательство "Металлургия”, 119857, ГСП, Москва, Г-34,
2-й Обыденский пер., д. 14
Московская типография № 9 НПО "Всесоюзная книжная палата”
при Государственном комитете СССР
по делам издательств, полиграфии и книжной торговли
109033, Москва, Волочаевская ул. 40
2607010000-261
040 (01)-89
136-89
ISBN 5-229-00295-6
СОДЕРЖАНИЕ
Предисловие....................................................... 1
Глава I. Газонефтепроводные трубы большого диаметра и техничес-
кие требования, предъявляемые к ним. Пути упрочнения стали.. 9
1. Классификация труб.......................................... 9
2. Условия эксплуатации труб................................... 10
3. Требования, предъявляемые к механическим свойствам и сопротив-
Ч лению разрушению................................................. 15
% ’ 4. 1 ребования, предъявляемые к технологии.................... 19
5. Механизмы упрочнения и охрупчивания стали.................... 20
Глава II. Нормализованные и горячекатаные стали на основе твердо-
растворного и карбонитридного упрочнения для труб боль-
шого диаметра....................................—................ 25
1. Влияние элементов на свойства стали в горячекатаном и нормали-
зованном состояниях............................................. 26
2. Стали с твердорастворным упрочнением........................ 46
3. Стали с карбидным упрочнением............................... 53
4. Стали с карбонитридным упрочнением.......................... 56
Глава III. Микролегированные малоперлитные стали повышенной проч-
ности для эксплуатации в северном исполнении...................... 67
1. Роль основных и микролегирующих элементов в формировании струк-
туры и свойств малоперлитных сталей в состоянии после контроли-
руемой прокатки ................................................ 68
2. Влияние условий деформации при контролируемой прокатке на струк-
турные превращения и свойства малоперлитных сталей..............113
3. Влияние примесей на свойства малоперлитных сталей...........164
4. Состав и свойства малоперлитных сталей промышленного произ-
водства для газопроводных труб большого диаметра в северном ис-
полнении................................................•.......177
Глава IV. Высокопрочные микролегированные стали со структурой
низкоуглеродистого вфхнего бейнита.................................205
1. Стали с молибденом..........................................205
2. Сверхнизкоуглеродистые стали с бором........................226
Глава V. Основы технологии производства стали для труб большого
диаметра...........................................................230
1. Выплавка стали...............................................230
2. Внепечная обработка......................................... 235
3. Разливка стали..............................................241
4. Прокатка на реверсивных толстолистовых станах..............е 242
5. Прокатка на непрерывных широкополосных станах............... 262
6. Термическая обработка....................................... 268
Глава VI. Свариваемость сталей для газопроводных труб большого
диаметра........................................................... 279
Библиографический список............................................ 288
3
ПРЕДИСЛОВИЕ >
A
Как отмечено в Основных направлениях экономического и социал
ного развития СССР на 1986 - 1990 годы и на период до 2000 год*'
необходимо расширить производство труб нефтяного сортамент
газопроводных и других труб. (
К металлу труб большого диаметра северных магистральных г4Мг
проводов [1] предъявляются высокие требования, предусматрифь
щие значительное повышение ударной вязкости, сопротивления
кому разрушению и хорошую свариваемость. Так, например, W*
металла труб диаметром 1420 мм на давление 7,4 Н/мм2 с ов?
> 590 Н/мм2 величина углеродного эквивалента п
„ _ „ . Мп . Сг + Mo + Z(V + Ti + Nb)
сэ = с + —+------------------------------+ k
Си + Ni
15
+ 15В
(1)
устанавливается не более 0,46. При этом ударная вязкость основ-'
ного металла труб, определяемая на образцах Шарли с острым над-|
резом типа 11 (по ГОСТ 9454-78), при температуре, равной мини-;
мальной температуре стенки трубопровода при эксплуатации (-15) *
+ (-20) °C, должна быть не менее 78,4 Дж/см2, ударная вязкость
на образцах Менаже с круглым надрезом типа 1 (по ГОСТ 9454-78)
при температуре -60 °C, равной минимальной температуре наруж-
ного воздуха, не менее 49 Дж/см2, доля вязкой составляющей в из-
ломах полнотолщинных образцов DWTT (дословно - разрушающее
испытание падающим грузом) при (-15) + (-20) °C не менее 80 %.
Разработка указанных требований обусловлена необходимостью
обеспечения надежной работы газопроводов в труднодоступных
районах Севера, а также обеспечения свариваемости стали в поле-
вых условиях при низких климатических температурах без приме-
нения предварительного подогрева.
Широко применявшиеся в 70-х годах для изготовления газопро-
водных труб большого диаметра традиционные горячекатаные или
нормализованные стали не обеспечивают заданных свойств, не удов4
летворяя новым требованиям прежде всего по уровню хладосто»
кости, характеризуемому долей вязкой составляющей в изломе о(№
разцов DWTT при температуре эксплуатации трубопроводов, а также
по свариваемости, т.е. по величине углеродисто эквивалента. ~ >
Необходимость удовлетворения высоких требований газовой про-э
мышленности к прочностным и вязким свойствам, а также сопро-а
тивлению хрупкому разрушению сталей, предназначенных для из-т
4
повления газопроводных труб большого диаметра, привела к соз-
анию нового поколения низколегированных сталей, так называв*
1ых малоперлитных, обладающих уникальным сочетанием высо-
си хладостойкости, прочности, ударйой вязкости и повышенной сва-
риваемостью.
Концепция создания малоперлитных сталей с ов > 550 - 590 Н/мм2
педусматривает снижение величины их углеродного эквивалента
елью получения высокой свариваемости до Сэ < 0,43 путем умень-
чия содержания углерода до < 0,10 + 0,13 %, что в 1,5 - 2 раза
«же, чем в нормализованных сталях аналогичного назначения. По-
учение необходимой прочности при столь низком содержании уг-
лерода в малоперлитных сталях достигается благодаря введению
микродобавок ванадия, ниобия и титана 6 сумме с 0,1 - 0,15 %. Эти
добавки способны вызывать эффект дисперсионного упрочнения за
счет образования при охлаждении после прокатки чрезвычайно мел-
ких (~ 2 - 10 нм) частиц карбонитридных фаз указанных элементов.
При рациональном микролегировании эти элементы кроме упроч-
няющего воздействия способствуют смещению в сторону отрица-
тельных температур переходной температуры хрупкого разруше-
ния и повышению ударной вязкости стали при испытании в области
температур вязко-хрупкого разрушения.
Структура и свойства малоперлитных сталей формируются под
непосредственным воздействием горячей пластической' деформа-
ции с большими суммарными обжатиями в нижней части у-области
и в смешанной у + a-области. Это принципиально отличает их от тра-
диционных нормализованных или термически улучшаемых строи-
тельных и трубных сталей, подвергаемых после горячей прокатки
нормализации или закалке с отпуском. Их окончательная структу-
ра образуется в результате у a-превращения недеформирован-
ного аустенита или разложения при отпуске игольчатых продуктов
его распада. Поэтому разработку малоперлитных сталей для газо-
проводных труб большого диаметра нельзя рассматривать в отры-
ве от развития технологии их контролируемой прокатки.
Стремление к снижению стоимости стали за счет уменьшения
количества легирующих добавок, а также устранения термической
обработки, как конечной операции при производстве листа, приве-
ло к разработке процесса контролируемой прокатки, представляю-
щей собой высокотемпературную термомеханическую обработку
i воздушным охлаждением применительно «к низколегированным
палям. Основное назначение контролируемой прокатки, являющей-
ся завершающей стадией технологического передела, заключается
з получении дисперсной зеренной структуры с развитой субструк-
урой. Это в сочетании с карбонитридным упрочнением обеспечи-
5
вает благоприятное соотношение прочностных, пластических и вяз-
ких свойств. В процессе контролируемой прокатки структура и свойст-
ва малоперлитных сталей в значительной степени формируются под
влиянием пластической деформации с большими суммарными об-
жатиями в нижней части у-области и в межкритической у + а-области.
Не меньшую роль играют микродобавки карбонитридообразую-
щих элементов - ниобия, ванадия, титана, оказывающие воздейст-
вие на процессы формирования структуры в течение всего термо-
механического цикла контролируемой прокатки от нагрева слябов
перед прокаткой до завершающей стадии деформации и последую-
щего охлаждения. Интенсивность и направление влияния ванадия,
ниобия и титана на свойства малоперлитных сталей во многом раз-
личны и зависят как от их количественного содержания, так и от при-
сутствия второго (или двух других) элементов этой группы. Они с
разной степенью активности влияют на процессы роста зерна при
нагреве под прокатку, кинетику рекристаллизации горячедеформи-
рованного аустенита, кинетику у - a-превращения, размер зерна
феррита, состояние a-твердого раствора.
Для решения сложной задачи выбора состава сталей, предназна-
ченных для изготовления труб магистральных газопроводов, на вы-
сокое давление, прокладываемых в районах Севера, потребовалось
также проведение тщательных исследований влияния базовых хи-
мических элементов - углерода, марганца и кремния с целью ус-
тановления их оптимального содержания в зависимости от задан-
ного уровня прочности и остальных служебных свойств.
Большое количество исследований проведено по выяснению влия-
ния примесных элементов - серы, фосфора, азота и водорода на
ударную вязкость, пластичность, сопротивление хрупкому разруше-
нию трубных сталей. Для каждого из элементов определены преде-
лы допустимого содержания, исходя из требований в отношении ука-
занных свойств.
По содержанию примесных элементов можно судить об уровне
совершенства технологии выплавки.и внепечной обработки, приме-
няемой для изготовления сталей для газопроводных труб большого
диаметра. Внедрение новейших достижений металлургической тех-
нологии в практику большой металлургии в значительной степени
определяет прогресс в совершенствовании состава и повышении
комплекса свойств новых сталей для газопроводных труб большо-
го диаметра.
В последние годы ведутся интенсивные исследования по созда-
нию и освоению в промышленном производстве сталей для труб ма-
гистральных газопроводов с ов > 640 - 690 Н/мм2 (категорий проч-
ности Х75 - Х80 согласно международной классификации). Повы-
6
шение og с 590 до 640 - 690 Н/мм3 потребовало перехода от сталей
феррито-перлитного класса к сталям с микроструктурой, состоящей
из смеси полигонального и игольчатого феррита (малоуглеродис-
того верхнего бейнита), либо со структурой, состоящей из 100 %
игольчатого феррита. Микроструктура этих сталей в значительной
степени, либо полностью формируется в верхней части промежуточ-
ной области превращения по так называемому диффузионно-сдви-
говому механизму, в котором ведущую роль играют процессы диф-
фузии. Получение структуры игольчатого феррита в сталях для труб
большого диаметра осуществляется путем подавления распада аус-
тенита в феррито-перлитной области и смещения превращения в верх-
нюю часть промежуточной области за счет легирования добавками
элементов, регулирующих кинетику превращения (молибден, никель,
марганец, бор и др.) или ускоренного охлаждения листов в области
температур 800 - 650 °C. Наличие субструктуры игольчатого фер-
рита с высокой плотностью дислокаций, а также упрочнение выде-
лениями дисперсных частиц карбонитридных фаз придают стали вы-
сокую прочность. Игольчатый феррит формируется после контроли-
руемой прокатки из рекристаллизованного мелкозернистого или пе-
рекристаллизованного аустенита, что обеспечивает ему мелкозер-
нистое строение и высокое сопротивление хрупкому разрушению.
Для получения высокой ударной вязкости и сопротивления хруп-
кому разрушению содержание углерода в сталях со структурой иголь-
чатого феррита понижено в еще большей степени, чем в малопер-
литных сталях и составляет < 0,06 - 0,03%.
Создание высокопрочных сталей для газопроводных труб боль-
шого диаметра, обладающих сопротивлением разрушению на уров-
не современных требований, невозможно без устранения вредного
влияния примесей, в первую очередь серы, на их свойства. Разра-
ботанные и освоенные металлургией технологические мероприятия,
применяемые при выплавке и внепечной обработке стали, позволяют
снизить содержание серы до уровня с 0,003 - 0,001 % и нейтрали-
зовать влияние остаточных сульфидных включений за счет прида-
ния им глобулярной формы, введением кальция или РЗМ.
Резервом в этом направлении можно считать более полное рафи-
нирование металла от других примесей - фосфора, азота и водоро-
да, повышение однородности его химического состава, уменьшение
ликвационных явлений при затвердевании непрерывнолитых слябов
или слитков, повышение чистоты по неметаллическим включениям
(оксиды, силикаты и др.).
Существенным этапом в развитии технологии производства ста-
лей для труб большого диаметра явилась разработка и освоение ус-
7
коренного охлаждения листов после контролируемой прокатки. В
этом случае без дополнительного легирования стали дефицитными
элементами удается получить благоприятные изменения в микро-
структуре, вызывающие одновременное повышение прочностных
свойств, вязкости и сопротивления хрупкому разрушению.
При создании сталей для газопроводных труб большое внимание
уделяется вопросам их свариваемости.
Дальнейшее совершенствование сталей для газопроводных труб
большого диаметра в немалой степени зависит от состояния метал-
лургической технологии их производства.
Гл. I написана Д.А. Литвиненко; гл. II - Д.А. Литвиненко и С.А. Го-
лованенко; предисловие, гл. Ill и п. 1 гл. IV - Ю.И. Матросовым; п. 2
гл. IV - Ю.И. Матросовым и С.А. Голованенко; гл. V - Д.А. Литвинен-
ко; гл. VI - С.А. Г олованенко и Д.А. Литвиненко.
Авторы считают своим приятным долгом выразить благодарность
сотрудникам Института качественных сталей ЦНИИЧМ им. И.П. Бар-
дина, принимавших участие в исследованиях, результаты которых
использованы в данной книге, а также сотрудникам металлургичес-
кого комбината "Азовсталь”, Мариупольского металлургического ком-
бината им. Ильича, НЛМК, ОХМК, ЧерМК, ХТЗ за участие в проведе-
нии промышленных экспериментов по опробованию и внедрению
сталей для газопроводных труб большого диаметра.
Глава I. ГАЗОНЕФТЕПРОВОДНЫЕ ТРУБЫ БОЛЬШОГО ДИАМЕТРА
И ТЕХНИЧЕСКИЕ ТРЕБОВАНИЯ, ПРЕДЪЯВЛЯЕМЫЕ К НИМ.
ПУТИ УПРОЧНЕНИЯ СТАЛИ
1. КЛАССИФИКАЦИЯ ТРУБ
Основным конструктивным элементом современных газонефте-
проводных магистралей являются изготовленные металлургичес-
кой промышленностью электросварные трубы, по которым транс-
портируется нефть или газ. Работоспособность газонефтепроводных
магистралей зависит, главным образом, от качества, уровня свойств
и надежности самих труб.
Имеющиеся данные свидетельствуют о существенном влиянии
уровня свойств и качества основного металла труб большого диамет-
ра на количество и протяженность разрушений трубопроводов. Боль-
шое значение имеет и строительный передел - укладка и сварка
труб на трассе, а также в дальнейшем и условия эксплуатации са-
мой магистрали. По нашему мнению, исключительно важно правиль-
но на научной основе разработать и предъявить технический требо-
вания к сварным трубам большого диаметра, обеспечивающим на-
дежную и длительную работоспособность газонефтепроводных ма-
гистралей.
В зависимости от расположения сварного соединения электро-
сварные трубы большого диаметра подразделяют на прямошовные
и спиральношовные. Основную долю труб большого диаметра (70 -
80 %) изготавливают с продольным прямым швом из листового про-
ката. При формовке труб из листа на прессах сначала осуществляют
операцию подгибки кромок, свободную штамповку в U-образную за-
готовку и затем О-образную форму (диаметр 530 - 820 мм). Для из-
готовления труб применяют и многовалковую холодную формовку
на многоклетьевом стане, обеспечивающую последовательное не-
прерывное формоизменение листа в полуцилиндрическую заготов-
ку. Полученные формы (О-образная или две U-образные) подвергают
-двусторонней продольной трехслойной сварке (одним швом в тру-
бах диаметром 530 - 820 мм и двумя - в трубах 1020 - 1420 мм).
Сварная прямошовная труба проходит калибровку на гидравличес-
ком или механическом экспандере (деформация по периметру 0,4 -
1,5 %), а затем контроль швов и гидроиспытание.
Спиральношовные трубы изготавливают из рулонной стали путем
формовки с последующей сваркой. Сварное соединение таких труб
располагается под углом (~ 20 - 30°) к их оси, поэтому оно работает
в более благоприятных условиях, чем в прямошовных трубах»
Аналогично формуется спиральношовная труба, изготавливаемая
из листа, который до формовки стыкуется с последующим листом
9
сваркой. Небольшие допуски по диаметру позволяют поставлять
спиральношовные трубы без калибровки (экспандирования), кото*
рая по необходимости осуществляется лишь при производстве тер-
мически улучшенных труб. Нагрев под закалку и отпуск в этом слу-
чае осуществляют в проходных, обогреваемых газом печах, позво-
ляющих одновременно обеспечить вращение труб вокруг своей оси.
Это дает возможность избежать заметного ухудшения геометрии
труб.
Заготовку прямошовных труб - толстолистовую сталь чаще из-
готавливают на реверсивных станах и используют в нормализован-
ном состоянии или в состоянии после контролируемой прокатки, что
обеспечивает высокое качество таких труб. Диапазон параметров
прокатки на действующих широкополосных прокатных станах (НШС),
на которых изготавливают рулонную сталь, ограничен по сравнению
с реверсивными станами, поэтому по отдельным показателям .спи-
ральношовные трубы могут уступать качеству прямошовных.
2. УСЛОВИЯ ЭКСПЛУАТАЦИИ ТРУБ
Газонефтепроводные трубы во время эксплуатации работают в
условиях, существенно отличающихся от работы других металли-
ческих конструкций. Это связано с суровыми природно-климатичес-
кими условиями районов их применения, воздействием постоянных
(газ) или циклических (нефть) нагрузок, а также с аккумулированием
большого количества упругой энергии сжатого газа. Запас внутрен-
ней упругой энергии магистрального газопровода возрастает с уве-
личением диаметра трубы и рабочего давления транспортируемо-
го газа (рис. 1). В таких условиях при наличии дефекта или при за-
Энергия газа на jm газопровода,
МДж
Рис. 1. Влияние энергии газа в газопро-
воде на величину поглощенной энергии
разрушения А н образцов OIVTT:
1 - О = 1020 мм, Р = 5,5 МПа; 2 - D =
= 1220 мм, Р = 5,5 МПа; 3 - D = 1420 мм,
Р = 7,5 МПа; 4 - О = 1420 мм, Р = 10 МПа;
5-0 = 1420мм, Р = 12 МПа
10
рождении в металле трубы трещины может происходить разруше-
ние трубопровода лавинного типа.
В последние годы большие усилия были направлены на разработ-
ку теории надежности работы газовых магистралей. В целях предуп-
реждения лавинных разрушений к газопроводным трубам предъяв-
ляются жесткие требования в отношении механических свойств и
сопротивления зарождению и распространению разрушения.
Прочность трубопроводов и их эксплуатационная надежность оп-
ределяются уровнем свойств и качеством труб, а также уровнем
нагрузок, вызванных внутренним давлением транспортируемого
вещества. Существующий метод расчета труб на прочность доста-
точно точно отражает работоспособность трубопроводов; это под-
тверждается тем, что происходящие разрушения трубопроводов, как
правило, были связаны, не с недостаточной прочностью металла, а
в основном с недостаточной его вязкостью, или коррозионной стой-
костью.
ДлЯ сооружения магистральных трубопроводов требуются сталь-
ные трубы не только высокого качества, но и дешевые. Из-за увели-
чения протяженности трубопроводов потребовался переход к более
высоким эксплуатационным давлениям и, следовательно, к большим
толщинам стенок труб, а также к высокопрочным трубам. Кроме то-
го, повысились требования, предъявляемые к хладостойкости ста-
ли для трубопроводов.
За последние 10-15 лет достигнут существенный прогресс в
области обновления и совершенствования технологии производст-
ва металлопродукции для труб большого диаметра с обеспечением
более высокого уровня прочности, вязкости, пластичности и эксплуа-
тационной надежности.
Известно, что с понижением температуры у обычных низколеги-
рованных сталей ухудшается вязкость, пластичность и сопротивле-
ние хрупкому разрушению. Если возникают дефекты в виде трещин,
то даже при напряжениях ниже расчетных происходит быстрое рас-
пространение трещины.
Для повышения плотности газа в современных трубопроводах
его охлаждают до определенной температуры и в таком состоянии
транспортируют на большие расстояния. В этом случае кроме пре-
дупреждения образования дефектов при строительстве требуется
определенная хладостойкость для обеспечения эксплуатационной
надежности. Такие опасения при транспортировке нефти не возни-
кают, поскольку в северных районах ее подогревают и основная за-
дача сводится к принятию мер, предотвращающих образование де-
фектов сварки в процессе строительства. Если в нефтепроводе об-
разуется трещина, то разрушение обычно носит локальный харак-
11
тер. На участке разрушения происходит утечка нефти, в результа-
те чего давление снижается, причем снижается быстрее, чем рас-
пространяется трещина и дальнейшее разрушение приостанавливает-
ся. В противоположность этому в газопроводах снижение давления
при разрушении (декомпрессия) в связи с высоким коэффициентом
сжимаемости газа происходит медленнее, чем распространяется
трещина, поэтому разрушение происходит практически мгновенно,
лавинно и имеет большую протяженность. Это обстоятельство поз-
волило обосновать в последние годы жесткие требования, предъяв-
ляемые к вязкости стали.
Разрушения, вызванные внутренним давлением, разделяются на
хрупкие при скорости распространения его более 500 м/с и вязкие -
при скорости менее 300 м/с. При скоростях распространения раз-
рушения в интервале 500 - 300 м/с - переходное разрушение. Хруп-
кие разрушения иногда происходят при сравнительно низких напря-
жениях и распространяются на большие расстояния.
Хругусие (лавинные) разрушения в газопроводах распространяют-
ся без снижения давления газа в вершине движущейся трещины,
так как скорость их распространения превышает скорость декомп-
рессии более чем в 1,5 раза. Они распространяются по траектории
типа "синусоида” вдоль оси трещины, обычно с ответвлениями, под
действием упругой’энергии металла труб вследствие недостаточ-
ного сопротивления его хрупкому разрушению. Образование такой
трещины связано с внутренним либо с внешним дефектом. Излом
металла характеризуется кристаллическим узором типа "ёлочка”.
Большую опасность для свариваемых мощных магистральных
газопроводов представляют вязкие разрушения, характеризуемые
большой протяженностью. Такие разрушения распространяются стро-
го по прямолинейной траектории вдоль оси газопровода с гофриро-
ванием кромок разрыва примерно со скоростью 100 - 300 м/с. Это
свидетельствует о сильной пластической деформации вдоль кромок.
Причиной возникновения вязкого разрушения является недостаточ-
но высокая ударная вязкость материала труб. Движущей силой та-
кого разрушения в газопроводах служит упругая энергия металла
труб и сжатого газа. С увеличением скорости распространения тре-
щины при вязком разрушении возрастает его протяженность, по-
скольку в меньшей мере снижается давление в вершине трещины,
связи с этим совершенно обоснованно предъявляются жесткие
требования к вязкости металла газовых магистральных трубопро-
водов. В нефтепроводах снижение давления в трубе происходит быст-
рее, чем распространяется трещина, поэтому всякое разрушение в
них носит локальный характер. Однако и в этом случае происходит
12
сильное загрязнение окружающей среды, поэтому следует прини-
мать меры по предупреждению разрушений нефтепроводов.
В настоящее время оценка сопротивления труб вязкому разру-
шению производится косвенными методами по величине работы раз-
рушения образцов DWTT, или ударной вязкости образцов с острым
надрезом. Расчетные методы определения вязкости стали газопро-
водов для предупреждения 'перехода вязкого разрушения в хрупкое
разработаны различными организациями, причем считается, что наи-
лучшие результаты, по крайней мере для труб диаметром 1420 мм,
дает формула, разработанная институтом нефти и газа Баттеля (США):
KCV= 2,30- 10-s он (R-(2)
где KCV - ударная вязкость на образцах с острым надрезом, необ-
ходимая для предупреждения перехода вязкого разрушения в квази-
хрупкое; R - радиус труб, мм; t - толщина стенки трубы, мм; он -
номинальные кольцевые напряжения в стенке труб при рабочем
давлении.
ВНИИСТом [2] предложена расчетная формула для определения
скорости вязкого разрушения в зависимости от диаметра труб, ра-
бочего давления и вязкости стали:
Ан = 1,760 + 0,326 Р + 0,0026 D - 0,0164 v, (3
где Ан - энергия вязкого разрушения полнотолщинного образца при
ударных испытаниях, кДж; Р - рабочее давление в газопроводе, МПа;
О - наружный диаметр газопроводов, мм; v - скорость разру-
шения, м/с.
Из сопоставления расчетных данных, полученных с помощью урав-
нения, с результатами натуральных испытаний было установлено,
что оно с удовлетворительной точностью определяет сопротивление
разрушению.
Результаты испытаний образцов DWTT наиболее близко коррели-
руют с результатами пневматических испытаний труб (рис. 2). Из
числа известных свойств работа разрушения образцов DWTT наибо-
лее правильно отражает сопротивление труб вязкому разрушению
и ее работоспособность. Приведенные данные позволяют установить
требования, предъявляемые к вязкости стали, исключающие возмож-
ность распространения вязкого разрушения по газопроводу.
Нормативные требования, предъявляемые к трубам диаметром
1420 мм для газопроводов с рабочим давлением 7,5 МПа, были раз-
работаны на основе лабораторных и натурных пневматических ис-
пытаний полноразмерных труб до разрушения.
Для разработки требований предложен расчетно-эксперименталь-
ный метод определения необходимого уровня вязких свойств ме-
13
Рис. 2. Влияние температуры испытания на количество волокнистой составляю-
щей (В) в изломе нормализованной стали при пневматических испытаниях труб
диаметром 1220 мм (1), испытаниях образцов DWTT (2) и на ударную вязкость
образцов типа 11 (3)
Рис. 3. Экспериментальная зависимость между скоростью распространения тре-
щины (к, м/с) в трубах диаметром 1220 (1) и 1420 мм (2) и энергией разрушения
А и полнотолщинных образцов DWTT
талла. Имеется линейная зависимость между скоростью вязкого
разрушения и вязкими свойствами металла труб, оцениваемыми
по энергии разрушения полнотолщинных образцов DWTT (рис. 3).
Путем экстраполяции на минимально возможную скорость распро-
странения вязкого разрушения (80 м/с) можно определить уровень
вязких свойств, необходимый для эффективной остановки разрушения.
Металлоемкость магистральных трубопроводов при постоянных
диаметре и давлении значительно снижается с увеличением проч-
ности применяемой стали, сохраняя остальные показатели на дос-
тигнутом высоком уровне (табл. 1). Исключительно важно то, чтобы
увеличение уровня прочности труб не вызвало ухудшения других
требуемых свойств.
В ряде случаев возникает необходимость транспортировки газа
Таблица 1. Экономия металла за счет увеличения прочности труб
диаметром 1420 мм при давлении Tfi МПа
ов, Н/мм2 tH,MM Экономия металла, % Р.т
560 16,8 586
600 15,7 6,5 550
650 14,7 12,5 512
700 • 13,6 20,8 476
Примечание. tH - номинальная толщина стенки трубы; р - расход метал-
ла на 1 км длины газопровода.
14
или нефти с большим содержанием сероводорода, содержащего вла-
гу, поэтому требуется принятие мер по повышению коррозионной
стойкости металла трубопровода. Влияние влажного сероводород-
ного газа или нефти проявляется в образовании по толщине стенки
трубы параллельных трещин, которые соединяются между собою
и образуют сквозные повреждения. Атомарный водород диффунди-
рует внутрь стали, концентрируется в дефектных местах или около
неметаллических включений и вызывает сероводородное растрес-
кивание.
3. ТРЕБОВАНИЯ, ПРЕДЪЯВЛЯЕМЫЕ К МЕХАНИЧЕСКИМ
СВОЙСТВАМ И СОПРОТИВЛЕНИЮ РАЗРУШЕНИЮ
Надежность и долговечность эксплуатации трубопроводов высо-
кого давления зависит от качества металла труб. Требования, предъяв-
ляемые к металлу труб сводятся к тому, что он должен иметь воз-
можно более высокую прочность (временное сопротивление разры-
ву, поскольку оно является основной расчетной характеристикой),
обладать высокой вязкостью и сопротивлением вязкому и хрупко-
му разрушению при температурах строительства и эксплуатации,
а также иметь хорошую пластичность и свариваемость.
Для повышения пропускной способности трубопроводов необхо-
димо увеличение диаметра труб и рабочего давления газа. Это поз-
воляет значительно снизить удельные капитальные вложения на строи-
тельство трубопроводных магистралей, расходы по транспортиров-
ке газа (и нефти), дает значительную экономию металла при исполь-
зовании более прочных сталей.
Большой объем производства газопроводных труб большого диа-
метра вызывает необходимость при разработке состава сталей для
этого назначения ориентироваться на дешевые и недефицитные ле-
гирующие элементы. Технология же изготовления металла для та-
ких труб должна быть относительно простой.
Динамика изменения требований, предъявляемых к временному
сопротивлению и хладостойкости для прямошовных труб с учетом
увеличения их диаметра и рабочих давлений приведена на рис. 4.
Видно, что резко возросли требования, предъявляемые к прочности
труб (с 480 - 500 до 600 - 700 Н/мм2) при одновременном повыше-
нии требований по ударной вязкости (с 30 Дж/см2 на стандартных
образцах с надрезом радиусом 1 мм до 80 - 120 Дж/см2 на образ-
цах с острым надрезом с радиусом закругления 0,25 мм), а также
по хладостойкости (примерно с 20 % по волокну до 80 %).
Практика последних лет показывает, что разработка и производст-
во новых типов сталей для магистральных трубопроводов развивают-
15
Рис. 4. Динамика развития требо-
ваний к прочности и характерис-
тикам вязкости металла труб
большого диаметра (Р = 1020 -
1420 мм)
ся в большей мере в направлении роста предела текучести при одно-
временном повышении комплекса всех остальных свойств. Считает-
ся [2], что при расчете по пределу текучести значение рабочих напря-
жений в стенке трубы, изготовленной из высокопрочных и высоко-
вязких сталей контролируемой прокатки, может быть повышено на
20 %. Это позволит достичь значительной экономии металла. Техни-
ческие и экономические преимущества расчета трубопроводов на
прочность по пределу текучести очевидны. Причем, видимо, целесооб-
разно уровень рабочих напряжений устанавливать в зависимости
от уровня вязкости стали.
В настоящее время предъявляется также требование по ограни-
чению отношения показателей предела текучести и временного со-
противления от/ов значениями не более 0,80 при изготовлении их
из низколегированной нормализованной стали, 0,85 - из дисперсионно-
твердеющей и термоупрочненной стали и 0,90 - из стали после конт-
ролируемой прокатки. Трубы должны обладать и высокой пластич-
ностью при комнатной температуре, характеризуемой относитель-
ным удлинением не менее 20 % при ов < 600 Н/мм2, не менее 18 %
при ов = 650 Н/мм2 и не менее 16 % при ов = 700 Н/мм2 и выше.
Методические приемы определения сопротивления металла труб
разрушению должны обеспечивать высокую работоспособность труб
при эксплуатации в различных климатических условиях и сопостав-
лять различные материалы по прочности, вязкости, пластичности,
сопротивлению зарождению и развитию вязких и хрупких разрушений.
Сопротивление хрупкому разрушению обычно оценивают темпе-
ратурой перехода из вязкого в хрупкое состояние при испытании
надрезанных образцов на ударный изгиб. Наиболее распространен
критерий - порог хладноломкости Т50, °C, представляющий темпе-
ратуру перехода при наличии в изломе ударного образца 50 % вяз-
кой (волокнистой) составляющей. Для магистральных труб предло-
16
жен также метод испытания полнотолщинных образцов DWTT на удар-
ный изгиб, разработанный Институтом нефти и газа Баттеля (США),
который включен в Международный стандарт на трубы. В отличие
от испытаний стандартных образцов испытания DWTT проводятся на
образцах больших размеров, толщиной, равной толщине реальной
трубы, и шириной 75 мм. Для оценки сопротивления стали труб хруп-
кому разрушению метод DWTT считается наиболее подходящим,
приближающимся к реальным условиям разрушения труб при пнев-
матических испытаниях. При испытании методом DWTT температу-
ра перехода в хрупкое состояние обычно выше, чем при испытании
стандартных образцов с острым надрезом (см. рис. 2).
В процессе исследований было установлено достаточно хорошее
соответствие между результатами испытаний на образцах DWTT и
пневматических испытаний на разрыв, что позволило определить
зависимость между рабочими характеристиками газопроводов и
требованиями, предъявляемыми к количеству волокнистой состав-
ляющей в изломе образцов DWTT, обеспечивающему предупрежде-
ние хрупкого разрушения. Для труб диаметром 1020 мм на давле-
ние 5,5 МПа количество волокнистой составляющей должно состав-
лять не менее 60 %, а для труб диаметром 1420 мм на давление
7,5 МПа - не менее 80 % (табл. 2). Таким образом, разработанный
ВНИИСТом критерий Т80, определяемый на полнотолщинных образ-
цах DWTT, достаточно удовлетворительно соответствует натурным
и пневматическим испытаниям и является основным показателем,
по которому оценивается хладостойкость трубной стали.
Проведенные во ВНИИСТе исследования показали, что металл
Таблица 2. Требования, предъявляемые к ударной вязкости
и волокнистой составляющей (В) образцов DWTT металла труб
большого диаметра, предназначенных для газопроводов
Параметры газопровода Нормы показателей при темпе- ратуре эксплуатации, не менее КСУ*1, Дж/см2
диаметр, мм рабочее дав- ление, МПа
KCV, Дж/см2 В в изломе образ- цов DWTT, %
<800 < 10,0 30 50 30
1000 7,5 40 60 40
1220 5,5 60 70 40
1220 7,5 60 70 40
1420 7,5 80 80 50
1420 10,0 108 85 50
** Норма при температуре строительства (не менее).
17
Рис. & Зависимость ударной вязкости на
образцах типа 11 (1) и поглощенной энер-
гии удара на образцах DIVTT (2) от тем-
пературы испытания
труб должен иметь определенный уровень свойств, обеспечиваю-
щий устойчивость против хрупкого и вязкого разрушения. Эти тре-
бования к свойствам металла труб отражены в СНиП 2.05.06-85 [1].
Если металл труб отвечает этим нормам, то при пневматических ис-
пытаниях труб хрупкие лавинные разрушения не наблюдаются. Од-
нако это не исключает протекание протяженных вязких разрушений.
Для их предупреждения в трубах диаметром 1220 мм на рабочее
давление 5,5 МПа требуется ударная вязкость на образцах с острым
надрезом, равная 126 Дж/см3, а в трубах диаметром 1420 мм на дав-
ление 7,5 МПа - равная 165 Дж/см3, что значительно выше норм,
приведенных в СНиП. Таким образом возникает необходимость даль-
нейших работ по существенному увеличению уровня ударной вяз-
кости трубных сталей для исключения возможности образования про-
тяженных вязких разрушений.
Результаты исследований последних лет свидетельствуют о пер-
спективности использования критерия критического раскрытия тре-
щины (6К) для оценки сопротивления металла сварного соединения
труб зарождению трещины.
Энергия разрушения полнотолщинных образцов DWTT точно оце-
нивает сопротивление распространению разрушения (рис. 5). Испы-
тания полнотолщинных образцов DWTT с определением поглощен-
ной энергии обеспечивают более высокую сходимость с результа-
тами пневматических испытаний готовых труб, чем испытания на
ударную вязкость образцов с острым надрезом. Кривая снижения
величины энергии удара образцов DWTT сдвинута в сторону поло-
жительных температур по сравнению с кривой ударной вязкости
(см. рис. 5). Причем область смешанного разрушения Д Т2 в первом
случае более сужена, чем Д Tt, что свидетельствует о большой жест-
кости таких испытаний и более высокой надежности полученных ре-
зультатов по оценке сопротивления разрушению.
4. ТРЕБОВАНИЯ. ПРЕДЪЯВЛЯЕМЫЕ К ТЕХНОЛОГИИ
Производство труб большого диаметра и строительство мощных
магистральных трубопроводов связаны с большим объемом свароч-
ных работ как в цеховых условиях, так и на трассах. Основная за-
дача сварки заключается в том, чтобы получить сварное соединение,
обеспечивающее одинаковую с основным металлом труб работоспо-
собность и надежность в условиях строительства и эксплуатации
трубопровода.
Поскольку сварные соединения должны обеспечивать одинако-
вую с основным металлом работоспособность в процессе эксплуа-
тации газопроводов, то к ним предъявляется ряд требований, связан-
ных как с химическим составом стали, так и с особенностями пара-
метров сварки.
Зависимость свариваемости трубных сталей от химического сос-
тава основана на связи между склонностью к образованию горячих
и холодных трещин в зоне термического влияния и склонностью ме-
талла к упрочнению при охлаждении от сварочных температур. Для
оценки свариваемости по ее химическому составу Международным
институтом сварки (США) предложена характеристика - углерод-
ный эквивалент, рассчитываемый по формуле (1).
В этой формуле упрочняющее влияние легирующих элементов
приведено к влиянию углерода. Максимально допустимый углерод-
ный эквивалент в сталях для сварных труб составляет 0,46.
Прочность сварного соединения проверяется испытанием стан-
дартных поперечных образцов тип XII или XIII по ГОСТ 6996-66 на
статическое растяжение. При этом определяют агрегатную прочность
соединения, которая должна быть не менее прочности основного ме-
талла труб.
Сопротивление зарождению трещин оценивается пластичностью
сварных соединений, испытаниями на изгиб, проводимыми по
ГОСТ 6996-66. Испытание на изгиб проводят до появления трещи-
ны длиной более 5 мм с определением угла загиба (норма зависит
от уровня временного сопротивления разрыву стали).
По результатам испытаний на ударную вязкость надрезанных об-
разцов косвенно можно судить о сопротивлении сварного соедине-
ния зарождению и развитию разрушений.
Ударную вязкость сварного соединения определяют по линии
сплавления на стандартных образцах с полукруглым надрезом при
температурах -40 или -60 °C. У труб диаметром 1220 мм из норма-
лизованной стали 17Г1С-У она должна составлять не менее 30 Дж/см2
при -40 °C, а у стали контролируемой прокатки 09Г2ФБ - не менее
40 Дж/см2 при -60 °C. Кроме того, сварные соединения должны быть
19
равнопрочны основному металлу и удовлетворять требованиям по
пластичности при испытании образцов на изгиб.
Следует отметить, что для предупреждения поставки на трассу
труб со сварочными дефектами, все сварные соединения подвер-
гаются ультразвуковому контролю после гидроиспытания, а конце-
вые участки дополнительно проходят рентгеновское просвечива-
ние. Кроме того регламентируют твердость по Виккерсу сварного
соединения, которая для труб с временным сопротивлением 600 Н/мм2
не должна превышать 260 единиц.
5. МЕХАНИЗМЫ УПРОЧНЕНИЯ И ОХРУПЧИВАНИЯ СТАЛИ
Упрочнение конструкционных сталей может быть достигнуто раз-
личными способами. Основными являются: легирование твердого
раствора элементами замещения или внедрения, измельчение ос-
новных единиц микроструктуры (зерен или областей, являющихся
эффективными препятствиями для движения дислокаций), повыше-
ние плотности дислокаций с образованием субзерен или ячеек в ре-
зультате фазорых превращений, Деформации или комбинированных
обработок, блокировкадйслокаций атомами примесей, выделения-
ми второй фазы. Пластичность и сопротивление разрушению повы-
шаются при формировании структур с более однородным и дисперс-
ным строением, предупреждающих образование локальных концент-
раций напряжений. Наиболее часто это достигается за счет получе-
ния мелкого зерна, создания субструктуры, уменьшения содержа-
ния вредных примесей, в том числе склонных к образованию сегре-
гаций по границам зерен.
Теория дислокаций позволяет научно обосновать возможные спо-
собы упрочнения стали с учетом ее структурного состояния. Способ-
ность стали сопротивляться пластической деформации и разруше-
нию обусловливается ее структурным состоянием. Уменьшение под-
вижности дислокаций может быть вызвано различными причинами:
повышением сил сопротивления самой решетки, препятствием со
стороны других дислокаций, блокированием атомами примесей или
дисперсными твердыми включениями, наличием границ между крис-
таллами и блоками.
На практике процесс нагружения материала можно разделить
на два периода, из которых первый относится к области напряжений
до предела текучести, а второй - выше предела текучести; причем
в "последнем случае наблюдается появление сначала микро-, а за-
тем и макротрещин, приводящих к разрушению. Во втором периоде
чрезвычайно важно увеличение сопротивления образованию и раз-
витию трещин за счет создания микрорелаксационных процессов.
20
Уровень прочностных свойств стали обусловлен аддиативным вкла-
дом нескольких механизмов упрочнения. Предел текучести можно
представить как сумму следующих факторов:
от = оо + Д от.р. + Д оп + Д 0д.ч. + Д Од + Д о3 + Д ос, (4)
где оо - сопротивление движению дислокаций со стороны кристал-
лической решетки (напряжение трения); Д от р - упрочнение твер-
дого раствора феррита растворенными в нем легирующими элемен-
тами; Д оп - упрочнение за счет образования перлита; Д одч - уп-
рочнение дисперсными частицами; Д од - упрочнение за счет повы-
шения плотности дислокаций; Д о3 - зернограничное упрочнение;
Д ос - субструктурное упрочнение.
Торможение движения дислокаций растворенными атомами в
матрице обусловлено объемными искажениями базисной решетки
и локальными изменениями ее упругих свойств. Элементы, обра-
зующие растворы замещения, оказывают меньшее влияние на проч-
ность, чем атомы внедрения. Легирующие элементы, понижающие
температуру превращения, способствуют упрочнению также через
фактор измельчения структуры. Дополнительной возможностью ис-
пользования упрочнения растворенными атомами является фикси-
рование высокотемпературного состояния с помощью закалки. При
одновременном легировании твердого раствора атомами несколь-
ких легирующих элементов их влияние на упрочнение в первом при-
ближении суммируется.
Большинство применяемых низколегированных и легированных
конструкционных сталей приобретает упрочнение за счет легирова-
ния твердого раствора. Это относится и к сталям, используемым
преимущественно в горячекатаном состоянии. Введение же леги-
рующих элементов более 2,5 % отрицательно влияет на вязкость
и технологичность - в первую очередь свариваемость. Легирование
стали марганцем с повышением предела текучести на 10 Н/мм2 при-
водит к снижению переходной температуры на 3,5 °C, в то время как
кремний, напротив, повышает этот показатель на 5,5 °C. Поэтому
мелкозернистые стали обычно содержат повышенное количество
марганца. Необходимо иметь* в виду, что при слишком большом со-
держании марганца и сильном снижении температуры превраще-
ния может образоваться высокотемпературный бейнит, отрицатель-
но влияющий на вязкость стали. Обычно в феррито-перлитных низко-
легированных сталях содержание марганца не превышает 1,5 - 1,7 %.
Упрочнение за счет увеличения содержания углерода связано с
повышением в стали объемной доли перлита. Увеличение доли пер-
лита в стали сопровождается уменьшением отношения от/ов, посколь-
ку происходит более быстрый рост временного сопротивления по
21
Таблица 3. Влияние параметров упрочнения на свойства
низколегированных сталей
Параметры упрочнения От Переходная температура Сваривав мость • Формоиз- меняемость
Образование твердого раствора сл От СЛО до СЛ СЛО Н
замещения
Углерод сл СО СО СЛО
Измельчение зерна СП СП Н н
Плотность дислокаций СП СЛО Н СЛО
Дисперсионное твердение СП СЛО Н СЛО
Субструктура СП СП Н н
Примечание. СП - сильно положительный; СП - слабо положительный;Н-
практически не влияет; СЛО - слабо отрицательный; СО - сильно отрицательный.
сравнению с пределом текучести. Этот способ упрочнения - самый
дешевый и он целесообразен в конструкционных сталях, используе-
мых для изготовления несварных конструкций. В результате повы-
шения содержания углерода снижаются пластические и вязкие свойст-
ва, а также свариваемость. Упрочнение низколегированной стали
за счет углерода на 10 Н/мм2 приводит к повышению переходной
температуры на 9 °C. С увеличением содержания углерода, особен-
но выше 0,20 %, существенно ухудшается способность к сварке и
холодной деформации. Ударная вязкость 'стали, в первую очередь
при минусовых температурах, снижается. Влияние легирующих эле-
ментов, образующих растворы замещения, на основные свойства
низколегированных сталей приведено в табл. 3.
Упрочнение дисперсными частицами является весьма эффектив-
ным и получило достаточно широкое распространение. Движущие-
ся дислокации взаимодействуют с дисперсными частицами и испы-
тывают сопротивление своему перемещению по механизму, описан-
ному Орованом (огибание частиц и создание дислокационных петель)
или по другим механизмам (Хирш, Ансел и Ленел и др.). Упрочнение
сплава дисперсными частицами тем больше, чем меньше расстоя-
ние между ними и чем больше модуль упругости частиц второй фа-
зы, т.е. чем прочнее сами частицы. Можно считать, что наиболее ин-
тенсивное упрочнение наблюдается на стадии образования облаков
Коттрелла, когда еще сохраняется когерентная связь с матрицей.
Такое выделение может происходить как при охлаждении после про-
катки или нормализации, так и при отпуске. Обособление частиц из
твердого раствора приводит к снижению эффективности упрочнения
за счет дисперсионного твердения. Наиболее часто выделение вто-
рой фазы вызывает также некоторое измельчение зерна. Обычно же
повышение предела текучести на 10 Н/мм2 за счет дисперсионного
22
твердения по обобщенным литературным данным сопровождается
повышением переходной температуры приблизительно на 2,5 °C.
Механизм дисперсионного твердения приобрел особенно боль*
шое значение в связи с необходимостью разработки новых низко-
легированных сталей повышенной прочности и вязкости с улучшен-
ной свариваемостью, так как повышение прочности этим способом
практически не влияет на величину углеродного эквивалента и сва-
риваемость стали.
Следующим механизмом является упрочнение за счет повыше-
ния плотности дислокаций и образования определенных дислокацион-
ных построений. Изменяя дислокационную структуру металла и рас-
пределение точечных дефектов можно существенно влиять на его
механические и физические свойства. Плотность дислокаций может
изменяться в широких пределах; от 103 - 107 см"2 до 5 • 1012 см*2,
причем более высокая плотность вероятно не имеет практическо-
го значения, поскольку расстояния между дислокациями становят-
ся соизмеримыми с межатомными и кристаллическая структура
утрачивает регулярность. Оптимальным следует считать увеличе-
ние числа дислокаций с одновременным их перераспределением и
образованием устойчивых субграниц. С увеличением предела те-
кучести на 10 Н/мм2, вызванным повышением плотности дислока-
ций, переходная температура повышается примерно на 4,3 °C.
Зернограничное упрочнение представляет собою упрочнение струк-
турными барьерами, когда дислокации встречают препятствия на
пути движения в виде границ зерен, прохождение через которые мало-
вероятно. Границы зерен являются одновременно и источником дис-
локаций. С уменьшением величины зерна протяженность границ зе-
рен возрастает, следовательно, увеличивается количество источни-
ков дислокаций. Согласно теории предела текучести и распростра-
нения пластической деформации (Мотт, Петч, Стро, Коттрелл) в ме-
талле с ОЦК-решеткой типа a-железа, имеющиеся дислокационные
источники прочно заблокированы атомами примесей и для их осво-
бождения необходимы высокие локальные напряжения. Эти напря-
жения создаются при скоплении дислокаций, создаваемых источни-
ками Франка - Рида. Уравнение Петча - Холла связывает предел
текучести с величиной зерна, или с расстоянием между реальными
барьерами:
от = оо + Ку d’1'2, (5)
где оо - сопротивление движению дислокаций со стороны кристал-
лической решетки; d - диаметр зерна (длина свободного пробега
дислокаций); Ку - коэффициент.
Для феррито-перлитных сталей величина зерна обычно находит-
23
ся в пределах от 5 • 10-1 мм до 5 * 10~3 мм. При образовании в такой
стали субструктуры с малой величиной субзерен на упрочнение ре*
шающее влияние оказывает последний показатель. Вклад субструк-
туры в упрочнение железа и стали зависит от размеров субзерен и
степени разориентировки между ними.
Измельчение зерна является наиболее благоприятным способом
повышения прочности стали, так как при этом одновременно повы-
шается вязкость и понижается склонность к хрупкому разрушению.
При измельчении зерна в первую очередь повышается предел теку-
чести и в меньшей степени временное сопротивление. Расчеты по-
казывают, что увеличение предела текучести на 10 Н/мм2 за счет
измельчения зерна одновременно приводит к снижению температу-
ры перехода в хрупкое состояние на 6 °C (рис. 6).
На практике сталь упрочняют совместным действием несколь-
ких механизмов. Закономерности совместного действия разных ме-
ханизмов. упрочнения изучены недостаточно, в большинстве случаев
осуществляют простое суммирование эффектов упрочнения, вызван-
ных отдельными механизмами.
Зависимость переходной температуры от среднего диаметра зер-
на феррита описывается уравнением, аналогичным по своему виду
уравнению Петча - Холла:
Тпер = а - m d-"2, (6)
О 50 100 150 200 250
&6Г, Н/ннг
Рис. 6. Влияние измельчения зерна (а)
и дисперсного твердения (б) на пере-
ходную температуру низколегирован-
ной стали
где d - диаметр зерна феррита,
мкм; а, т - коэффициенты.
Для повышения механических
свойств стали для магистральных
газопроводов имеются следующие
способы. Первый - прямая закал-
ка с прокатного' или специального
нагрева на продукты промежуточ-
ного превращения (игольчатый
феррит, бейнит). Этот процесс ана-
логичен процессу производства по-
лосовой стали на непрерывных
широкополосных станах горячей
прокатки. Требуемая мелкозернис-
тая структура, необходимая для
достижения низкой переходной
температуры может быть получена
применением регулируемого рез-
кого охлаждения полосы водой
перед смоткой в рулон. Второй спо-
соб включает производство
мелкозернистой ниобийванадие-
24
вой малоперлитной стали феррито-перлитного класса, изготавливае-
мой с применением жесткого режима контролируемой прокатки.
Этот метод предусматривает использование низких температур кон-
ца прокатки, в том числе в двухфазной (у + а)-области, и высокие
степени обжатия до 70 % при температурах ниже 850 °C. Начиная
с 70-х годов этот путь производства штрипсовой стали получил ши-
рокое распространение в мировой практике.
Третий способ - получение стали со структурой игольчатого фер-
рита в результате регулирования температуры превращения за счет
специально подобранного химического состава стали: снижения со-
держания углерода, повышения содержания марганца до 2 %, вве-
дения молибдена до 0,35 % и ниобия до 0,8 %. Такая система леги-
рования позволяет при охлаждении на воздухе с прокатного нагре-
ва получать структуру игольчатого феррита.
В соответствующих разделах книги подробно рассмотрены ука-
занные способы получения сталей для газопроводных труб большо-
го диаметра.
Глава II. НОРМАЛИЗОВАННЫЕ И ГОРЯЧЕКАТАНЫЕ СТАЛИ
НА ОСНОВЕ ТВЕРДОРАСТВОРНОГО И
КАРБОНИТРИДНОГО УПРОЧНЕНИЯ ДЛЯ ТРУБ БОЛЬШОГО ДИАМЕТРА
Разработка новых конструкционных материалов осуществлялась
поэтапно по мере изменения технических требований к металлу, со-
вершенствования оборудования и технологических параметров произ-
водства на металлургических и трубных заводах.
Низколегированные стали, относящиеся к первому поколению
сталей для газопроводных труб большого диаметра, содержали в
качестве основных- легирующих элементов марганец и кремний, об-
разующие с железом твердые растворы замещения. Степень упроч-
нения от легирования указанными элементами в пределах, не до-
пускающих существенного ухудшения пластичности, вязкости и сва-
риваемости, относительно невелика. На низколегированных сталях
подобного типа достигли уровень прочности 500 - 520 Н/мм2 в со-
четании с удовлетворительной пластичностью. Температура их экс-
плуатации составляет (0) + (-5) °C. В дальнейшем строители газо-
нефтепроводных магистралей выдвинули требования о создании
сварных труб большого диаметра, сначала диаметром 1020 - 1220 мм,
.позднее 'диаметром 1420 мм, с более высокой прочностью - до
600 Н/мм2 и существенно более стойких к низким температурам
(температура строительства -60 °C и эксплуатации -15 .°C). Для по-
лучения высокого уровня прочности, используя принцип твердораст;
воримого упрочнения, требуется введение в сталь чрезмерно боль-
25
шого количества легирующих (более 2,5 %), что сопровождается ухуд-
шением других необходимых свойств металла, таких как сваривае-
мость, сопротивление разрушению и в большинстве случаев прос-
то экономически невыгодно.
С учетом достижений современного металловедения, установив-
шего четкую зависимость основных свойств низколегированных ста-
лей от величины зерна, основное внимание было обращено на фак-
тор измельчения зерна за счет карбонитридного упрочнения. Микро-
легирование карбидной фазой ванадия является эффективным средст-
вом одновременного повышения прочности и вязкости стали, поз-
воляющее обеспечить требуемый комплекс свойств в стали после
нормализации. Была разработана серия низколегированных сталей
с карбонитридным упрочнением, обладающих более высокой проч-
ностью, чем стали с твердорастворным упрочнением, которые мож-
но охарактеризовать как второе поколение трубных сталей.
В дальнейшем технические требования, предъявляемые к трубам,
были существенно ужесточены и расширены; основными показате-
лями были определены критерии, оценивающие сопротивление хруп-
кому и вязкому разрушению - ударная вязкость на образцах с ост-
рым надрезом при -15 °C составляла не менее 80 Дж/см1 2, волок-
нистая составляющая в изломе образцов DWTT - не менее 80 %.
Для решения новых задач потребовались новые подходы к решению
проблемы: снижение содержания серы до 0,004 - 0,006 %, совмест-
ное использование карбонитридного и субструктурного упрочнения.
В дальнейшем работа была продолжен^ в направлении создания ста-
лей контролируемой прокатки, не содержащих дефицитных элемен-
тов, в первую очередь молибдена. Эти стали относятся к третьему
поколению конструкционных сталей для газопроводных труб боль-
шого диаметра.
1. ВЛИЯНИЕ ЭЛЕМЕНТОВ НА СВОЙСТВА СТАЛИ
В ГОРЯЧЕКАТАНОМ И НОРМАЛИЗОВАННОМ СОСТОЯНИЯХ
Основные легирующие и примесные элементы
Легирующие элементы, изменяя параметр решетки железа, упроч-
няют феррит (кроме хрома), незначительно влияют на характерис-
тики пластичности (кроме элементов, образующих растворы внед-
рения) и обычно понижают вязкость (за исключением никеля и хро-‘
ма). Степень влияния отдельных элементов зависит от типа обра-
зуемого твердого раствора, различия атомных радиусов железа и
растворенного элемента, а также взаимодействия их электронных
оболочек. Авторами проведены систематические исследования влия-
ния элементов на свойства низкоуглеродистых низколегированных
26
сталей в различных структурных состояниях. Основная часть пла-
вок отлита фракционно с варьированием содержания основных и
дополнительных легирующих элементов.
Основные легирующие элементы (углерод, марганец, кремний)
оказывают монотонно упрочняющее влияние, причем интенсивность
влияния углерода выше (0,1 % С повышает ов на 40 Н/мм2), чем у
марганца и кремния (~ 20 Н/мм2). При повышенном содержании уг-
лерод выделяется в виде карбидной фазы [3]. Углерод оказывает зна-
чительно большее влияние на временное сопротивление, чем на пре-
дел текучести, поэтому он уменьшает отношение от/ов (рис. 7). Уп-
рочнение за счет углерода связано с увеличением количества пер-
лита и явлением постепенного измельчения зерна, что видно из при-
веденных данных для стали с 0,8 % Мп:
Содержание С, % от, Н/мм2 ... 0,01 ... 220 0,05 222 0,10 248 0,16 259 0,20 303
Количество перлита, % .. .... 0 3,3 4,6 13,1 16,1
Диаметр зерна, мм’1'2... .... 5,6 5,3 6,5 6,8 9,9
При содержании углерода более 0,25 % наблюдается обратная
тенденция и зерно феррита несколько укрупняется. Повышение со-
держания углерода сопровождается уменьшением значений удар-
ной вязкости при комнатной и минусовых температурах, повыше-
нием порога хладноломкости. При содержании углерода более 0,23 %
наблюдается существенное повышение порога хладноломкости ста-
ли. Такое влияние углерода на ударную вязкость и хладостойкость
стали следует объяснить тем, что в определенных условиях прева-
лирует фактор повышения количества перлита, а в других - измель-
чения зерна. Чаще наблюдается проявление неблагоприятного влия-
ния повышенного количества перлита. Степень влияния перлита на
повышение переходной температуры зависит также от величины
зерна стали: с ее уменьшением усиливается степень влияния пер-
лита на переходную температуру. Отсюда следует, что использова-
ние сталей с низким содержанием углерода при наличии крупнозер-
нистой структуры в отношении переходной температуры менее эф-
фективно, чем в сталях с мелкозернистой структурой, в которых сни-
жение содержания углерода сопровождается понижением переход-
ной температуры. В сталях с очень низким содержанием углерода
критическая температура хрупкости зависит от формы и характе-
ра распределения перлитной составляющей. Обычно снижение со-
держания углерода до низкого уровня (0,05 % и ниже) в марганцо-
вистых горячекатаных сталях сопровождается существенным сдви-
гом переходной температуры в сторону более низких температур.
С повышением содержания углерода в нормализованной марган-
27
Рис. 7. Влияние углерода
на механические свойст-
ва горячекатаных низко-
легированных сталей:
сплошная линия - сталь:
1,4 % Мп; 0,3 % Si; 0,04 %
V; 0,03 % Nb; 0,03 % S
(температура нагрева
под прокатку 1200 °C,
окончания прокатки
850 ’С); пунктирная ли-
ния - сталь с 1,35 % Мп;
0,45 % Si; 0,025 % Ti;
0,012 % S (температура
нагрева под прокатку
1150 ’С, окончания про-
катки 760 *С)
цовистой стали уменьшается способность металла сопротивляться
развитию трещины, зависящая в основном от величины зерна.
Легирование марганцем сопровождается упрочнением и сниже-
нием ударной вязкости и хладостойкости, а легирование кремнием -
ухудшением последних показателей при содержании его более 0,8 %.
Резкое ухудшение пластических характеристик происходит при со-
держании марганца ~ 2 % и более и связано с образованием при со-
держании углерода 0,1 % и более чрезмерно большого количества
продуктов промежуточного превращения. Характер изменения удар-
ной вязкости, хладостойкости с повышением содержания марган-
ца определяется соотношением структурных составляющих (фер-
рит, перлит и продукты промежуточного превращения) и степенью
воздействия этого элемента на величину зерна феррита. В норма-
лизованной стали с 0,2 % С введение марганца сопровождается уве-
28
рис. 8. Влияние легирующих элемен-
тов на свойства нормализованной
низколегированной стали типа 20Г2
(1,5 % Мп)
личением доли перлитной состав-
ляющей без существенного из-
мельчения структуры, поэтому
сталь упрочняется с некоторым
ухудшением вязкости и хладостой-
кости (рис. 8). В стали с меньшим
содержанием углерода введение
марганца до 1,5 % повышает соп-
ротивление хрупкому разрушению.
Это связано с тем, что указанный
элемент уменьшает блокировку
дислокаций (снижает содержание
азота в атмосферах Коттрелла) и
обеспечивает получение продуктов
распада аустенита повышенной
дисперсности.
Упрочнение феррито-перлитной стали за счет повышения содер-
жания кремния связано с искажением кристаллической решетки.
Кремний не образует в стали каких-либо новых фаз и структур-
ных составляющих, поэтому микроструктура кремнесодержащих
сталей феррито-перлитного класса не отличается от структуры бес-
кремнистых сталей. Образующийся в крёмнесодержащей стали це-
ментит не содержит кремния, поскольку его сродство к углероду
значительно ниже, чем сродство железа к углероду.
Небольшие количества кремния обнаруживаются в карбидах, ко-
торые образовались при изотермическом превращении в перлитной
области. Следует считать, что наиболее достоверны данные о незна-
чительной растворимости кремния в цементите.
Межатомные силы связи кремния с железом сильнее, чем соот-
ветствующие силы связи кремния с углеродом, поэтому растворяясь
в феррите, кремний ослабляет связь атомов железа с углеродом и
способствует графитизации. Кремний измельчает блоки и увеличи-
вает искажения II и III рода; это упрочняет феррит. При содержании
кремния более 1 % ударная вязкость нормализованного железа при
комнатной температуре заметно снижается в силу особенностей
межатомных связей твердого раствора железо - кремний. Кремний,
кроме того, способствует укрупнению зерна (особенно при содер-
жании более 0,5 %).
Кремнийсодержащие стали обладают повышенной устойчивостью
29
против отпуска, что обусловлено наличием искажений II и III рода,
дисперсным состоянием карбидных частиц и малыми размерами
областей когерентного рассеяния рентгеновских лучей.
Имеются сведения о том, что кремний в количествах больших,
чем это нужно для раскисления (0,2 - 0,5 %) уменьшает плотность
подвижных дислокаций, что приводит к возрастанию сил трения в
решетке и повышению сопротивления пластической деформации.
В низкоуглеродистой стали отрицательное влияние кремния на
критическую температуру хрупкости проявляется г/ри содержании
его более 0,5 %. Наиболее интенсивное ухудшение этого показате-
ля происходит при содержании кремния > 1 %.
С железом никель образует непрерывный ряд твердых растворов.
Температура распада аустенита никельсодержащих сталей ниже,
чем у безникелевых сталей, поэтому этот элемент в количестве до
1 % способствует получению дисперсной структуры, а при больших
количествах - структуры игольчатого феррита. Никель оказывает
слабое влияние на стандартные механические свойства марганец-
содержащей низколегированной стали. Образующиеся при содер-
жании никеля > 1,3 % продукты превращения повышают темпера-
туру перехода в хрупкое состояние, в то время как при меньших ко-
личествах данный элемент благоприятно влияет на этот показатель,
а также на работу развития трещины. При введении в сталь до 0,9 % Ni -
сохраняется феррито-перлитная структура, а при больших концентра-
циях появляются продукты промежуточного превращения.
Считается, что одним из факторов, влияющих на свойства ферри-
та, содержащего никель, является величина энергии взаимодейст-
вия между дислокациями и атомами примесей. В определенных ко-
личествах никель уменьшает энергию взаимодействия между дис-
локациями и примесями - углерода и азота. Повышение хладостой-
кости железа при наличии никеля является следствием ослабления
им углеродно-азотной блокировки дислокаций.
В феррито-перлитных сталях хром находится в основном в раст-
воре. Упрочнение от наличия хрома значительно слабее, чем от дру-
гих легирующих элементов. В марганецсодержащей стали (0,2 % С)
хром до 0,7 % слабо влияет на ее стандартные свойства и не изме-
няет соотношения структурных составляющих (несколько укрупняет
зерно). При больших количествах хрома появляются продукты
промежуточного превращения, что сопровождается резким повыше-
нием прочности и существенным снижением пластичности стали
(см. рис. 8). Этот элемент снижает абсолютные значения ударной
вязкости (сильнее при содержании более 0,7 %) и ухудшает хладо-
стойкость. Работа развития трещины также уменьшается при уве-
30
личении содержания хрома, причем наиболее резко при количест*
вах более 0,7 %.
В феррито-перлитных низкоуглеродистых сталях (0,09 % С, 0,42 %
Мп, 0,25 % Si) молибден преимущественно находится в твердом раст-
воре и практически не оказывает влияния на их механические свойст-
ва в нормализованном состоянии. Только при комплексном легиро-
вании молибденом и бором образуется бейнитная структура, сущест-
венно повышающая прочность с уменьшением пластичности. При
повышенном содержании углерода (0,2 %) и марганца (1,5 %) молиб-
ден обеспечивает получение продуктов промежуточного превраще-
ния без наличия бора, что сопровождается существенным повыше-
нием прочности, снижением ударной вязкости, хладостойкости и
работы развития трещины.
Медь обладает крайне ограниченной растворимостью в а-железе
и при повышенных количествах (> 0,4 %) вызывает дисперсионное
твердение. Эффект упрочнения от растворения меди находится прак-
тически на уровне, наблюдаемом для никеля.
Характер влияния меди на ударную вязкость и хладостойкость
зависит от содержания и распределения меди: при небольших коли-
чествах ее влияние подобно никелю, а при больших, вызывающих
дисперсионное твердение, этот элемент снижает ударную вязкость
и хладостойкость низколегированных сталей.
Сера и фосфор являются постоянными примесями в низколеги-
рованных сталях~й их присутствие в них нежелательно. Сера прак-
тически не влияет на прочность, но уменьшает пластичность и удар-
ную вязкость (особенно в поперечном направлении к оси прокатки),
в то время как фосфор существенно упрочняет феррит с соответст-
вующим снижением пластических и вязких свойств. С уменьшением
содержания серы значение ударной вязкости, повышается, наиболее
интенсивно при содержаниях серы мекее 0,01 %. В то же время влия-
ние серы на порог хладноломкости (Т50) неоднозначно. Установлен
так называемый сульфидный эффект. С повышением содержания
серы снижается величина ударной вязкости при вязком разрушении,
однако температура, при которой вязкий излом сменяется хрупким,
смещается в область более высоких температур. Это смещение сви-
детельствует о повышении хладостойкости стали с высокой серой.
Разрушение стали с вытянутыми сульфидами связано с возник-
новением вокруг сульфидов напряжений и образованием пустот
(микротрещин), которые в дальнейшем растут, сливаясь в единую
трещину, приводящую к разрыву. Чем длиннее включения, тем боль-
ше концентрация напряжений. Так как глобулярные включения яв-
ляются меньшими концентраторами напряжений в поперечном нап-
31
равлении, чем длинные пластинчатые включения, то рост пустот проис-
ходит медленнее и энергоемкость разрушения выше.
С повышением содержания фосфора наблюдается непрерывное
снижение ударной вязкости при комнатной и минусовых темпера-
турах, уменьшение волокнистости в изломе и работы развития тре-
щины.
Считается, что хрупкость сталей, содержащих фосфор, развивает-
ся в результате сегрегации фосфора по границам зерен. Вредное
влияние фосфора ослабляется раскислением металла кремнием.
Эффективнее кремния влияет алюминий, который в количестве 0,05 %
обеспечивает получение стали с удовлетворительной ударной вяз-
костью при'наличии фосфора до 0,12 %. Вредное влияние фосфора
на хладостойкость связано с огрублением структуры и охрупчива-
нием границ зерен из-за выделения фосфида железа.
* Газы - кислород, водород и азот - являются обычными примеся-
ми в стали и обладают малой растворимостью в железе. Кислород
считается одной из основных примесей, охрупчивающих стал». С
увеличением содержания этой примеси критическая температура
хрупкости смещается в сторону более высоких температур.
По характеру влияния водорода на ударную вязкость и сопротив-
ление разрушению имеются противоречивые данные, причем в боль-
шинстве случаев не отмечается влияния этого элемента на хладно-
ломкость. Из низколегированных сталей водород относительно лег-
ко удаляется благодаря повышенной диффузии.
Азот отрицательно влияет на ударную вязкость и сопротивление
хрупкому разрушению низколегированных сталей при растворении
его в твёрдом растворе или при образовании нитрида железа, вызы-
вающем явление деформационного старения. Использование азэта
в качестве микролегирующего элемента рассмотрено ниже.
Микролегирующие элементы
Наиболее распространенными элементами, применяемыми для
микролегирования, являются ванадий, ниобий, титан, бор.
При рассмотрении влияния указанных элементов на свойства и
структуру низколегированных сталей, необходимо учитывать сте-
пень их сродства к углероду, азоту, кислороду и сере (табл. 4). По
степени сродства к азоту титан и ванадий значительно превосходят
ниобий, к кислороду и сере - титан превосходит ниобий и ванадий.
Ванадий и ниобий образуют стойкие карбиды и нитриды (карбонит-
риды), имеющие высокую температуру растворения в аустените,
поэтому они способствуют измельчению зерна. Нитриды титана прак-
тически не растворяются до температуры плавления.
32
Карбиды ванадия, ниобия и титана VC, NbC и TiC, а также нитри-
ды VN, NbN и TiN имеют гранецентрированную решетку типа NaCI.
По данным различных авторов константы решетки VC колеблются
между 0,413 и 0,410 нм, решетки VN - от 0,410 до 0,420 нм, констан-
ты решеток NbC и NbN - соответственно от 0,445 до 0,447 нм и от
0,437 до 0,440 нм, a TiC и TiN - от 0,431 до 0,433 нм и от 0,422 до
0,424 нм соответственно [4 - 6]. Вследствие изоморфности кристал-
лической структуры и близости параметров кристаллической решет-
ки карбиды и нитриды каждого из элементов неограниченно раство-
римы друг в друге.
Крупные карбонитриды ниобия, выделившиеся в процессе крис-
таллизации стали, сохраняются при повторном нагреве до высоких
температур. Мелкие же карбонитриды ниобия растворяются при тем-
пературе выше 1100 °C и выделяются при охлаждении проката вследст-
вие уменьшения растворимости ниобия в аустените и феррите, рас-
полагаясь по границам зерен и субзерен. Мелкие карбонитриды нио-
бия тормозят движение дислокаций, что способствует упрочнению
стали.
Таблица 4. Сродство микро легирующих элементов к углероду
и ряду примесных элементов
Микролегирующий элемент Элементы
С N О S
Ti С ОС ОС С
Nb С СР СЛ СЛ
V С ОС СЛ СЛ
Примечание. ОС - очень сильное сродство; С - сильное; СР - среднее; СЛ -
слабое.
При одновременном действии двух факторов - измельчения зер-
на и дисперсионного твердения за счет исключительно мелких и рав-
номерно* распределенных частиц второй фазы - может быть достиг-
нуто значительное упрочнение при вводе сравнительно небольшого
количества микролегирующего элемента.
По Способности вызывать эффект дисперсионного твердения в
нормализованных сталях карбонитридообразующие элементы от-
личаются друг от друга (рис. 9). Алюминий практически не вызывает
дисперсионного твердения, а для проявления этого свойства коли-
чество титана должно составлять более 0,08 %. Наибольшую эффек-
тивность в этом отношении имеют ванадий и ниобий.
Карбонитрид ниобия в полной мере растворяется в аустените лишь
при нагреве до 1250 °C, в то время, как карбид ванадия характери-
33
8 0,001 0,002 0,003
Содержание элементов, %
Рис. 9. Влияние карбонитридообразующих элементов на свойство нормализован-
ной низколегированной стали 20Г2 (1,5 %Мп)
Рис. 10. Влияние содержания карбонитрида ванадия на свойства листовой норма-
лизованной стали 16Г2
зуется высокой растворимостью в аустените. При нормализации
эта фаза переходит преимущественно в твердый раствор. Напротив,
нитрид ванадия имеет сравнительно низкую растворимость в аусте-
ните (при 1000 °C - 5,3 • 10‘4 %) при содержании 0,08 % V и 0,007 % N.
Ввиду этого, при охлаждении после нормализации ванадий вызывает
существенное дисперсионное твердение за счет выделения дисперс-
ных частиц V(C, N), в то время как эффект от наличия ниобия будет
незначительным. Наибольшая польза от ниобия проявляется в сос-
тоянии после горячей прокатки.
Количество ниобия, переходящего в твердый раствор при нагре-
ве до заданной температуры, зависит от содержания углерода. По-
ниженное содержание углерода обеспечивает не только лучшую сва-
риваемость, но также большую растворимость ниобия в аустените.
Считается, что приблизительно 0,01 % Nb находится в у-твердом раст-,
воре при 1000 °C, когда сумма % С + (% N • 12/14) равняется 0,1. Ко-
личество ниобия в твердом растворе уменьшается примерно в два
раза при значении этого показателя, равном 0,2.
С повышением содержания карбонитрида ванадия в стали уве-
личиваются прочность и вязкость (рис. 10). Скорость охлаждения про-
ката мало влияет на уровень механических свойств нормализован-
34
ной стали с карбонитридным упрочнением. Это, видимо, связано с
тем, что при нагреве под прокатку практически все карбонитриды
ванадия переходят в твердый раствор и при последующем охлаж-
дении на воздухе после прокатки полностью не выделяются. Выде-
лившиеся грубые нитриды располагаются преимущественно по гра-
ницам зерен, способствуя образованию видманштеттовой структу-
ры. При нагреве под нормализацию выделившиеся карбонитриды
ванадия являются центрами зарождения аустенитной фазы. Они обес-
печивают мелкое аустенитное зерно, затем частично растворяются
в аустените и при последующем охлаждении выпадают в дисперс-
ной форме достаточно равномерно по телу и границам зерен.
Алюминий, титан, цирконий имеют более высокое сродство к азо-
ту, чем ванадий, поэтому при вводе их в сталь в чрезмерных коли-
чествах часть азота расходуется на образование нитридов данных
элементов, что приводит к ухудшению комплекса свойств стали с
карбонитридным упрочнением (снижение прочности, вязкости и др.).
Поэтому следует иметь ввиду, что сталь с карбонитридным упроч-
нением, содержащую ванадий и азот, необходимо раскислять ми-
нимальным количеством сильных нитридообразующих элементов
или элементами, имеющими слабую нитридообразующую способ-
ность. Количество вводимого алюминия определяется исходя из не-
обходимости сохранения мелкозернистости стали при нормализа-
ции и сварке.
Следует отметить, что механизм влияния ниобия и ванадия на
свойства стали по существу идентичен. Выделение карбидов (карбо-
нитридов) после прокатки происходит в ? и а-областях, усиливает-
ся с увеличением степени обжатия и уменьшается с повышением
скорости охлаждения. Присутствие мелкодисперсных частиц в ста-
ли приводит к измельчению зерна и субзеренной структуры, а также
повышению плотности дислокаций и сопротивления их передвижению.
Таким образом, для эффективного повышения комплекса меха-
нических свойств низколегированных нормализованных марганец-
содержащих сталей целесообразно микролегирование дисперсны-
ми нитридами (карбонитридами), в первую очередь ванадия и ниобия.
.Карбонитриды этих элементов относительно легко переходят при
нагреве в твердый раствор и при охлаждении выделяются в аусте-
ните (Nb), или преимущественно в процессе распада аустенита в
интервале 600 - 700 °C (V). Влияние ниобия сильнее проявляется
в горячекатаном состоянии, в то время как влияние карбонитридов
ванадия - после повторного нагрева, .например, нормализации.
При увеличении содержания ванадия и ниобия повышаются и проч-
ностные характеристики стали. Наиболее существенное влияние
на повышение предела текучести оказывает ниобий, а затем вана-
35
дий. Ниобий в количестве 0,02 % замедляет рост зерна и обеспечи-
вает получение мелкозернистой стали (балл 9 - 11). Большие коли-
чества ниобия не столь эффективны, но усиливают дисперсионное
твердение. Для получения такого же эффекта упрочнения содержа-
ние ванадия должно быть в 2 - 3 раза выше количества ниобия. О
характере влияния ванадия на величину зерна горячекатаного ме-
талла имеются противоречивые сведения. Можно считать, что в не-
дораскисленных сталях ванадий способствует получению мелкозер-
нистой структуры, в то время как в хорошо раскисленной алюминием
стали эффект ванадия на измельчение зерна относительно небольшой.
Низколегированная сталь, микролегированная титаном 0,1 %)>
в горячекатаном состоянии характеризуется высокой прочностью,
но низкой пластичностью и ударной вязкостью, причем повторный
нагрев до 650 °C продолжительностью до 20 ч сопровождается не-
большим разупрочнением без улучшения пластичности и вязкости.
Повышений температуры нагрева до 680 - 700 °C (даже кратковре-
менная выдержка) сильно снижает уровень прочностных характе-
ристик и существенно повышает значения ударной вязкости. Такое
изменение механических свойств низколегированной стали с тита-
ном при нагреве можно объяснить изменением формы нахождения
титана в стали. В горячекатаном состоянии титан при общем коли-
честве 0,1 % располагается в карбидах (около 0,055 %), нитридах
(около 0,025 %) и оксидах (около 0,002 %), а также частично в твер-
дом растворе (около 0,02 %). После низкотемпературного нагрева
(отжига) количество твердорастворного титана резко уменьшает-
ся (примерно на порядок) и обычно не превышает 0,003 % с* увели-
чением доли титана, связанного в карбидах. Выделение титана из
твердого раствора сопровождается существенным повышением
ударной вязкости при одновременном снижении прочности (табл. 5).
Следует отметить, что небольшие присадки титана (0,01 - 0,03 %)
оказываются эффективными в измельчении первичной структуры
металла, поскольку образующиеся в жидкой стали нитриды титана
служат центрами кристаллизации. Размеры этих частиц нитрида ти-
тана около 0,02 мкм. Они служат барьером для роста зерна, способ-
ствует их измельчению и обеспечивают при нагреве до 1150 °C об-
разование аустенитного зерна не более 4-го балла стали (без нит-
ридов балл зерна составляет ~ 2). Степень рекристаллизации такой
стали с нитридами титана при предварительной горячей прокатке
ниже, чем у крупнозернистой, поэтому рекристаллизованное аусте-
нитное зерно у нее однороднее и мельче. Дальнейшая окончатель-
ная прокатка такого мелкозернистого аустенита в области отсутст-
вия рекристаллизации сопровождается образованием однородных
36
удлиненных аустенитных зерен, которые после у - «-превращения
приводят к образованию мелкого и однородного ферритного зерна.
Для образования дисперсных частиц нитрида титана содержание
азота в стали должно быть несколько больше, чем это предусмот-
рено стехиометрическим соотношением для указанного соедине-
ния. Эффект упрочнения за счет дисперсионного твердения при вы-
делении карбидной фазы в случае легирования ниобием зависит от
температуры аустенитизации, в то время как в случае присадки вана-
дия - в основном от химического состава основы стали. Упрочне- *
Таблица 5. Влияние температуры нагрева и выдержюГна свойства
низколегированной стали с 0,1 % Ti (0,14 % С; 1,2 % Мп; 0,04 % AI)
Температура нагрева, °C Длительность выдержки, ч*2 от, Н/мм2 ов, Н/мм2 6s,% KCU, Дж/см2
1*1 — 540 785 16,2 —
650 1 505 647 16,2 10
10 472 605 14,0 12
20 457 587 16,7 16
680 1 425 575 15,2 95
10 375 525 17,7 142
20 360 515 22,0 154
700 1 387 537 16,7 134
10 347 505 19,7 196
20 347 507 20,5 183
** После горячей прокатки.
** После выдержки образца охлаждали медленно, вместе с печью до комнат-
ной температуры.
ние ванадийсодержащей стали в значительной степени происходит
только при достаточном легировании основы марганцем. Сущест-
венное упрочнение за счет выделений карбида титана наблюдает-
ся при отношении Ti/C, близком к стехиометрическому составу это-
го соединения. Наилучшим способом достижения высокого диспер-
сионного твердения является использование не одного, а несколь-
ких элементов, так как при любой температуре аустенитизации коли-
чество растворенных элементов и последующее их выделение боль-
ше, чем в случае применения одного элемента..
О сопротивлении хрупкому разрушению низкоуглеродистых ста-
лей с микролегирующими добавками в горячекатаном состоянии
имеются противоречивые сведения. По данным ряда работ ванадий
и ниобий практически не оказывают влияния на значение ударной
вязкости при комнатной и пониженных температурах, в то время
как в других работах показано, что эти присадки несколько снижают
37
ударную вязкость, сдвигают переходную температуру горячеката-
ной стали в сторону более высоких температур.
Характер влияния микролегирующих добавок в определенной ме-
ре зависит от условий прокатки, состава стали и ее состояния. В тех
случаях, когда превалирующим влиянием является измельчение зер-
на - эти элементы повышают сопротивление хрупкому разрушению.
Так в горячекатаной стали титан понижает ударную вязкость при ком-
натной, а также при минусовых температурах. В состоянии после
нормализации обнаруживается благоприятное влияние небольших
количеств (до 0,1 %) титана на хладостойкость. Систематическое
исследование влияния титана на вязкие свойства нормализованной
марганцовистой стали (0,2 % С и 1,4 % Мп) показало, что этот эле-
мент до ~ 0,16 % мало влияет на ударную вязкость при минусовых
температурах, а в больших количествах повышает значения удар-
ной вязкости. Легирование титаном вызывает снижение волокнис-
тости в изломе и работы развития трещины при отрицательных тем-
пературах. Такой характер влияния титана связан с изменением
микроструктуры - с увеличением титана уменьшается количество
перлитной составляющей, особенно заметно при содержании тита-
на более 0,16 % без изменения величины зерна.
С повышением содержания ванадия ударная вязкость нормали-
зованной марганцовистой стали (0,2 % С; 1,4 % Мп) снижается и кри-
тическая температура хрупкости повышается. Ванадий понижает
работу развития трещины и количество волокнистой составляющей
в изломе. Такой характер влияния следует объяснить значительным
упрочнением стали, вызванным дисперсионным твердением при вы-
делении карбидов ванадия при отсутствии измельчения зерна.
При сочетании дисперсионного твердения с измельчением зер-
на, как это наблюдается в полуспокойных сталях с ванадием, с по-
вышением содержания последнего до 0,05 % наблюдается пониже-
ние критической температуры перехода в хрупкое состояние. Одна-
ко при более высоких концентрациях ванадия эффект дисперсион-
ного твердения превалирует, поэтому наблюдается некоторое повы-
шение переходной температуры благодаря повышению прочностных
характеристик.
Как показали испытания нормализованной марганцовистой ста-
ли с 0,2 % С, рост количества ниобия оказывает благоприятное влия-
ние на ударную вязкость при минусовых температурах, причем бо-
лее интенсивно этот показатель повышается после первых приса-
док ниобия. Более четко положительное влияние ниобия выявляет-
ся при оценке хладостойкости по виду излома и работе развития тре-
щины: с увеличением содержания ниобия до 0,4 % наблюдается не-
38
прерывное смещение порога хладноломкости в сторону более низ*
ких температур (примерно на 60 °C при 0,4 % Nb), а также увеличе-
ние (примерно, в два раза) при комнатной температуре работы раз-
вития трещины. Таким образом увеличение содержания ниобия в
нормализованной стали сопровождается повышением ее работоспо-
собности в области низких температур как в стадии зарождения, так
и развития разрушения. Такое влияние ниобия связано с преимущест-
венным измельчением зерна (величина зерна уменьшается на 3 бал-
ла при максимальном содержании ниобия 0,4 %), практическим от-
сутствием дисперсионного твердения и сохранением преимущест-
венно ферритной основы (повышение предела текучести только
на 30 %).
При преимущественном упрочнении ниобийсодержащих сталей
за счет снижения температуры распада аустенита и дисперсионно-
го твердения, как это наблюдается при испытании стали в состоя-
нии после горячей прокатки, критическая температура хрупкости
повышается с увеличением содержания ниобия.
Алюминий служит основным раскислителем при выплавке ста-
ли и его вводят в количествах, обычно равных 0,3 - 1,5 кг/т. При этом
он оказывает слабое влияние на механические свойства при стати-
ческом растяжении, но заметно влияет на ряд других характерис-
тик. Небольшие присадки алюминия заметно повышают температу-
ру роста зерна. Это явление, а также деазотирующее влияние неболь-
ших присадок алюминия сопровождается обычно улучшением вяз-
ких и хладостойких свойств. Порог хладноломкости раскисленных
алюминием низкоуглеродистых сталей смещается в сторону более
низких температур на 30 - 80 °C в зависимости от системы легиро-
вания и состояния стали. Для существенного повышения хладостой-
кости низкоуглеродистой низколегированной стали содержание ос-
таточного алюминия должно составлять в ней 0,02 - 0,03 %. Общепри-
нято, что малые присадки алюминия действуют через нитрид алю-
миния, образующий "барьеры”, препятствующие росту зерна. С по-
вышением температуры (1050 - 1120 °C) нитриды коагулируют и
растворяются в аустените и это приводит к росту зерна. Темпера-
тура полного растворения нитрида алюминия находится при темпе-
ратурах примерно 1250 °C. Она зависит от содержания в стали азо-
та и кислоторастворимого алюминия.
При небольших добавках алюминия (до ~ 0,1 %) происходит сни-
жение критической температуры хрупкости, что является результа-
том снижения содержания растворимого количества азота. После
удаления азота из раствора увеличение содержания алюминия прак-
тически не оказывает влияния на этот показатель, но при чрезмер-
39
ном количестве его происходит рост зерна, сопровождаемый повы-
шением критической температуры хрупкости.
Бор образует с железом твердый раствор внедрения. Он повышает
склонность аустенита к переохлаждению и увеличивает прокаливае-
мость стали только в том случае, когда находится в твердом раст-
воре, а не в виде нитридов.
Влияние бора на механические свойства феррито-перлитной ста-
ли не установлено. Он способствует укрупнению величины зерна
(с 9 до 5-го балла при содержании 0,003 % В) и увеличению количест-
ва перлитной составляющей. Такие структурные изменения, вызван-
ные бором, сопровождаются ухудшением вязких и хладостойких
свойств стали. Бор ухудшает также способность стали сопротивлять-
ся развитию трещины.
Влияние азота на основные свойства стали проявляется различ-
но в зависимости от того, в каком состоянии он находится в метал-
ле - в твердом растворе или в виде прочных нитридов (карбонитри-
дов). С азотом такие нитридообразующие элементы как титан и ва-
надий образуют в первую очередь нитриды и при избытке микроле-
гирующих элементов образуются карбиды, которые выделяются на
границах и внутри зерен, а также на границах раздела нитридов и
твердого раствора. Последний случай свидетельствует об образо-
вании карбонитридов. Температуры образования и роста нитридов
титана и ванадия значительно выше, чем температура выделения
карбидов этих элементов. Ниобий имеет меньшее сродство с азо-
том, чем с углеродом и не образует нитридов при высоких темпе-
ратурах. В низколегированных сталях карбид ниобия образуется бо-
лее легко и доля азота в карбонитриде ниобия всегда значительно
меньше, чем доля углерода в карбонитриде ванадия.
Алюминий, в первую очередь, связывает кислород и только избы-
ток алюминия связывает в твердом растворе азот. Для низколеги-
рованных сталей с карбонитридным упрочнением необходимо при-
менять ванадий, ниобий и алюминий отдельно или совместно. При-
менять в этом случае титан, цирконий или бор нецелесообразно, так
как эти элементы образуют нитриды при высоких температурах, ве-
личина частиц которых значительно крупнее, чем карбиды ниобия
или ванадия. Титан при его избытке по отношению к азоту связывает
серу в стали и ослабляет строчечность сульфидов марганца, что со-
провождается некоторым улучшением пластических и вязких свойств
в поперечном направлении. Наличие свободного азота в стали вы-
зывает явление деформационного старения. Следует иметь в виду,
что при испытании на деформационное старение снижение свойств
в значительной степени зависит от процесса холодного деформиро-
вания.
40
Микролегирование является одним из наиболее распространен-
ных и перспективных направлений получения конструкционных ста-
лей с комплексом высоких механических и эксплуатационных свойств.
Это, в первую очередь, относится к низколегированным марганцо-
вистым сталям с феррито-перлитной структурой. Благоприятное
влияние дисперсных нитридов связано с тем, что они при определен-
ных условиях благодаря блокировке границ зерен приводят к сущест-
венному измельчению аустенитного и действительного зерна. Ко-
личество нитрида алюминия ничтожно мало в металле в состоянии
после горячей обработки давлением. При последующем нормали-
зационном нагреве весь азот выделяется в виде нитрида алюминия,
задерживая рост зерна во время этой операции термической обработки.
Деформация в высокотемпературной области аустенита с доста-
точным обжатием благодаря последующей рекристаллизации соп-
ровождается уменьшением размера аустенитного зерна до предель-
ного значения, которое обычно мало зависит от системы легирова-
ния. Для устранения грубой видманштеттовой структуры степень
обжатия в области рекристаллизации аустенита должна примерно
составлять 70 %. При высокотемпературном нагреве под прокатку
(до 1250 °C) нитриды (карбонитриды) частично или полностью раст-
воряются в аустените и при непрерывном охлаждении выделяются
в виде частиц избыточной фазы.
Распределение азота в литом слябе толщиной 240 мм проверено
методом трековой авторадиографии с регистрацией продукта ядер-
ной реакции 15N(a, n)18F. Показано достаточно равномерное распре-
деление этого элемента в литом металле с некоторым преимущест-
венным выделением по границам зерен. Микролегирующие элемен-
ты, находящиеся в аустените, способствуют задержке диффузион-
ного превращения аустенита при охлаждении и выделению карбо-
нитридов в процессе и после превращения или в процессе старения.
Полнота выделений карбонитридов ванадия выше, чем у карбидов
ванадия или карбонитрида ниобия. Определенный вклад в упрочне-
ние горячекатаной стали с карбонитридами ванадия вносит образо-
вавшаяся после высокотемпературного нагрева видманштеттовая
структура (или продукты промежуточного превращения). Повторный
нагрев такой стали выше Ас3 сопровождается измельчением аус-
тенитного зерна благодаря влиянию мелких частиц и повторным вы-
делением дисперсных карбонитридов при у - a-превращении, при-
чем частицы приобретают более благоприятные для вязкости фор-
му и‘размеры: они несколько укрупняются и приобретают более ок-
руглую форму. Отмеченные изменения благоприятно влияют на вяз-
кость, однако прочность при этом снижается. При наличии в стали
одновременно ванадия, азота и достаточного количества- алюминия
41
при повторном нагреве в области 700 °C образуется нитрид алюми-
ния, который оказывает зародышевое действие на образование аус-
тенитных зерен, а в дальнейшем служит барьерами для их роста.
Из-за преимущественного выделения карбонитридов ниобия в
^-области существенная доля влияния ниобия теряется при после-
дующем нагреве выше Ас3 вследствие коагуляции карбонитридов
ниобия. Большое влияние на структуру и свойства ниобиевых ста-
лей оказывают условия нагрева, режим прокатки и скорость охлаж-
дения в процессе прокатки и после нее.
Дисперсионное упрочнение вызывают весьма мелкие частицы
(3 - 20 нм), выделившиеся из пересыщенного твердого раствора
при полиморфном превращении во время охлаждения. Их упрочняю-
щее действие объясняется тем, что они препятствуют движению дис-
локаций. Степень развития дисперсионного упрочнения зависит от
плотности выделений, которая тем выше, чем больше растворимость
карбонитрида в аустените при нагреве.
Измельчение зерен аустенита обеспечивается также более круп-
ными частицами карбонитрида ванадия (10 - 100 нм), выделивши-
мися из аустенита или образовавшимися в результате коагуляции
выделившихся ранее мелких частиц. Эти частицы служат зароды-
шами новых зерен аустенита, а также сдерживают рост зерен при
дальнейшем нагреве.
Исследованиями влияния элементов на свойства нормализован-
ной низколегированной стали типа 16Г2АФ, содержащей оптималь-
ное количество ванадия (0,10 - 0,15 %), алюминия (0,02 - 0,04 %) и
азота (0,018-0,024%), показано:
1. Увеличение содержания углерода с 0,16 до 0,23 % повышает
прочностные свойства, снижает ударную вязкость при минусовых
температурах и слабо влияет на порог хладноломкости (Т50), что
объясняется увеличением доли перлита без изменения величины
зерна феррита.
2. Марганец при содержании до 1,7 % умеренно упрочняет сталь
(при большем содержании более резко - за счет образования бейнит-
ной структуры), несколько повышает ударную вязкость и хладостой-
кость, что связано с измельчением зерна, поэтому сталь такого ти-
па целесообразно легировать марганцем до 1,7 %.
3. Кремний в количестве от 0,45 до 1,5 % плавно повышает проч-
ностные характеристики с понижением значений ударной вязкости
и повышением хладноломкости (Т50), что связано с некоторым ук-
рупнением зерна, сильным искажением кристаллической решетки
и ликвацией этого элемента.
4. Хром до 1,3 % повышает прочность, но уменьшает предел те-
42
кучести, понижает ударную вязкость и повышает порог хладнолом-
кости (Т50), что связано с укрупнением зерна и образованием повы-
шенного количества перлита. С точки зрения хладостойкости вве-
дение кремния и хрома в низколегированную сталь с карбонитрид-
ным упрочнением должно быть ограничено (кремний) и практичес-
ки нецелесообразно (хром).
5. С увеличением содержания ванадия до 0,28 % наблюдается не-
которое повышение прочностных свойств с понижением ударной
вязкости (при содержании более 0,15 %) и небольшим повышением
порога хладноломкости (Т50), что можно объяснить усилием явле-
ния дисперсионного твердения. Поэтому стали с карбонитридным
упрочнением целесообразно микролегировать ванадием до 0,15 %.
6. Ниобий в количестве до 0,08 % в стали с 0,09 % V практически
не оказал влияния на механические свойства, поэтому применение
этого элемента в нормализованной стали с карбонитридным упроч-
нением нецелесообразно.
7. Никель и медь в количестве по 0,5 % каждого несколько повы-
шают прочность и ударную вязкость, но практически не влияют на
порог хладноломкости (Т50), поэтому возможно применение указан-
ных элементов при необходимости дополнительного упрочнения ста-
ли с карбонитридным упрочнением.
8. С увеличением содержания азота прочностные свойства повы-
шаются за счет измельчения зерна и дисперсионного твердения. При-
чем характер изменения ударной вязкости и хладостойкости зави-
сит от степени развития каждого из перечисленных механизмов. При
постоянном содержании ванадия ударная вязкость монотонно сни-
жается и повышается порог хладноломкости (Т50). Однако при одно-
временном увеличении содержания ванадия эти показали улучшают-
ся, поэтому для получения оптимальных свойств необходимо обес-
печить полное связывание азота ванадием и алюминием.
9. Небольшие присадки молибдена мало влияют на свойства та-
кой стали. Малые добавки титана несколько снижают предел теку-
чести, в связи с обеднением металла азотом, который идет на обра-
зование стойкого нитрида титана. Совместное микролегирование
никелем, медью и молибденом сопровождается существенным уп-
рочнением с ухудшением ударной вязкости и хладостойкости.
В стали с микродобавками ванадия и азота уровень механичес-
ких свойств сильно зависит от содержания нитридной (карбонитрид-
ной) фазы. С увеличением содержания этой фазы предел текучести
монотонно повышается с увеличением ударной вязкости и сниже-
нием порога хладноломкости (рис. 10).
Механим изменения свойств стали с карбонитридами ванадия
в значительной степени зависит от сочетания легирующих элемен-
43
тов. Оптимальное содержание ванадия, алюминия и азота в сталях
с карбонитридным упрочнением находится на уровне 0,08 - 0,13 %,
0,02 % и 0,02 % соответственно. С повышением содержания алюми-
ния пороги хладноломкости низколегированной стали с карбонит-
ридами снижаются. Верхний предел содержания алюминия должен
быть ограничен (~ 0,05 %) во избежание связывания чрезмерно боль-
шого количества азота с соответствующим снижением прочности.
Модифицирующие элементы
Основными средствами борьбы с уменьшением вреднего влия-
ния сульфида марганца является снижение содержания серы в ста-
ли и замена пластичного сульфида марганца на труднодеформируе-
мые сульфиды церия, кальция, циркония и титана. Эти -элементы об-
ладают по сравнению с марганцем более высоким термодинамическим
сродством с серой и образование их сульфидов происходит при бо-
лее высоких температурах. При обработке модифицирующими эле-
ментами включения приобретают преимущественно глобулярную
форму.** Положительное влияние модифицирования связано с умень-
шением общей длины включений в единице площади.
Эффективными модификаторами, дегазаторами и десульфурато-
рами конструкционных сталей являются редкоземельные элемен-
ты (РЭМ) и кальций*. Эти элементы повышают пластические и вязкие
свойства литых и деформируемых сталей, что объясняется их влия-
нием на уменьшение общей загрязненности стали неметаллически-
ми включениями и концентрации серы, изменение формы и соста-
ва сульфидных включений, а также на более благоприятное их рас-
положение.
Влияние РЭМ связано с высокой активностью этих металлов по
отношению к сере и кислороду. Тугоплавкие сульфиды церия, лан-
тана и др. образуются в жидкой фазе и выделяются в дисперсном
виде, равномерно в объеме стали.
Отмечается положительное влияние РЭМ на ударную вязкость
при различных температурах. Существует оптимальная добавка
РЭМ, которая обеспечивает более высокую ударную вязкость. Она
зависит от ряда факторов, таких как условия выплавки, содержание
серы, метод ввода РЭМ и т.д.
'Расчетное количество церия для связывания серы в тугоплавкие
соединения, в частности Ce2S3 с температурой плавления пример-
но 1900 °C, зависит также от раскисления металла; обычно требует-
ся около 0,03 % Се на 0,01 % S, а при недостаточном раскислении
стали перед вводом РЭМ несколько больше.
Обычно с вводом РЭМ наблюдается снижение содержания серы
в стали на 30 - 50 %. Десульфурирующее влияние РЭМ оказывают
44
при вводе их в количестве до 0,3 %. Однако снижение содержания
серы при вводе РЗМ не является единственным фактором в дости-
жении положительного эффекта. БолЪе важным следует считать из-
менение при такой обработке сульфидных включений, переход их
в слабодеформируемую форму.
Результаты влияния РЗМ на прочностные свойства неоднозначны,
хотя в большинстве работ отмечается небольшое упрочнение с одно-
временным улучшением пластических характеристик. В нормали-
зованной стали наиболее эффективно в этом направлении действуют
первые присадки РЗМ (до 0,3 %), а при вводе большого количества
РЗМ прочностные характеристики снижаются, особенно предел те-
кучести.
Разница в ударной вязкости обработанной РЗМ и необработанной
РЗМ стали была выше при испытании образцов типа 1 по сравнении
с образцами типа 11. Введение первых присадок РЗМ (около 0,1 %)
не вызывает повышения хладостойкости нормализованной низко-
легированной стали при оценке по виду излома ударных образцов.
Напротив, наблюдается небольшое -смещение условных порогов
хладноломкости в сторону положительных температур на 10 - 15 °C.
Присадка РЗМ в количестве 0,3 % и более приводит к повышению
хладостойкости низколегированных сталей.
Как показали испытания, с ростом отношения Ca/S уменьшает-
ся общая длина сульфидных включений на единицу площади и при
значении, равном 2, вытянутые включения сульфидов не наблюдают-
ся. Ударная вязкость при этом достигает максимальной величины.
При дальнейшем увеличении отношения Ca/S > 2 снижение ударной
Рис. 11. Влияние способа раскисления
на ударную вязкость и долю волокнис-
той составляющей в изломах.ударных
образцов из стали 14Г2АФ:
сплошные линии - KCU; пунктирная -
KCV; Н - нормализация; О - отпуск
45
вязкости в отличие от стали, обработанной РЗМ, не происходит. Это,
видимо, связано с морфологией образующихся неметаллических
включений. Включения РЗМ значительно хуже удаляются из метал-
ла по сравнению со сталью, обработанной кальцием и располагают-
ся в виде скоплений. Поэтому увеличение концентрации РЗМ в ста-
ли приводит к большей ее загрязненности и снижению ударной вяз-
кости. Следовательно, для получения высоких значений вязкости
сталь должна подвергаться глубокой десульфурации и высокой сте-
пени модифицирования при оптимальном соотношении элемента-
модификатора к сере.
Раскисление низколегированной стали с нитридами ванадия си-
ликокальцием (2 кг/т) взамен алюминия обеспечивает получение
более высокого комплекса прочностных и вязких свойств: повыше-
ние значения предела текучести на 60 - 80 Н/мМ2 и низкотемпера-
турной ударной вязкости [при (-20) + (-60) °C на 50 - 70 Дж/см2]
и небольшое улучшение хладостойкости, оцененной по волокнистос-
ти в изломе ударных образцов (рис. 11). На образцах с мягким и ост-
рым надрезами проведены специальные испытания на ударную вяз-
кость, которые показали, что в нормализованном состоянии (нагрев
930 °C) наивысшие значения ударной вязкости, волокнистости в из-
ломе и работы развития трещины наблюдаются у стали, раскислен-
ной одним силикокальцием (порог хладноломкости Т5 понижен на
20 °C, работа развития-трещины на 15 Дж/см2 выше). В отпущенном
состоянии (680 °C, 1,5 ч) некоторым преимуществом обладает сталь,
раскисленная алюминием (порог Т50 понижен на 10 °C, работа раз-
вития трещины на 35 Дж/см2 выше).
Причины столь различного влияния кальция в нормализованной
и отпущенной стали с карбонитридным упрочнением следует объяс-
нить влиянием кальция на кинетику выделения и распределения нит-
ридной фазы ванадия.
2. СТАЛИ с ТВЕРДОРАСТВОРНЫМ УПРОЧНЕНИЕМ
Несмотря на относительную простоту легирования трубных фер-
рито-перлитных сталей, они характеризуются довольно сложными
взаимозависимостями различных структурных факторов. К приме-
ру, легирование марганцем оказывает воздействие на содержание
феррита и перлита, температуру превращения, размер зерна при
нагреве и охлаждении, требуемую скорость охлаждения и, следо-
вательно, на комплекс свойств.
Сталь 19Г была предназначена для изготовления труб методом
холодного экспандирования, а сталь 14ХГС - для труб, подвергае-
мых горячей правке.
46
Типичными свойствами для горячекатаной листовой стали 19Г2
толщиной 9 мм были: о_ = 359 Н/мм2, о» = 510 Н/мм2, 6. = 26 %,
KCU.4O = 50 Дж/см2 (образцы 5 х 10 мм). Среднеквадратичное откло-
нение по ударной вязкости составляло 19 Дж/см2, что указывает
на ее нестабильность, особенно при содержании углерода на верх-
нем пределе марочного состава (0,22 %). Неблагоприятное влияние
на ударную вязкость стали 19Г оказывал наклеп, возникающий при
холодном экспандировании труб (табл. 6).
Количество необходимого алюминия в стали зависит от содержа-
ния в ней кислорода и азота.
Опыт изготовления и эксплуатации труб из стали 19Г показал,
что эта сталь не отвечает требованиям, предъявляемым к металлу
для газопроводных труб в связи с ее относительно низкой прочностью,
чувствительностью к концентраторам напряжений и низким сопро-
тивлением разрушению. В связи с этим были предприняты работы
по совершенствованию марочного состава и технологии производст-
ва стали для газонефтепроводных труб диаметром 530 -1220 мм.
Для горяченаправленных труб была разработана сталь 14ХГС,
обеспечивающая в готовых трубах после горячей правки, которая
равноценна нормализации, следующий уровень свойств (средние
значения): от = 378 Н/мм2, ов = 534 Н/мм2, в5 = 29,7 %, KCU_40 -
- 59 Дж/см3. Испытания показали, что холодное деформирование
Таблица 6. Влияние холодного деформирования на свойства стали 19Г
Степень дефор- мации, % Ов ”т о5 XCU-40
2 +5 +18 -14 -28
5 +7,5 +45 -32 -35
10 +15 +64 -55 -42
Примечание. Знак ”+” - увеличение; знак - снижение характеристики.
нормализованной стали 14ХГС (до 5 %) оказывает сравнительно не-
большое влияние на ударную вязкость, которая сохранялась на уров-
не выше 50 Дж/см2. Значительное повышение свойств низколеги-
рованной стали, особенно пластичности и ударной вязкости, дости-
гаемое за счет нормализации, привело к заметному повышению до-
ли листовой стали, поставляемой в нормализованном состоянии.
Особенно важным фактором, способствующим- повышению комп-
лекса свойств трубной стали 19Г является* введение операции нор-
мализации листового проката, благоприятно влияющей на структу-
ру в направлении измельчения зерна и предупреждения образова-
ния продуктов промежуточного превращения:
47
Сталь.................. Горячекатаная Нормализованная
От, Н/мм2................... 381 377
ов, Н/мм2................... 541 529
6,, %....................... 28,9 29,3
KCU-40. Дж/см2...... 50,2 64,2
Эти свойства получены после нормализации при 910 °C (охлаж-
дение на воздухе).
Для менее ответственных труб диаметром 530 - 820 мм разра-
ботана сталь 17ГС с несколько меньшим содержанием марганца,
используемая в горячекатаном состоянии. Исследования показали,
что понижение температуры конца прокатки положительно влияет
на ударную вязкость горячекатаных листов из стали 17ГС. Макси-
мальные значения этой характеристики при -40 °C и наибольшее
количество волокнистой составляющей в изломе образцов отмече-
но после прокатки с окончанием деформации при температуре 850 °C.
С понижением температуры конца прокатки предел текучести и ве-
личина относительного удлинения повышаются.
Практика массового изготовления газопроводных труб из стали
17ГС подтвердила, что эта сталь технологична и относится к клас-
су хорошо свариваемых. Для прогнозирования среднеплавочной ве-
личины временного сопротивления (Н/мм2) можно пользоваться сле-
дующим уравнением:
ов = (6,75 % С + 9,25 % Мп + 4,48 % Si + 30,71) • 9,8. (7)
При величине суммы С + 0,25 % Мп > 0,44 % на стали типа 17ГС в
нормализованном состоянии обеспечивается временное сопротив-
ление не менее 510 Н/мм2 и предел текучести 360 Н/мм2. С этой
целью наиболее рационально увеличить содержание марганца до
1,15 - 1,55 %. Сталь скорректированного состава получила наиме-
нование 17Г1С.
Средневзвешенные значения механических свойств листов из
стали 17Г1С находятся на следующем уровне: от = 395 Н/мм2; ов =
= 553 Н/мм2; 65 = 28,8 % и KCU_40 = 78 Дж/см2. Средневзвешенное
содержание отдельных элементов составляло: 0,17 % С; 1,23 % Мп;
0,48 % Si; 0,025 % S и 0,018 % Р.
Уравнения множественной регрессии, показывающие влияние
химического состава на ударную вязкость (Дж/см2) листовой стали
17Г1С имеют следующий вид:
KCU_40 = (14,37 - 11,21 С - 0,69 Мп - 2,51 Si - 78,525 -
- 12,2 Р)-10,
KCU.6O = (10,87 - 9,13 С + 0,65 Мп - 2,82 Si - 59,09 S -
- 13,08 Р) -10.
48
Таблица 7. Среднее значение ударной вязкости стали 17Г1С
Элемент Пределы содержания элементов, % Фактическое значе- ние KCU_40/KCU_60, Дж/см2 Рассчитанное значение по уравнению множественной регрессии KCU.40/KCU.60i Дж/см2
С <0,15 82,6/80,8 83,1/72,5
0,16-0,18 82,0/69,6 81,2/70,0
0,19-0,21 77,2/68,0 76,4/67,5
Мп <1,25 81,8/69,4 80,6/69,0
1,26-1,39 78,9/69,1 79,1/70,7
>1,40 78,4/67,9 77,9/72,0
Si <0,45 82,0/71,0 81,8/71,0
>0,45 80,3/68,4 78,0/67,2
S 0,015-0,019 90,0/73,9 86,8/75,3
0,020-0,024 84,1/72,2 82,9/72,4
0,025-0,029 73,7/67,9 78,9/69,4
0,030-0,034 76,2/66,1 75,0/66,4
0,035-0,040 71,2/65,9 71,1/63,5
Р <0,017 84,1/71,1 82,0/71,3
0,018-0,027 80,4/69,1 79,3/69,7
0,028-0,040 77,3/67,9 76,8/67,9
Таблица 8. Содержание неметаллических включений в стали 17Г1С
S, % (по массе) Площадь, занятая неме- таллическими вклю- чениями, % S, % (по массе) Площадь, занятая неме- таллическими вклю- чениями, %
сульфиды оксиды t сульфиды оксиды
0,002 0,0073 0,036 0,015 0,0790 0,038
0,007 0,0351 0,034 0,030 0,1579 0,041
Как видно из приведенных уравнений, наиболее существенное влия-
ние на ударную вязкость стали 17Г1С оказывает содержание серы.
Фактическая и рассчитанная по уравнению множественной рег-
рессии средняя ударная вязкость листовой стали 17Г1С при темпе-
ратурах г40 и -60 °C в зависимости от содержания элементов на-
ходятся в хорошем соответствии (табл. 7).
С увеличением содержания серы в стали 17Г1С количество не-
металлических включений увеличивалось, причем при содержании
серы- > 0,030 % включения располагались скоплениями и строчка-
ми (табл. 8).
Исследования показали, что нормализованная сталь 17Г1С хоро-
шо сопротивляется образованию трещин и надрывов при жесткой
пластической деформации, обладает низким температурным поро-
гом хладноломкости, а также достаточно однородными механичес-
49
кими свойствами при статическом растяжении вдоль и поперек оси
прокатки листа (табл. 9). В то же время наблюдается значительная
анизотропия ударной вязкости на продольных и поперечных образ-
цах (табл. 10).
С увеличением содержания серы резко возрастает количество
сульфидных включений, а максимальный размер их практически не
изменяется.
Порог хладноломкости Т50 у листовой стали 17Г1С лежит в ин-
тервале (-20) (-40) °C, а нижняя граница критического интерва-
ла хрупкости - (-80) -е- (-90) °C.
Несмотря на введение технологии прокатки по продольно-попе-
речной схеме сохраняется значительная анизотропия ударной вяз-
кости. Ударная вязкость на образцах, вырезанных в продольном на-
правлении к оси прокатки, примерно на 30 % выше, чем на попереч-
ных образцах.
После холодной деформации и старении ударная вязкость стали
17Г1С снижается, однако она остается все же на достаточно высо-
Таблица 9. Механические свойства стали 17Г1С при растяжении
Плавка Направление вы* резки образцов от, Н/мм3 ов, Н/мм3 «5,% ф,%
1 Поперек Вдоль 460 436 636 599 27,5 27,8 48,1 58,1
2 Поперек Вдоль 482 461 632 630 25,0 24,7 48,1 53,9
Таблица 10. Ударная вязкость стали 17Г1С в зависимости от температуры испытания
Плавка KCU (Дж/см3) и В (%) в изломе при температуре испытания, °C KCU после механичес-
+20 -40 60 -80 ~ кого старе- ния при
KCU В KCU В KCU В KCU В +20 °C, Дж/см3
1 82 63 100 — 129 85 15 38 56 5 56
2 84 60 100 — 137 80 - £ 8 38 65 6 51
Примечание. В числителе продольных. - для поперечных образцов; в знаменателе - для
50
ком уровне. Потеря ударной вязкости .в результате деформационно-
го старения составляет-25 - 41 %.
Ограниченная чувствительность стали к деформационному ста-
рению имеет большое практическое значение, поскольку в процес-
се изготовления труб металл подвергается пластической деформа-
ции, способной вызвать с течением времени старение. Обычно нор-
мализованная сталь 17Г1С характеризуется феррито-перлитной струк-
турой; величина зерна оценивается баллом 8-9.
Сопоставление средних значений механических свойств стали
19Г, 14ХГС и 17ГС в толщинах 8 - 11 мм приведено в табл. 11, из
которой видно, что при понижении содержания углерода (сталь 14ХГС,
17ГС) ударная вязкость заметно выше, чем у стали 19Г.
Результаты широкого промышленного производства стали 17Г1С
показали, что изготовление ее не вызывает технологических затруд-
нений, а свойства листовой, стали и готовых труб из этой стали по-
лучаются достаточно стабильными. В связи с этим сталь 17Г1С яв-
ляется основной для изготовления труб диаметром 1020 и 1220 мм.
Она обладает хорошей технологичностью в трубном переделе в ре-
зультате которого в листах происходят следующие изменения ме-
ханических свойств: снижение предела текучести примерно на
20 Н/мм2, относительного удлинения на 2 % (абсолютных) и удар-
ной вязкости на образцах 1 типа примерно на 10 -15 Дж/см2.
Учитывая необходимость дальнейшего повышения вязких свойств
стали 17Г1С, было введено ограничение содержания в ней серы и
фосфора: не более 0,020 % и 0,025 % соответственно. Такое изме-
нение содержания примесей позволило заметно повысить ударную
вязкость (сталь 17Г1С-У).
Сталь 17Г1С-У в течение длительного времени является основ-
ным конструкционным материалом для изготовления труб диамет-
ром 1020 - 1220 мм. Для труб диаметром 530 - 820 мм применяет-
ся сталь 17Г1С. Длительное ее применение связано с тем, что при
Таблица 11. Средние значения механических свойств трубных сталей
Сталь Толщина Состояние поставки । 0Т, Н/мм2 ов, Н/мм2 в 5. % кси.4О, Дж/см2
19Г 8-9 Горячекатаная 359 515,5 26,4 51,5
14ХГС 11,2 Нормализованная 362 529,5 29,5 63,0
17Г1С 8-9 Горячекатаная 400 570 29,0 64,О*1
17Г1С 11 Нормализованная 392,5 557 30,7 55,2*а
“ Образец бхю мм.
** Образец 10 х 10 мм.
51
минимальном легировании недефицитными элементами (Мп, Si),
относительно несложной технологии производства эта сталь позво-
ляет получать достаточно высокий комплекс свойств в листах тол-
щиной от 8 до 15 мм, а также в сварных трубах, эксплуатируемых
в различных климатических условиях. Дальнейшее улучшение соп-
ротивления разрушению стали 17Г1С-У можно достичь,' применяя
прогрессивную технологию внепечной обработки, сопровождаемой
существенным снижением содержания серы (до < 0,010 %) и моди-
фицированием сульфидных включений добавками кальция или РЗМ.
По данным работы [1] переход на производство газопроводных
труб из стали 17ГС и затем 17Г1С-У позволил значительно повысить
работоспособность труб, сократить число отказов на газонефтепро-
водах, связанных с качеством и свойствами основного металла.
Разновидностью стали 17ГС является сталь 12Г2С, разработан-
ная ^ля изготовления горяченаправленных газопроводных труб диа-
метром 530, 720 и 1020 мм (взамен стали 14ХГС). Сталь 14ХГС, от-
вечая в основном требованиям заказчика, не всегда обеспечивает
стабильность механических и технологических характеристик. Од-
но из основных свойств - свариваемость стали 14ХГС не отвечает
современным требованиям, так как ее углеродный эквивалент дос-
тигает 0,54 вместо требуемого < 0,46. В стали 12Г2С повышено со-
держание марганца и кремния по сравнению со сталью 14ХГС. Проч-
ностные свойства стали 12Г2С зависят от величины углеродного
эквивалента, которая должна быть в пределах 0,35 0,43. Величина
ферритного зерна стали 12Г2С соответствует баллу 9-11.
Нормализованная сталь 12Г2С характеризуется повышенным
сопротивлением разрушению при оценке по ударной вязкости и во-
локнистости в изломе. Комплекс вязких свойств при минусовых тем-
пературах указывает на принципиальную возможность применения
стали 12Г2С для труб северного исполнения. Переходная темпера-
тура полухрупкого разрушения Т50 у стали 12Г2С лежит при темпе-
ратурах (-30) -г- (-40) °C, в то время как у стали 14ХГС - при (-10) +
-5- (+10) °C. Испытания образцов DWTT при -15 °C, отобранных от
труб, показывают, что при -15 °C доля вязкой составляющей в изло-
ме находится на уровне 80-100 %.
Рассмотренные стали с твердорастворимым упрочнением мож-
но отнести к первому поколению отечественных сталей для газонефте-
проводных труб большого диаметра. В зарубежных стандартах им
соответствуют стали класса Х52 по АРУ 5LX, содержащие углеро-
да до 0,20 %, марганца до 1,35 % с добавками ванадия (0,04 - 0,08 %)
или ниобия (до 0,04%).
Накопленный опыт производства и применения сталей рассмот-
ренного типа для газопроводных труб показал, что дальнейшее по-
52
вышение их Прочностных свойств' с одновременным улучшением
сопротивления разрушению только за счет увеличения содержания
углерода и элементов, образующих твердые растворы замещения,
не представляется возможным из-за резкого ухудшения вязкости,
хладостойкости и свариваемости. Более высокие значения харак-
теристик прочности и вязкости без снижения свариваемости оказа-
лось возможным получить за счет карбидного или карбонитридно-
го упрочнения вводом микролегирующих добавок ванадия, ниобия
и азота. В результате этих работ были разработаны низколегирован-
ные стали для труб большого диаметра второго поколения с времен-
ным сопротивлением,равным 540 - 600 Н/мм2.
3. СТАЛИ С КАРБИДНЫМ УПРОЧНЕНИЕМ
Основными карбидообразующими элементами, используемыми
для упрочнения трубных сталей, следует считать ванадий и титан.
При этом создана серия низколегированных сталей повышенной
прочности и вязкости.
Особенности прокатки полосовой стали на НШС - относительно
высокие температуры конца прокатки, медленное охлаждение смо-
танного рулона до конкретной температуры - вынуждают осущест-
влять специальный выбор низколегированных сталей для таких це-
лей. Одним из указанных факторов - медленное охлаждение руло-
на - в ряде случаев приводит к неблагоприятным структурным прев-
ращениям, но всегда к заметному разупрочнению металла в руло-
не по сравнению с металлом листа, прокатанным на реверсивном
стане. Учитывая указанное обстоятельство рулонную сталь целесооб-
разно легировать и микролегировать элементами, повышающими
устойчивость против разупрочнения, либо через твердый раствор,
либо за счет дисперсионного твердения. Общеизвестно благоприят-
ное влияние кремния на уменьшение разупрочнения стали при от-
пуске, поэтому многие рулонные стали содержат повышенное ко-
личество этого легирующего элемента, чаще в пределах 0,4 - 0,6 %,
поскольку в больших количествах этот элемент оказывает отрица-
тельное влияние на хладостойкость.
Варьируя температурой конца прокатки, скоростью охлаждения
и температурой смотки полосы в рулон, можно получить на рулон-
ной стали широкий комплекс механических свойств, в том числе
вязкостных и хладостойких. Микролегирование рулонных сталей
карбидообразующими элементами (ванадием, ниобием, титаном)
способствует измельчению зерна до 10 - 12 балла, а также вызы-
вает явление дисперсионного твердения. Особенно эффективно сов-
местное микролегирование разными элементами, имеющими раз-
53
личные температурные области выделения (например, ниобием и
ванадием).
Для спиральношовных труб обычного назначения применяют ста-
ли 17Г1С, 17Г1С-У, 17Г2СФ, характеризующиеся уровнем прочнос-
ти от 510 до 540 Н/мм3. На базе стали 17Г1С разработана сталь
17Г2СФ, содержащая 0,05 - 0,1 % V и 0,01 - 0,03 % Ti, характеризую-
щаяся в листах после нормализации следующими свойствами (чис-
литель - диапазон разброса, знаменатель - средние значения): от =
= 380 - 470/429; ов = 550 - 650/547; вс = 23 - 30/29; KCU 40 =
= 40 - 9/65.
Введение карбидообразующего элемента ванадия позволило по-
высить прочность стали до 540 Н/мм3 при сохранении ударной вяз-
кости на достаточно высоком уровне- (ударная вязкость на образцах
типа 1 при -40 °C в среднем составляла > 55 Дж/см3). С понижением
температуры испытания доля волокнистой составляющей в изломе
уменьшается: 100 % при +20 °C; 75 % при 0 °C; 50 % при -20 °C; 30 %
при -40 °C; 10 % при -60 °C [Т50 = (-20) + (-30) °C]. Верхняя гоа-
ница интервала хрупкости лежала при +10 °C, а нижняя при -100 °C.
Сталь 17Г2СФ характеризуется мелкозернистым строением - балл
зерна феррита 8-9. Она обладает хорошей технологичностью в труб-
ном переделе (формовка,- сварка по обычной технологии). Прочность
сварного соединения была выше прочности основного металла.
Для более ответственного назначения разработана рулонная сталь
08Г2СФБ с временным сопротивлением 540 Н/мм3. Ударная вязкость
рассмотренных рулонных сталей и их хладостойкость приведены
на рис. 12 и 13. Здесь видны преимущества применения стали с по-
ниженным содержанием углерода и модифицирующими добавками
ниобия и ванадия. Важным моментом является также чистота ста-
ли по сере: с ее понижением повышается вязкость стали, особенно
в случае дополнительной обработки РЗМ или кальцийсодержащими
материалами.
Для спиральношовных труб, предназначенных для эксплуатации
при высоких рабочих давлениях, разработана малоперлитная рулон-
ная сталь 08Г2СФТ, обеспечивающая получение в полосах толщи-
ной до 12 мм высокого комплекса механических свойств. Сталь
имеет пониженное содержание примеси серы (< 0,008 %). После конт-
ролируемой прокатки на НШС типа 2000 (нагрев слябов 1250 °C, тол-
щина и температура подката перед чистовой группой клетей 45 мм
и 950 °C соответственно, температура конца прокатки и смотки 730 -
750 °C и 600 °C соответственно) временное сопротивление находит-
ся на уровне 550 - 620 Н/мм3; предел текучести равен 450 -
500 Н/мм3, относительное удлинение 22 - 30 %, ударная вязкость
54
Рис. 12. Влияние температуры испытания на вязкую составляющую низколегиро-
ванных рулонных сталей толщиной 9-12 мм:
1 - 17Г2СФ; 2 - 08Г2СФ; 3 - 08Г2ФБ; 4 - 08Г2ФБ с РЗМ
Рис. 13. Влияние температуры испытания на ударную вязкость низколегирован-
ных рулонных сталей. Обозначения см. на рис. 12
для образцов типа 1 при -15 °C составляет 200 - 260 Дж/см3, для
образцов типа 1 при -60 °C она равна 70-190 Дж/см3.
Для обеспечения необходимой температуры металла перед чис-
товой группой подкат охлаждают на воздухе.
Для прямошовных труб опробовали стали 14Г2СФБ, содержащую
до 0,04 % Nb. Уровень временного сопротивления у стали после нор-
мализации составлял 550 Н/мм3 в сочетании с высокой пластичностью,
вязкостью и хладостойкостью.
Для улучшения вязкости этой стали провели опыты в промышлен-
ных условиях по прокатке в диапазоне температур конца прокатки
1000 + 800 °C.
Слябы сечением 165 х 1010 мм, полученные из слитка (0,18 % С;
0,07 % V; 0,03 % Nb; 0,03 % Ti; 0,02 % S), нагревали в методической
печи при 1250 °C и прокатывали по продольно-поперечной схеме.
Толщина подката перед чистовой прокаткой составляла 40 мм. Тем-
пературу конца прокатки листов толщиной 11 мм в диапазоне 920 -
750 °C изменяли благодаря подстуживанию раската перед послед-
ними тремя пропусками до температур 950 - 850 °C. Суммарное
обжатие при этих температурах составляло 40 %. После обычной
прокатки без подстуживания температура конца прокатки состав-
ляла 1030 °C. Результаты механических испытаний приведены на
рис. 14. Видно, что сталь 14Г2СФБ после контролируемой прокатки
характеризуется более высокими прочностными свойствами (на
40 - 50 Н/мм3) при температуре конца прокатки 800 - 850 °C, чем
в состоянии после нормализации. Пластические свойства и низко-
температурная вязкость повышаются с понижением температуры
конца прокатки и приближаются к значениям, наблюдаемым после
55
рованной фазы, оказывающей
Рис. 14. Влияние температуры конца про-
катки на свойства листов из стали
14Г2СФБ в горячекатаном (1) и нормали-
зованном (2) состоянии (0,02 % S)
нормализации, при температуре
около 800 °C. Следует отметить,
что проведенными эксперимента-
ми не обнаружено зависимости
механических свойств нормализо-
ванной стали от предшествующего
температурного режима при про-
катке. Это указывает на снятие
нормализацией эффекта предшест-
вующей контролируемой прокатки.
Некоторое снижение прочност-
ных свойств при температуре кон-
ца прокатки 810 - 850 °C следует
объяснить, видимо тем, что в этом
температурном интервале проис-
ходит выделение более скоагули-
меньшее влияние на упрочнение ме-
талла, чем мелкодисперсная фаза.
4. СТАЛИ С КАРБОНИТРИДНЫМ УПРОЧНЕНИЕМ
Особенно эффективным является повышение прочности за счет
карбонитридного упрочнения. Присутствие дисперсных частиц вы-
зывает существенное измельчение действительного зерна и уме-
ренное дисперсионное твердение. Благодаря мелкозернистости струк-
туры вязкие и пластические свойства стали сохраняются на доста-
точно высоком уровне даже при значительном повышении прочности.
Опытами установлено, что при равном углеродном эквиваленте
сталь с карбонитридным упрочнением характеризуется более вы-
сокой прочностью ов (на 40 - 50 Н/мм2) и пределом текучести от
(на 60 - 80 Н/мм2) чем аналогичная сталь без добавок ванадия и
азота (рис. 15).
Комплексное микролегирование стали типа 14Г2 карбонитрида-
ми ванадия и нитридами алюминия уменьшает размер действитель-
ного зерна феррита с 20 до 8 мкм. Карбонитриды ванадия, раство-
ряясь в процессе нормализационного нагрева, выделяются при ох-
лаждении в виде чрезвычайно дисперсных частиц (размером менее
5 нм), измельчающих зерно и вызывающих дисперсионное тверде-
56
Рис. 15. Влияние величины углерод-
ного эквивалента (Сэ) на механичес-
кие свойства листовых сталей 17Г1С
(1) и 17Г2АФ (2)
ние. Регулировать степень выде-
ления второй фазы можно путем
изменения скорости охлаж-
дения.
При увеличении скорости ох-
лаждения подавляется выделе-
ние частиц и измельчается раз-
мер зерна за счет снижения тем-
пературы фазового превраще-
ния. На этом основана техноло-
гия производства рулонной по-
лосы на НШС. Ограничение тем-
пературы конца прокатки
измельчает зерно, а за счет ус-
коренного охлаждения дости-
гается оптимальная температу-
ра смотки, и следовательно
определенные условия для выде-
ления частиц второй фазы. Температура полосы перед смоткой в рулон
не должна быть настолько высокой, чтобы допустить рост зерен
феррита и настолько низкой, чтобы не происходило дисперсионного
твердения.
Важным условием в таких сталях является обеспечение связы-
вания всего азота в нитриды, в противном случае сталь будет обла-
дать повышенной склонностью к старению и связанной с ним склон-
ностью к хрупкому разрушению.
Трубные стали с карбонитридами ванадия (типа 17Г2АФ, 17Г2САФ,
14Г2АФ-4, 15Г2АФЮ и др.) имеют различное содержание углерода,
кремния, алюминия. В качестве обязательных микролегирующих эле-
ментов они содержат ванадий (0,05 - 0,12 %) и азот (0,015 - 0,025 %).
В -горячекатаном состоянии листы из сталей с карбонитридным уп-
рочнением характеризуются высокой прочностью (в среднем 650 -
700. Н/мм2), пониженной пластичностью (б5 = 10 - 16 %) и недоста-
точно высокой ударной вязкостью (в среднем 30 - 40 Дж/см2). Наг-
рев стали выше критической температуры Ас3 с охлаждением на
спокойном воздухе (нормализация) сопровождается понижением
прочности в среднем на 70 - 100 Н/мм2 и повышением пластичнос-
ти и вязкости. Относительное удлинение возрастает при этом в сред-
нем на 5 - 10 % и ударная вязкость при -40 °C на 30 - 40 Дж/см2.
57
Рис. 16. Микроструктура низколегированной стали 15Г2АФЮ в различных состояниях:
а - в горячекатаном; б - в нормализованном, х 500; в, г - в горячекатаном; 0, е -
в нормализованном, х 14600 х 1,5
I
58
Уровень механических свойств зависит от сочетания легирующих
и микролегирующих элементов, а'также условий проведения опе-
рации нормализации. В горячекатаном состоянии сталь характери-
зуется дисперсной феррито-перлитной структурой с резко выражен-
ной перлитной полосчатостью с участками бейнитной составляющей
(рис. 16). Средний балл ферритного зерна составляет 11 по
ГОСТ 5639-82. Перлит располагается преимущественно в полосах.
Микротвердость феррита 1980 Н/мм3.
Нормализация сопровождается существенным изменением микро-
структуры: уменьшается перлитная полосчатость, зерна феррита
приобретают равноосную форму и измельчаются до 12-го балла. Микро-
твердость феррита снижается до 1880 Н/мм3. Количество бейнит-
ной составляющей уменьшается и сохраняется только в централь-
ных зернах. Уменьшается количество выделений цементита по гра-
ницам зерен феррита и увеличиваются размеры перлитных зон.
Изучением тонкой структуры методами экстракционных реплик
и трансмиссионной электронной микроскопии установлено, что в
горячекатаном состоянии перлит имеет грубопластинчатую форму
(рис. 16, г), количество выделений дисперсных частиц округлой фор-
мы (размер 10-30 нм) незначительно. Электронографическим ана-
лизом показано, что эти частицы - карбонитриды ванадия. Плотность
дислокаций находится на уровне 8 * Ю10 см-1, причем на границах
зерен она примерно на порядок выше (рис. 16, д).
Цементитные пластины в перлитных полосах утоняются. Наблю-
дается процесс очистки границ зерен от выделений цементита. Ко-
личество выделившихся частиц карбонитрида ванадия увеличивает-
ся; они становятся несколько крупнее 10 - 60 нм (рис. 16, е). Плот-
ность дислокаций снижается до 1,4 • Ю10 см-1. В ферритных зернах
начинается процесс формирования субзеренной структуры - при-
мерно в объеме 5 -10 % зерен (рис. 16, ж).
Стали с карбонитридным упрочнением характеризуются повышен-
ной мелкозернистостью и более развитой субзеренной структурой
феррита, чем стали без карбонитридообразующих элементов.
На уровень прочности 530 - 550 Н/мм3 разработаны стали типа
15Г2АФ, 17Г2САФ, 14Г2АФ-У, 15Г2АФЮ и др., отличающиеся содер-
жанием углерода, марганца и степенью чистоты по примеси серы.
Из листов указанных сталей изготавливали'трубы диаметром 1020 -
1220 мм с применением метода горячей правки (сталь 15Г2АФ) или
холодного экспандирования. Выбранный состав и технология изго-
товления труб из стали 15Г2АФ обеспечили получение комплекса
достаточно высоких свойств: ов = 555 - 710 Н/мм3; от = 390 -
555 Н/мм3; б5 = 18 - 28 %; KCU_40 = 45 - 125 Дж/см3. Сварное сое-
динение было равнопрочно основному металлу. Трубы характери-
59
зовались низкой чувствительностью к деформационному старению
(KCU_40 не понижалась ниже 35 Дж/см2).
Для экспандированных труб диаметром 1220 мм на этот уровень
прочности опробовали сталь 17Г2САФ, содержащую пониженное ко-
личество марганца (до 1,45 %) и повышенное - углерода (до 0,20 %).
Нормализованные листы имели достаточную прочность (ов >
> 540 Н/мм2) при высоких значениях пластичности и вязкости. Удар-
ная вязкость стали была не ниже 50 Дж/см2 при -40 °C и 40 Дж/см2
при -60 °C. Временное сопротивление готовых труб было на 10 -
30 Н/мм2 выше, чем у листов. После экспандирования металл труб
обладал достаточно высокой пластичностью и ударной вязкостью
при -60 °C.
Важным качеством стали с карбонитридным упрочнением являет-
ся сохранение пластичности, вязкости и свариваемости на уровне
стали с твердорастворным упрочнением.
Для повышения вязких свойств была опробована сталь с карбо-
нитридным упрочнением, содержащая около 1 % Ni, 0,03 % Nb
(14ГНБАФ) и незначительное количество серы.
Сталь 14ГНБАФ обеспечивает получение следующего высокого
комплекса свойств (в среднем): ов = 650 Н/мм2, от = 470 Н/мм2;
6S = 24,9 %; КС1/_40 = 97 Дж/см2; KCU.6O = 79 Дж/см2; KCV_20 =
= 76 Дж/см2; КСУ_40 = 63 Дж/см2. Введение никеля и ниобия слабо
повлияло на уровень ударной вязкости образцов типа I и II при испы-
таниях вплоть до -70 °C, но привело к существенному улучшению
хладостойкости, оцененной по доле вязкой составляющей в изломе.
В стали типа 14Г2САФ резкое снижение вязкой составляющей
со 100 % до 5 - 15 % наблюдалось в интервале температур испыта-
ния -20 ♦ -40 °C, в то время как у стали 14ГНБАФ происходило плав-
ное снижение волокнистой составляющей до температуры (-60)
е- (-70) °C, при которой ее доля сохранялась на уровне около 50 %.
Если сопоставить пороги хладноломкости Т50, можно считать, что
легирование стали никелем и ниобием позволяет существенно по-
высить хладостойкость; Т50 стали 14ГНБАФ находится на уровне
-60 °C, в то время как у стали 14Г2САФ Т50 лежит при -30 °C.
Дополнительное упрочнение стали типа 14Г2САФ было достигну-
то также при введении небольших добавок хрома - до 0,5 % (сталь
18ХГ2САФ). Среднеплавочные значения механических свойств нор-
мализованных листов из стали 18ХГ2САФ (0,11 % V; 0,02 % N и 0,5 % Сг)
находились в следующих пределах: от = 430 507 Н/мм2; ов = 610 -
620 Н/мм2; Ss = 25 - 26,5 %, KCU.4O = 70-91 Дж/см2, KCU_60 =
= 52 - 54 Дж/см2. Порог хладноломкости Т50 лежал при темпера-
турах (-40) + (-50) °C. Работа развития трещины по Дроздовскому
60
при -40 °C равна 25 Дж/см3, работа зарождения трещины состав-
ляла при 20 °C 5,0 Дж/см3.
При сравнении низколегированных сталей для труб большого диа-
метра с одинаковой прочностью - с наличием микролегирующих
элементов и без них, можно заметить, что первые характеризуют-
ся значительно лучшими показателями ударной вязкости при пони-
женных температурах, пластичностью и более низкой переходной тем-
пературой хрупкого разрушения.
Исследование чувствительности низколегированной стали с кар-
бонитридным упрочнением типа 16Г2САФ к отпускной хрупкости
проведены на прокате, подвергнутом длительной выдержке при
550 °C (14 ч). Из представленных в табл. Т2 данных следует, что при
исходной феррито-перлитной структуре после нормализации сталь
типа 16Г2САФ с карбонитридами ванадия практически .нечувстви-
тельна к отпускной хрупкости. Как в неохрупченном, так и в охруп-
ченном состоянии сталь обладает равноценными значениями удар-
ной вязкости с долей вязкой составляющей в изломе ударных образ-
цов вплоть до температур испытания -60 °C.
В закаленно-отпущенном состоянии при структуре сорбита чув-
ствительность стали 16Г2САФ к отпускной хрупкости повышается;
эта сталь характеризуется определенной склонностью к отпускной
Таблица 12. Результаты испытаний на ударную вязкость стали
типа 16Г2САФ в охрупченном и неохрупченном состоянии
Обработка Ударная вязкость KCU, Дж/см2 (числитель) и доля вязкой
составляющей (знаменатель) при температуре
испытания, °C
+40 +20 0 -20 -40 -60
90 80 70 55 52
Нормализация — 100 80 40 20 5
Нормализация + отпуск 96 87 80 62 54 48
при 680 °C, 1,5 ч, охлаж- дение на воздухе 100 100 80 30 20 5
Нормализация + отпуск 81 93 76 64 59 52
при 550 °C, 14 ч, охлаж- дение в печи 100 100 80 35 15 5
Закалка с 920 °C в воде + 91 87 93 73 60 45
+ отпуск при 680 °C, ох- лаждение на воздухе 100 100 I00 70 30 5
Закалка + отпуск при 93 72 57 46 31 10
550 °C, 14 ч, охлаждение в печи 100 80 30 15 0 0
61
хрупкости. Резкое снижение ударной вязкости у стали в округлен-
ном состоянии наблюдается при -40 °C (в неохрупченном она дос-
таточно высока при —60 °C). Смещение порога хладноломкости Т50
после охрупчивающей термообработки составляет 40 °C, что указы-
вает на чувствительность металла к отпускной хрупкости.
Для газопроводных труб диаметром 1220 и 1020 мм с улучшен-
ными свойствами разработана сталь с карбонитридным упрочнением
13Г2АФ. После нормализации сталь характеризовалась повышен-
ной прочностью (ов более 540 Н/мм2), пластичностью (б5 более 24 %),
вязкостью (KCU_40 > 60 Дж/см2 и KCV0 > 50 Дж/см2) и хладостой-
костью (В™тт > 70 %). На уровень ударной вязкости заметное влия-
ние оказывает содержание серы и остаточного алюминия. При сни-
жении содержания алюминия ниже 0,015 % повышается чувствитель-
ность к концентрации напряжений и ухудшается хладостойкость
(рис. 17). Для стали 13Г2АФ с содержанием алюминия более 0,015 %
вязкое состояние металла на образцах DWTT сохраняется до (-10) -г-
-5- (-20) °C. Порог хладноломкости Т$'ггт составил -25 °C. При низ-
ком содержании алюминия (< 0,015 %) этот показатель ухудшает-
ся и находится на уровне (0) -г- (+10) °C.
При гидроиспытании газовых труб разрушение происходило при
давлении, превышающем расчетное на 13 - 23 %; переходная тем-
пература при пневматических испытаниях труб лежала при -30 °C.
С учетом полученных .результатов испытаний минимальная темпе-
ратура эксплуатации газопроводов из стали 13Г2АФ, при которой
гарантируется не менее 60 % волокнистой составляющей в изломе
образцов DWTT, определена при -5 °C.
Критическая температура хрупкости, оцениваемая по виду изло-
ма ударных образцов, у стали 13Г2АФ на 20 - 30 °C ниже, чем у ста-
ли 17Г1С-У.
При испытании металла труб размером 1220 мм х 12 мм из ста-
ли 13Г2АФ получены следующие механические свойства: ов = 573 -
Рис. 17. Зависимость порогов хладнолом-
кости нормализованной листовой стали
13Г2АФ от содержания кислотнораствори-
мого алюминия
62
603 Н/мм2; от = 427 - 447 Н/мм2, KCU.4O = 49- 65 Дж/см2; KCV0 =
= 48 - 73 Дж/см2 и DWTT0 = 80 - 100%.
Для повышения ударной вязкости содержание серы было сниже-
но до < 0,012 % (17Г2АФ), а затем до < 0,008 % (стали 14Г2АФ-У,
15Г2АФЮ). При производстве листов из стали 17Г2АФ обеспечивает-
ся значение ударной вязкости (KCU) при -40 °C не менее 60 Дж/см2,
а у стали 14Г2АФ-У - ударной вязкости (KCV) при -20 °C не менее
90 Дж/см2.
Сталь 17Г2АФ с содержанием серы до 0,012 % обладает следую-
щими свойствами: ов = 590 - 670 Н/мм2; от = 435 - 530 Н/мм2; б5 =
= 22 - 33 %; KCU_40 = 60 - 130 Дж/см2. Содержание волокнистой
составляющей в изломе ударных образцов с острым надрезом при
0 °C составляло в среднем 50%.
Листы из стали 17Г2АФ после подстуживания примерно до 500 °C
подвергали нормализации в проходных роликовых печах по режи-
мам установленным в зависимости от углеродного эквивалента:
t,’C...... 950-970 940-950 890-910
С?........ 0,390-0,434 0,435-0,449 0,450-0,475
Установка доводки состава в ковше позволила выплавить практи-
чески все плавки с содержанием 0,16 - 0,19 % С; 1,4 - 1,9 % Мп и
0,085 - 0,11 % V, благодаря чему удалось повысить средние значе-
ния временного сопротивления с 600 до 640 Н/мм2. Плавки, обра-
ботанные синтетическим шлаком, содержали не более 0,012 %, в то
время как при обычной технологии содержание указанной приме-
си было на уровне 0,024 %. Это обусловило повышение ударной вяз-
кости при -60 °C примерно на 30 Дж/см2 (с 69 до 98 Дж/см2). Сталь
17Г2АФ, обработанная синтетическим шлаком, в диапазоне темпе-
ратур испытания (+20) + (-80) °C характеризовалась высокими зна-
чениями ударной вязкости (рис. 18).
Ранее были исследованы трубы диаметром 1420 мм из нормали-
зованной стали 17Г2АФ с низким содержанием серы (до 0,010 %)
и присадками РЗМ или кальция. Эта работа преследовала цель оп-
ределения сопротивления металла труб зарождению трещины и рас-
пространению разрушения по данным пневматических и гидравли-
ческих испытаний полноразмерных труб до разрушения и испыта-
ний образцов, отобранных из труб [1].
При удовлетворительных значениях свойств прочности и пластич-
ности, а также ударной вязкости на образцах с мягким и острым
надрезом при -60 и -15 °C, было установлено, что трубы из норма-
лизованной стали 17Г2АФ характеризуются недостаточным сопро-
тивлением распространению разрушения при температурах (0) +
(-15) °C. Это следует из того, что на образцах DWTT при -10 °C ко-
63
Температура испытания, "С
Рис. 18. Влияние содержания серы 0,045 (1);
0,01 (2); 0,004 (3) и добавок 0,004 S +
+ 0,02 РЗМ (4) на ударную вязкость стали
17Г2АФ при минусовых температурах
личество волокнистой составляю-
щей колебалось в пределах 10 -
55 %. При гидравлических испыта-
ниях . наблюдалось образование
хрупких и смешанных разрушений
(до 40 % случаев), а при пневмати-
ческих испытаниях температура
хрупкости находилась при плюсо-
вых температурах (+4) + (+14) °C.
Были проведены исследования
влияния дополнительного легиро-
вания и микролегирования на свойства нормализованной стали
17Г2АФ в виде листа толщиной 20 мм. Температура нормализации
составила 930 °C. Как показали испытания, введение микродобавок
ниобия (0,03 %) или титана (0,03 %) в сталь 17Г2АФ практически не
оказало влияния на прочностные и хладостойкие свойства проката.
Совместное введение никеля и меди (по 0,5 %) сопровождается за-
метным упрочнением (повышение ов на 70 - 80 Н/мм3).
Введение в сталь 17Г2АФ небольших количеств молибдена (0,03 -
0,045 %) сопровождалось лишь небольшим упрочнением по времен-
ному сопротивлению (на 10 Н/мм3) практически без изменения плас-
тичности и вязкости при минусовых температурах. Изменение в ста-
ли 17Г2АФ содержания углерода от 0,14 до 0,20 % приводит к сни-
жению ударной вязкости при -60 °C на 15 Дж/см3 (KCU) и при -15 °C
(KCV) на 10 Дж/см3. Марганец в пределах 1,3 - 1,4 % несколько по-
вышает KCU (на 10 Дж/см3), а при увеличении до 1,6 % этот показа-
тель снижается на 10 Дж/см3. Ванадий в интервале 0,08 - 0,12 %
также незначительно снижает KCV_1S примерно на 10 Дж/см3, а
азот при изменении содержания от 0,01 до 0,025 % повышает KCU
примерно на 10 Дж/см3. Повышение содержания серы от 0,015 до
до 0,035 % вызывает снижение KCU примерно на 25 Дж/см3. Фос-
фор же менее вреден, чем сера. При увеличении его содержания от
0,011 до 0,027 % KCU понижается на 10 Дж/см3. Снижение серы при-
водит к увеличению доли хрупкой составляющей в изломе ударных
образцов (сульфидный эффект).
Для достижения высокого уровня ударной вязкости предложили
64
использовать низколегированную сталь типа 17Г2АФ с пониженным
содержанием углерода (до 0,16 % вместо 0,20 %) и повышенным
марганцем (до 1,8 % вместо 1,6 %) при сохранении содержания эле-
ментов, образующих упрочняющую фазу, на прежнем уровне (вана-
дий до 0,12 % и азот до 0,025 %). Учитывая вредное влияние серы на
ударную вязкость содержание этой примеси было ограничено 0,008 %.
Кроме того, ввели в сталь силикокальций для глобуляризации суль-
фидных включений. При этом сталь получила обозначение 14Г2АФ-У.
Прокатку непрерывнолитых слябов осуществляли по обычной тех-
нологии. Температура конца прокатки для листов толщиной 12 -
17 мм составляла 950 - 980 °C. Полученные листы после подстужи-
вания в потоке до 450 °C подвергали нормализации с 920 - 960 °C
в зависимости от углеродного эквивалента стали. Как показали ис-
пытания, предложенная композиция стали и технологический пере-
дел обеспечивают получение на прокате комплекса высоких меха-
нических свойств: ов = 560 - 690 Н/мм2; от = 440 - 530 Н/мм2; S5 =
= 22 - 29 %; KCU.6O = 80 - 200 Дж/см2; KCV.1S = 70 - 190 Дж/см2.
Уровень прочностных свойств листов толщиной 12 мм был на 10 -
20 Н/мм2 выше, чем у более толстых листов (15 - 17 мм). Напротив,
по значению ударной вязкости некоторым преимуществом облада-
ли листы больших толщин. Это различие было больше (на 20 -
30 Дж/см2) для образцов с острым надрезом. Оценка вязкой состав-
ляющей в изломе ударных образцов, испытанных при -15 °C, пока-
зала, что по этому показателю сталь 14Г2АФ-У характеризуется не-
стабильными значениями. Колебания волокнистости в изломе сос-
тавляли от 20 до 100 % при некотором преимуществе листов более
толстых сечений. Аналогичные результаты были получены при ис-
пытании на излом падающим грузом при -15 °C образцов DWTT: на
листах толщиной 17 мм волокнистая составляющая составляла 40 -
100 %, в то время как на листах толщиной 15 мм она была на уров-
не 30 - 35%.
Нормализованная сталь 14Г2АФ-У с низким содержанием серы
(~ 0,004 %) обладает высокой ударной вязкостью в диапазоне тем-
ператур (+20) + (-60) °C. Ударная вязкость на образцах с острым
надрезом даже при -60 °C сохраняется на уровне 40 - 50 Дж/см2.
Порос хладноломкости Т50 лежит в области температуры -40 °C.
Исследования показали, что сталь 14Г2АФ-У после нагрева 950 °C
в широком интервале скоростей охлаждения (2 - 30 °C) образует
феррито-перлитную смесь. Превращение в промежуточной облас-
ти происходит при скоростях охлаждения 35 °С/с и более:
Основной металл труб из стали 14Г2АФ-У (Сэ = 0,43; 0,004 %.S)
характеризуется высокими свойствами прочности и вязкости: от =
= 480 - 520 Н/мм2; ов = 590 - 620 Н/мм2; б5 = 25 - 28 %; KCU.6O =
65
= 82-101 Дж/см2; KCV. 15 = 61-78 Дж/см2; = 35 - 60 % и
= 25 - 35 %. Порог хладноломкости на образцах DWTT (Tso)
лежит в интервале (+10) + (0)°С. При пневматических испытаниях
температура хрупкости (Т50) в трубах составила +2 °C.
Исследованиями была установлена возможность повышения вяз-
ких свойств стали типа 14Г2АФ-У за счет корректировки содержа-
ния алюминия и режимов термообработки. С повышением содержа-
ния нитрида алюминия в такой стали (15Г2АФЮ) наблюдается сущест-
венное измельчение ферритного зерна (рис. 19).
Характеристики вязкости листов толщиной 17,5 мм из стали
15Г2АФЮ находятся на достаточно высоком уровне: KCU.,40 и KCV_5 =
= 143-181 Дж/см2, BJmtt = 75- 90 %. Прочностные свойства лис-
тов при Сэ = 0,44 находились в диапазоне: от = 440 - 450 Н/мм2;
ов = 560 - 590 Н/мм2; 65 = 23 - 28%.
Результаты исследования показали, что оптимальным режимом
нормализации листовой стали 15Г2АФЮ является интервал темпе-
d^MKM
20
75
70
5
О OfO1 0,02 Z7,/75AIN,%
Рис. 19. Влияние количества нитрида алюминия на размер ферритного зерна нор-
мализованной стали 15Г2АФЮ
Рис. 20. Влияние температуры испытания на ударную вязкость и долю вязкой сос-
тавляющей в изломах ударных образцов из низколегированных сталей 14ГНБАФ
(1),15Г2АФЮ (2), 17Г2АФ (3). 13Г2АФ (4) и 17Г1С-У (5) в нормализованном состоя-
нии (содержание серы 0,008 % в стали 15Г2АФЮ, в остальных случаях 0,02 %; тол-
щина листа 12 мм для сталей 13Г2АФ и 17Г1С-У, в остальных случаях 17,5 мм)
66
ратур 860 - 890 °C, при котором обеспечивается наиболее высокое
сопротивление хрупкому разрушению. Нормализацию листов тол-
щиной 17,5 мм из стали 15Г2АФЮ осуществляли в проходной печи
в потоке толстолистового реверсивного стана в интервале темпе-
ратур 860 - 890 °C в зависимости от углеродного эквивалента. Пос-
ле такой обработки штрипсы имели ов > 560 Н/мм2; от = 440 Н/мм2;
б5 = 22 %; KCV_S > 90 Дж/см2 на образцах типа 11 и долю волокнис-
той составляющей в изломе образцов DWTT при -5 °C не менее 75 %.
Критическая температура хрупкости Т50 на образцах DWTT состав-
ляла (-5) + (-10) °C.
Сталь 15Г2АФЮ выгодно отличается от других сталей с карбонит-
; ридным упрочнением близкого состава повышенной вязкости и хладо-
стойкостью (рис.'20), пластичностью, улучшенной свариваемостью
и более высоким металлургическим качеством. Это было достигну-
то путем совершенствования состава стали по отдельным элемен-
там, а также технологических параметров выплавки и термообра-
ботки. Сталь 15Г2АФЮ содержит 0,008 % S, остальные - 0,02 % S.
Толщина листа 12 мм из сталей 13Г2АФ и 17Г1С-У, в остальных слу-
чаях 17,5 мм.
Проведенные ВНИИСТом натурные пневматические испытания
труб диаметром 1420 мм на давление 7,5 МПа из стали 15Г2АФЮ
показали, что при температурах > -5 °C разрушение носит вязкий
характер. При -15 °C разрушение имеет смешанный хрупко-вязкий
характер. Содержание вязкой составляющей в изломе колеблется
от 90 до 100 %. На основании этого сделано заключение о возмож-
ности использования таких труб при минимальной температуре экс-
плуатации -5 °C.
Глава III. МИКРОЛЕГИРОВАННЫЕ МАЛОПЕРЛИТНЫЕ СТАЛИ
ПОВЫШЕННОЙ ПРОЧНОСТИ ДЛЯ ЭКСПЛУАТАЦИИ
В СЕВЕРНОМ ИСПОЛНЕНИИ
В данной главе обобщены результаты исследований по влиянию
химического состава, в том числе основных и примесных элемен-
тов и добавок микролегирующих элементов, а также режимов конт-
ролируемой прокатки на процессы структурообразованил, структу-
ру и свойства малоперлитных сталей.
67
1. РОЛЬ ОСНОВНЫХ И МИКРОЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
В ФОРМИРОВАНИИ СТРУКТУРЫ и свойств
МАЛОПЕРЛИТНЫХ СТАЛЕЙ В СОСТОЯНИИ ПОСЛЕ
КОНТРОЛИРУЕМОЙ ПРОКАТКИ
Влияние углерода, марганца и кремния
Легирование углеродом является самым дешевым способом уп-
рочнения низколегированных сталей феррито-перлитного класса.
Оно основано на упрочняющем влиянии перлита, имеющего более
высокую микротвердость (200 - 250 единиц) по сравнению с ферри-
том (160 - 220 единиц).
На рис. 7 показано влияние углерода на механические свойства
и хладноломкость низколегированных сталей, в одном1 случае изго-
товленной в лабораторных условиях, легированной микродобавка-
ми ванадия и ниобия (1,4 % Мп; 0,30 % Si; 0,04 % V; 0,03 % Nb; 0,03 % S;
0,03 % Р), в другом - в промышленных условиях микролегирован-
ной титаном (1,35 % Мп; 0,45 % Si; 0,025 % Ti; 0,012 % S; 0,02 % Р).
‘Первая сталь была прокатана из слитков массой по 10 кг на лабо-
раторном стане на полосы толщиной 12 мм по режиму, предусмат-
ривающему нагрев при 1200 °C и окончание деформации при 850 °C
[3]. Сталь с титаном выплавляли в большегрузных конвертерах ем-
костью 350 т с последующей непрерывной разливкой на слябы се-
чением 1550 х 250 мм. Контролируемую прокатку проводили на тол-
столистовом реверсивном стане 3000 на листы толщиной 14 мм.
Нагрев металла под прокатку осуществляли при температуре 1150 °C,
температура окончания деформации составляла 760 °C [7].
Несмотря на то что опытные стали отличались способом изготов-
ления, содержанием серы, температурой окончания прокатки и на-
бором микролегирующих элементов, характер изменения свойств
в зависимости от содержания углерода у них был одинаковый. С уве-
личением содержания углерода с 0,05 до 0,20 % в стали, микроле-
гированной добавками ниобия и ванадия, доля перлита в структуре
возросла с 10 до 40 %. Особенностью упрочнения за счет увеличе-
ния в структуре доли перлита является более быстрый рост времен-
ного сопротивления (13 Н/мм2 на каждые 0,01 % С), чем предела
текучести (10 Н/мм2 на каждые 0,01 % С) и уменьшение Отношения
о'/ов, которое для стали с 0,05 % С было равно 0,8, а для стали с
0,20 % С составляло 0,72. Снижение содержания углерода с 0,20 до
0,05 - 0,010 % С, характерного для малоперлитных сталей, приво-
дило к значительному повышению пластичности.
Снижение содержания углерода оказывает положительное влия-
ние на ударную вязкость стали в области вязкого разрушения, а так-
же в области переходных температур от вязкого разрушения к
хрупкому.
68
Углерод усиливает анизотропию вязкости, так как увеличение его
содержания приводит к большей строченности перлита. Поэтому
уменьшение содержания углерода влияет на увеличение ударной
вязкости в поперечном направлении еще сильнее, чем в продольном.
Переходная температура хрупкого разрушения Т50 (50 % вязкой
составляющей в изломе ударных образцов) стали с 0,20 % С лежит
йа 25 °C выше, чем стали с 0,09 % С.
Для сравнения можно отметить, что в стали промышленной вы-
плавки, микролегированной титаном, уменьшение содержания уг-
лерода на каждые 0,01 % понижало временное сопротивление в сред-
нем на 14 Н/мм2, предел текучести - на 11 Н/мм2, относительное
удлинение возрастало на 1 %, ударная вязкость KCV при 0 °C - на
6 Дж/см2, ударная вязкость KCU при -40 °C - на 3 Дж/см2.
Углерод ухудшает свариваемость стали. Для обеспечения удов-
летворительной свариваемости величина углеродного эквивален-
та низколегированных сталей для газбпроводных труб большого диа-
метра, в формулу которого углерод входит полностью [см. форму-
лу (1)], согласно СНиП 2.05.06-85 не должна превышать 0,46. Учи-
тывая это, содержание углерода в нормализованных марганцовис-
тых сталях типа 17ГС, 17Г1С, 17Г1С-У, удовлетворяющих требова-
ниям, предъявляемым к ударной вязкости и сопротивлению хрупко-
му разрушению, не должно превышать 0,20 %. Это исключает повы-
шение гарантированной величины их временного сопротивления вы-
ше 510 Н/мм2. В малоперлитных сталях с &в > 550 - 590 Н/мм2 ма-
рок 09Г2ФБ, 10Г2ФБ и сталей категорий прочности Х65 - Х70 зару-
бежных фирм, изготавливаемых с применением контролируемой
прокатки и предназначенных для изготовления трубопроводов в се-
верном исполнении, фактическое содержание углерода составляет,
как правило, 0,07 - 0,10 %. В сталях с ов > 650 - 750 Н/мм2 (Х80,
Х85) и выше, разрабатываемых для перспективных газопроводов
с особо высокими требованиями в отношении ударной вязкости и
сопротивления хрупкому разрушению, содержание углерода из-за
его отрицательного влияния на эти показатели ограничивается в
еще большей степени и составляет =с 0,06 - 0,03 % (рис. 21).
Таким образом, уменьшение содержания углерода является од-
ним из немногих мероприятий, одновременно улучшающих все по-
казатели, характеризующие пластичность и вязкость трубных ста-
лей: способность к пластической деформации в холодном состоя-
нии при статическом и динамическом нагружениях, ударную вязкость
в области вязкого и смешанного разрушения, переходную темпера-
туру хрупкого разрушения и свариваемость. При разработке высоко-
прочных хладостойких сталей для газопроводных труб' большого
Диаметра на высокие рабочие параметры использование углерода
69
Рис. 21. Тенденция к снижению содержания углерода и увеличению концентрации
марганца с ростом прочности сталей для газопроводных труб большого диаметра:
1 - нормализованные стали; 2 - стали контролируемой прокатки
Рис. 22. Влияние марганца на механические свойства безуглеродистого ферри-
та (1), низколегированной нормализованной стали (2) и малоперлитных сталей
контролируемой прокатки систем С - Мп (3) и С - Мп - Nb (4)
с целью упрочнения неприемлемо. В действительности наблюдает-
ся противоположная тенденция, выражающаяся в том, что с одновре-
менным ростом требований, предъявляемых к прочности, ударной
вязкости и сопротивлению хрупкому разрушению сталей в них рез-
ко ограничивается содержание углерода.
Вторым важнейшим и постоянно присутствующим базовым эле-
ментом в низколегированных сталях для газопроводных труб боль-
шого диаметра является марганец. На ptac. 22 показана зависимость
прочности, размера зерна и переходной температуры хрупкого раз-
рушения железомарганцевого феррита нормализованной стали с
0,21 % С; 0,2 % Si, малоперлитных марганцовистых (0,06 % С, 0,5 % Si,
1 - 2,8 % Мп) и дополнительно микролегированных ниобием (0,06 % С;
0,5 % Si; 1 - 2,8 % Мп; 0,05 % Nb) сталей контролируемой прокатки.
Легирование марганцем в количестве до 3,4 % высокочистого
70
железа, содержащего 0,002 - 0,004 % С; 0,001 - 0,003 % N и менее
0,001 % Р и S (каждого), приводит к упрочнению твердого раствора:
временное сопротивление возрастает с 200 до 500 Н/мм2 и предел
текучести со 150 до 390 Н/мм2, т.е. в 2,5 раза. При увеличении содер-
жания марганца до 2 % отмечается рост пластичности феррита. При
более высоком содержании марганца феррит приобретает игольча-
тое строение, что приводит к снижению пластичности.
Введение марганца способствует измельчению зерна феррита
и оказывает положительное влияние на сопротивление хрупкому
разрушению: с увеличением его содержания от 0 до 0,6 % переход-
ная температура хрупкого разрушения снижается от +15 до -40 °C,
а при повышении содержания марганца до 2,14 % - снижается до
-80 °C. При переходе от полиэдрического феррита к игольчатому
(Fe + 3,4 % Мп) переходная температура хрупкого разрушения не-
сколько повышается.
Влияние марганца на свойства нормализованной марганцовис-
той стали с 0,21 % С и малоперлитных сталей с 0,06 % С после кон-
тролируемой прокатки в значительной степени аналогично его влия-
нию на свойства безуглеродистого феррита. Так же, как и в ферри-
те, марганец приводит к упрочнению сталей. Влияние его на пере-
ходную температуру хрупкого разрушения носит двойственный ха-
рактер. Первоначальные добавки марганца понижают Т50, при бо-
лее высоком его содержании переходная температура повышает-
ся. Микроструктурные и дилатометрические исследования показы-
вают, что при содержании марганца выше некоторого критического
содержания в продуктах распада аустенита появляются участки гру-
бого бейнита и выделения цементита на границах зерен [8]. Для нор-
мализованной стали с 0,21 % С таким содержанием является ~ 1,4 %
Мп. Горячая пластическая деформация, осуществляемая при конт-
ролируемой прокатке в нижней части у-области и в смешанной у +
+ a-области способствует ускорению распада аустенита и смеще-
нию его превращения в ферритную и феррито-перлитную область.
Благодаря пониженному содержанию углерода и применению конт-
ролируемой прокатки верхний бейнит в малоперлитных сталях появ-
ляется лишь при содержании марганца 1,7 - 1,8 %. При этом проис-
ходит Повышение переходной температуры, значительное увеличе-
ние прочности и снижение ударной вязкости. Микролегирование нио-
бием в сочетании с контролируемой прокаткой, .благодаря сильно-
му измельчению зерна, устраняет чувствительность переходной тем-
пературы хрупкого разрушения, оцениваемой по виду излома удар-
ных образцов, к увеличению содержания марганца по крайней ме-
ре до 2,8 % (см. рис. 22).
В отличие от углерода, содержание которого в сталях для газо-
71
проводных труб большого диаметра все больше снижается из-за от-
рицательного влияния на ударную вязкость и сопротивление хруп-
кому разрушению, роль марганца возрастает, ввиду его положитель-
ного влияния на повышение прочности и вязкости малоперлитных
сталей с прочностью до 600 Н/мм2. Для высокопрочных низкоугле-
родистых сталей с временным сопротивлением не менее 700 -
750 Н/мм2 со структурой игольчатого феррита пределы оптималь-
ного содержания марганца расширяются до 1,7 - 2,0 % [9, 10] в за-
висимости от толщины проката и требуемого уровня прочности. В
этом случае марганец повышает прочность стали благодаря подав-
лению феррито-перлитного превращения без существенной потери
вязкости.
Современные процессы выплавки спокойной низколегированной
стали в промышленных агрегатах большой емкости предусматри-
вают использование кремния, как обязательного элемента, обеспе-
чивающего наряду с другими раскислителями, в первую очередь мар-
ганцем и алюминием, достаточно полное глубинное (осаждающее)
раскисление стали, связывая растворенный в металле кислород
в устойчивые, нерастворимые соединения, которые выносятся вверх
конвективными потоками в жидком металле [11].
Наряду с этим кремний входит в состав стали и как легирующий
элемент, оказывая существенное влияние на механические свойст-
ва. В отдельных случаях благодаря упрочняющей способности со-
держание кремния в низколегированных строительных сталях дос-
тигает 1 %.
Входя в состав твердого раствора феррита, кремний в силу раз-
ницы атомных размеров искажает кристаллическую решетку желе-
за, увеличивает силы трения кристаллической решетки и сопротив-
ление деформации, снижает способность к релаксации напряжений.
На рис. 23 показано влияние кремния на от и ов малоперлитной
стали 07Г2ФБ микролегированной ниобием и ванадием (0,08 % С;
1,2 % Мп; 0,04 % V; 0,03 % Nb; 0,02 - 0,44 % Si; 0,03 % S; 0,03 % Р).
На рис. 24 показано влияние кремния на ударную вязкость стали.
Сталь была выплавлена в лабораторной открытой индукционной пе-
чи и ее разливали на слитки массой по 10 кг. После ковки при 1200 °C
заготовки были прокатаны на полосы толщиной 12 мм по режиму:
нагрев 1150 °C, температура окончания прокатки 850 °C, охлажде-
ние на воздухе до 600 °C, далее с печью со скоростью 50 °С/ч.
При увеличении содержания кремния от 0,02 до 0,44 % временное
сопротивление возросло от 410 до 500 Н/мм2, т.е. на 200 Н/мм2 на
каждый 1 % Si, а предел текучести - от 280 до 380 Н/мм2 или на
110 Н/мм2 на 1 % Si. При увеличении содержания кремния до 0,22 %
показатели обеих характеристик прочности возрастают в одинако-
72
Рис. 23. Влияние кремния на от и ов малоперлитной горячекатаной стали 07Г2ФБ
Рис. 24. Влияние кремния на ударную вязкость малоперлитной горячекатаной
стали 07Г2ФБ
вой степени, поэтому влияние кремния до этой концентрации на от*
ношение от/ов незначительно. Однако с повышением содержания
кремния до 0,38 % это соотношение увеличивается до 0,74 против
0,70 при 0,22 % Si и до 0,78 при 0,44 % Si.
Добавки кремния в пределах исследованных концентраций срав-
нительно слабо влияют на относительное удлинение, хотя и наблю-
дается его слабый рост при увеличении содержания кремния до 0,38 %.
Одновременно с этим при содержании кремния 0,22 - 0,38 % удар-
ная вязкости на образцах Менаже KCU_40 повысилась до 80 Дж/см2
по сравнению с 40 Дж/см2 у стали с 0,02 и 0,13 % Si. На образцах
с острым надрезом эта разница была еще больше. Однако при бо-
лее высокой концентрации кремния (0,44 %) ударная вязкость несколь-
ко понизилась.
Проведенные исследования и накопленный опыт разработки и при-
менения сталей для газопроводных труб большого диаметра с вы-
сокими характеристиками вязкости и сопротивления хрупкому раз-
рушению указывают на то, что оптимальным содержанием кремния
в них является 0,15 - 0,35 %. Понижение концентрации кремния ни-
же этого уровня приводит к неудовлетворительной раскисленнос-
ти стали, а избыточное легирование - к снижению вязкости.
Влияние микродобавок ванадия, ниобия и титана
на процессы структурообразования при нагреве
и горячей пластической деформации. Состав
и морфология частиц карбонитридных фаз
Наиболее важными элементами, применяемыми для микролеги-
рования малоперлитных сталей для газопроводных труб большого
диаметра являются ниобий, ванадий и титан. Их применение осно-
вано на разнообразном воздействии дисперсных нитридов и карбо-
нитридов этих элементов, выделяющихся на различных стадиях ме-
таллургического передела, на структурные превращения, конечную
структуру, прочностные свойства и сопротивление хрупкому раз-
рушению. Положительное влияние микродобавок ниобия, ванадия
и титана на структуру и свойства малоперлитных сталей, подвер-
гаемых контролируемой прокатке, обусловлено изменением при
легировании этими элементами структурного состояния горячеде-
формированного аустенита, температурного интервала у «-прев-
ращения, фазового состава стали и состояния твердого раствора.
Их индивидуальное влияние на прочностные свойства и структуру
стали неоднозначно. При этом содержание указанных микродоба-
вок не превышает 0,1 %, а в сумме составляет обычно не более 0,15 -
0,17 %. Это обусловлено различной степенью дисперсионного упроч-
нения, изменения зерна феррита, рафинирования твердого раство-
ра, характером продуктов у * «-превращения в зависимости от ко-
личества вводимого элемента, а также содержания других элемен-
тов данной группы и режимов термомеханической обработки стали.
Соотношение карбидной и нитридной фаз зависит от концентра-
ции карбонитридообразующего элемента и металлоидов - углеро-
да и азота. Содержание углерода в низколегированных сталях, при-
меняемых для изготовления труб большого диаметра, приблизитель-
но на порядок выше, чем азота и образование нитридов, как прави-
ло, не подавляет карбидообразование, несмотря на более высокое
сродство ванадия, ниобия и титана к азоту.
В работе [12] было показано, что в горячекатаной малоперлитной
стали (0,075 % С; 1,72 % Мп; 0,17 % Si; 0,014 % N; 0,035 % Al) при уве-
личении содержания ванадия от 0,04 до 0,26 % удельная концентра-
ция азота в карбонитриде ванадия снижается в четыре раза. В резуль-
тате наблюдается постепенное изменение его стехиометрической
формулы от V(C06N04) до V(C09N01). Об изменении стехиометричес-
кой формулы карбонитрида ниобия от NbC072 до NbC10 сообщается
в работе [13, с. 685 - 760]. Показано, что частицы карбонитрида нио-
бия содержат тем больше азота, чем выше температура его выде-
ления. На химический состав карбонитридных фаз ванадия и ниобия
74
оказывает влияние присутствие элементов, имеющих высокое срод-
ство к азоту, например титана или алюминия.
При микролегировании • стали титаном образуются устойчивые
высокотемпературные частицы TiN, а при соотношении Ti/N > 3,42
весь азот в равновесных условиях может быть связан в карбонит-
рид титана. Остальная часть титана может вступить во взаимодейст-
вие с углеродом с образованием карбида TiC10, состав которого,
по-видимому, является стабильным в виду отсутствия в стали сво-
бодного азота, либо принять участие в образовании карбосульфида
марганца.
На рис. 25 приведены изотермические кривые растворимости кар-
бидов ниобия и титана и нитридов ванадия в интервале температур
от 900 до 1200 °C, используемом для горячей прокатки и термичес-
кой обработки [5, с. 153 - 157]. Видно, что при температурах < 900 °C
концентрация ниобия и титана в аустените сталей с 0,1 % С не пре-
вышает 0,01 %, тогда как при 1200 °C она составляет 0,07 % Nb и
0,10 % Ti. Растворимость нитрида ванадия существенно выше, чем
карбидов ниобия и титана.
Выделение карбонитридных фаз ванадия, ниобия и титана в низко-
легированных сталях при контролируемой прокатке может проис-
ходить как в аустените, так и в феррите. Размер частиц, их располо-
жение, взаимодействие с дислокациями, связь с кристаллической
решеткой матрицы различны в зависимости от условий образова-
ния частиц. В первом случае они имеют форму квадратов размером
15 - 100 нм. Вследствие отсутствия когерентности эти частицы прак-
тически не упрочняют феррит, образовавшийся при охлаждении из
аустенита. Карбонитриды, выделившиеся в феррите, представляют
Рис. 25. Изотермические кривые растворимости карбидов ниобия и титана, а так-
же нитридов ванадия и титана в стали при различных температурах [5]
75
собой частицы размерами 1,5 - 10 нм без четко очерченных граней,
находящиеся на различных стадиях выделения и полностью или час-
тично сохраняющие когерентную связь с матрицей [14]. Они сильно
упрочняют феррит. Интенсивность такого упрочнения зависит от ко-
личества частиц и степени их когерентности с матрицей.
В сталях, легированных титаном, частицы TiN размерами 1 - 3 мкм
имеют форму окантованных желтых квадратов, хорошо видимых
в обычном световом микроскопе. Эти частицы образуются в процес-
се затвердевания жидкой фазы.
Изучение кинетики выделения частиц карбонитридных фаз ниобия,
ванадия и титана в изотермических условиях при температурах 800 -
1100 °C после горячей пластической деформации на 25 .%> показало,
что наиболее активное выделение в малоперлитных сталях фазы
Nb(C, N) происходит при 900 - 925 °C, фаза Ti(C, N) - при темпера-
турах 925 - 950 °C, фазы V (С, N) - при температурах ниже 850 °C
(рис. 26). Совместное микролегирование указанными элементами,
а- такжё увеличение содержания марганца вызывают замедление
процесса формирования частиц в аустените, благодаря чему усили-
вается их выделение в феррите. Введение добавки молибдена сдви-
гает температурную область выделения частиц карбонитридных фаз
в сторону более низких температур и более коротких выдержек [13,
15, 16, 17].
Горячая пластическая деформация стимулирует процесс выде-
Рис. 26. Кинетика выделения час-
тиц карбонитридных фаз ванадия,
ниобия и титана в аустените под
влиянием- горячей пластической
деформации, %:
1 - 10; 2 - 25; 3 - 60; 4-10;
5 - 30; 6 - 50; 7 - 60; 8 - 30;
9-50
76
Рис. 27. Влияние ниобия, ванадия и титана нД фазовый состав малоперлитной ста-
ли (Ск - содержание углерода в карбидной фазе; NH к - количество азота в нит-
ридной и карбонитридной фазах)
ления избыточных фаз, сокращает время, необходимое для его на-
чала и окончания при данной температуре. При этом степень дефор-
мации оказывает большое влияние на скорость выделения карбонит-
ридных фаз. Так, если для малоперлитных сталей с ниобием в коли-
честве 0,04 - 0,05 % [13, 18] при сравнительно небольшой деформа-
ции е = 15 % при температурах 900 - 950 °C для выделения 50 %
фазы Nb(C, N) необходимо 500 - 800 с, то при е = 50 - 60 % это вре-
мя сокращается до 40 с.
Для правильного понимания^ влияния карбонитридообразующих
элементов ниобия, ванадия и титана на процессы, протекающие при
контролируемой прокатке, структуру и механические свойства ста-
лей и обоснованного выбора химического состава сталей в зависи-
мости от уровня предъявляемых требований необходимо понима-
ние особенностей влияния каждого из них на фазЪвый состав ста-
ли. В связи с неодинаковым сродством к углероду и азоту их влия-
ние на фазовый состав малоперлитных сталей различно. На рис. 27
показано влияние переменного содержания ванадия, ниобия и тита-
на на фазовый состав малоперлитных сталей, содержащих 0,07 -
0,09 % С; 1,4 - 1,6 % Мп и 0,11 - 0,15 % Si, прокатанных по контро-
77
лируемому режиму с окончанием деформации при 740 - 760 °C с
охлаждением на воздухе. Температура нагрева под прокатку сос-
тавляла 1150 °C [19].
В стали без микродобавок карбонитридообразующих элементов
значительная часть азота связана в нитрид AIN. Однако некоторое
его количество содержится и в твердом растворе. Введение вана-
дия и особенно титана в сталь приводит к очистке твердого раство-
ра от азота, так как азот связывается при этом в карбонитрид V(C, N)
или нитрид TiN. Ниобий при выбранных режимах прокатки слабо
взаимодействует с азотом, практически не оказывая влияния на его
содержание в твердом растворе и в нитриде алюминия.
Ванадий при введении его в количестве 0,04 % связывается в карбо-
нитрид V(C, N), снижая долю цементита Fe3C и количество азота в
твердом растворе. Количество азота, связанного в нитрид AIN, ос-
тается при этом почти на постоянном уровне. При увеличении содер-
жания ванадия более 0,04 % продолжает возрастать количество азо-
та, связанного в карбонитрид V(C, N), хотя и значительно медленнее,
чем при введении первоначальной добавки ванадия. Одновремен-
но с этим снижается количество алюминия, связанного в нитрид AIN-
При этом из-за возрастающего дефицита азота меняется стехиомет-
рическое соотношение элементов в карбонитриде ванадия: от
V(C065N0 35) при содержании 0,04 % V до V(C09N01) при содержании
0,26 % V.’
При микролегировании стали ниобием наблюдается выделение
карбонитридной фазы Nb(C, N), количество которой в анодном осад-
ке возрастает пропорционально увеличению его содержания. Как и
при введении ванадия, благодаря связыванию части углерода в кар-
бонитрид снижается количество цементита. В соответствии с этим
увеличение содержания ниобия от 0 до 0,10 % меняет соотношение
структурных составляющих: доля перлита снижается от 18 до 11 %,
доля феррита возрастает от 82 до 89 %.
Определение содержания азота в нитридной фазе стали с тита-
ном показало, что повышение содержания титана приводит к умень-
шению количества азота, связанного в нитрид AIN, и соответствую-
щему увеличению доли азота, идущей на образование нитрида TiN.
При содержании примерно > 0,06 % Ti нитрид алюминия уже не об-
наруживается, а количество нитрида титана достигает постоянного
значения, так как весь азот оказывается связанным титаном. При
этом дальнейшее повышение содержания титана сопровождается
увеличением количества карбида титана TiC и уменьшением коли-
чества Fe3C и доли перлита в стали. При содержании ~ 0,15 - 0.18 % Ti
сталь приобретает бесперлитную структуру, состоящую из феррит-
ной матрицы с включениями нитридов TiN и дисперсных карбидов TiC.
78
Положительное влияние ниобия, ванадия и титана на механичес-
кие свойства и сопротивление хрупкому разрушению низколегиро-
ванных сталей связано в значительной степени с измельчением зе-
ренной структуры при введении их небольших добавок. Важным ме-
ханизмом измельчения структуры при микролегировании является
торможение роста зерна аустенита при нагреве. Присутствие труд-
норастворимых частиц избыточной фазы тормозит огрубление зер-
на аустенита при нагреве благодаря взаимодействию их с граница-
ми аустенитных зерен. При этом происходит поглощение энергии
движущихся границ на огибание частиц. Движение границ зерен по
отношению к частицам второй фазы приводит к локальному росту
энергии и тормозит миграцию границ. Энергия, расходуемая на пре-
одоление барьеров, должна быть возмещена из другого источника,
например из энергии, освобождающейся в результате роста зерна.
Мелкие частицы более эффективно, чем грубые, сдерживают рост
зерна. Максимальный размер частиц, которые противодействуют
движению границ аустенита со средним радиусом зерна Ro, можно
определить по формуле [20]:
_ 6Rof / 3 2 V*
'крит - „ 2 “ z) ’
(8)
где гкрит - максимальный размер частиц, которые эффективно тор-
мозят рост зерна; f - объемная доля частиц в микроструктуре; Ro -
радиус зерна матрицы; z - отношение радиуса выросшего зерна
к величине зерна матрицы.
Если размер частиц превышает Г|фИТ, то границы аустенитного
зерна не закрепляются ими и может начаться рост аустенитного зер-
на на стадии вторичной рекристаллизации.
На рис. 28 показано влияние добавок ванадия, ниобия и титана
на величину зерна аустенита малоперлитной стали типа 09Г2 при
нагреве от 1050 до 1250 °C. По увеличению сдерживающего влияния
на рост зерна аустенита эти элементы располагаются в последова-
тельности: ванадий, ниобий, титан. С повышением температуры нагре-
ва это различие увеличивается. Приведенные кривые позволяют кос-
венно судить о растворимости карбонитридов этих элементов в аус-
тените. По мере растворения частиц избыточных фаз соответствую-
щих элементов, их сдерживающее влияние на рост зерна ослабевает.
Прекращение сдерживания роста аустенита при повышении темпе-
ратуры нагрева совпадает с практически полным растворением дис-
персных карбонитридных фаз.
Рост содержания рассматриваемых элементов оказывает значи-
тельное влияние на измельчение зерна аустенита, так как способст-
вует увеличению числа частиц в структуре стали. Однако степень
79
этого влияния зависит от температуры нагрева. Так, рост концент-
рации ванадия способствует сдерживанию роста зерен аустенита
при нагреве лишь до ~ 1050 °C. При более высоких температурах
нагрева увелйчение содержания ванадия практически не влияет на
рост зерна аустенита, так как растворимость его в аустените с со-
держанием 0,08 % С при этом значительно выше исследованных кон-
центраций и составляет > 1 %. Увеличение содержания ниобия до
0,08 % способствует измельчению зерна аустенита до 1200 °C. При
1250 °C ниобий не сдерживает рост зерна, так как его карбонитрид
при этом содержании полностью растворяется в железе. Наиболее
эффективным элементом в отношении влияния на размер зерна аус-
тенита при нагреве является титан вплоть до температуры 1250 °C,
что объясняется устойчивостью дисперсных частиц Ti(C, N), имею-
щих диаметр меньше критического.
Выделение частиц карбонитридных фаз в малоперлитных сталях
в температурном интервале горячей пластической деформации ока-
зывает большое влияние на поведение аустенита при деформации
и после ее завершения. При сравнительно высоких температурах
горячей пластической деформации (> 1000 °C) одновременно про-
текают процессы динамической и статической рекристаллизации,
о которых чаще всего судят по поведению кривых напряжение - де-
формация при горячих испытаниях на растяжение, сжатие или кру-
чение [21 - 23]. Деформация при высоких температурах приводит
к упрочнению вследствие образования и блокирования дислокаций.
Одновременно с этим под влиянием высоких температур начинают-
ся процессы возврата, протекающие в результате аннигиляции дис-
локаций и образования субзерен. Когда деформация достигает сте-
цпп
’OJ)28\i.
1ООО 1050 11OO 1150 1200 1250
Температура аустенитизации, °C
Рис. 28. Влияние добавок карбонитридо-
образующих элементов на рост зерна
аустенита при нагреве
80
пени, требующейся для самопроизвольной или динамической рекрис-
таллизации, наступает значительно более сильное разупрочнение.
В работах [13,16, 24 - 28] показано, что микролегирование ниобием,
титаном и в значительно меньшей степени ванадием повышает кри-
тические напряжения, необходимые для протекания динамическо-
го восстановления и рекристаллизации при данной температуре и
скорости нагружения. Добавки ниобия и титана повышают темпера-
туру рекристаллизации для данных напряжения и скорости дефор-
мации. Так, если температура рекристаллизации марганцовистых
и марганецкремнистых сталей лежит в общем случае в диапазоне
850 - 950 °C для единичного обжатия от 40 до 50 % при прокатке со
скоростью деформации 1 - 5 с-1, то стали с ниобием (0,03 - 0,05 %),
подвергаемые прокатке в эквивалентных условиях, имеют темпера-
туру рекристаллизации на 200 °C выше (1050 - 1150 °C). Причина
замедления динамических процессов возврата и рекристаллизации
под влиянием добавок никеля и титана заключается в том, что дви-
жение дислокаций и границ субзерен сильно тормозятся растворен-
ными атомами легирующих элементов и образующимися в процес-
се деформации частицами дисперсных фаз.
Другая важная роль микролегирующих добавок карбонитридооб-
разующих элементов заключается в торможении статической рекрис-
таллизации деформированного аустенита, протекающей через не-
которое время после завершения горячей пластической деформа-
ции. В связи с этим было проведено сравнительное исследование
влияния ниобия, титана и ванадия на кинетику статической рекрис-
таллизации аустенита малоперлитной стали типа 09Г2 лаборатор-
ной выплавки в зависимости от содержания указанных элементов
и температуры рекристаллизации. Содержание основных элемен-
тов было следующим, %: 0,09 - 0,10 % С; 1,4 - 1,55 Мп; 0,3 Si; 0,03 AL
Кроме того, отдельные плавки содержали добавки одного из элемен-
тов, %: 0,03 - 0,1 V; 0,04 - 0,08 Nb; 0,015 - 0,11 Ti.
* Изучение кинетики рекристаллизации проводили с помощью го-
рячих испытаний на растяжение на универсальной машине "Инстрон-
1093” по методике двойного нагружения [23]. Методика заключает-
ся в нагреве образцов для растяжения до заданной температуры
горячей деформации, разгрузке, выдержке в течение различного вре-
мени, повторном нагружении до разрушения. Упрочнение, получае-
мое металлом при первоначальном нагружении, снижается за счет
протекания процессов возврата и рекристаллизации в период выдерж-
ки между первым и вторым нагружением. Повторное нагружение
осуществляли после различных промежутков времени. Специаль-
ное программирующее устройство позволяло автоматизировать
весь цикл испытания. Минимальное время выдержки до повторно-
81
го нагружения составляло 1 с, максимальное 10000 с. Разрывные
образцы имели цилиндрическую форму диаметром 4 мм и рабочей
длиной 20 мм. Для предохранения от окисления и обезуглерожива-
ния на рабочую часть образцов наносили никелевое покрытие тол-
щиной 0,05 мм. Образцы нагревали до температуры 1150 °C, 15 мин,
после чего подстуживали вместе с печью со скоростью 20 °С/мин
до температур испытания: 1050, 950, 900 и 850 °C. По достижении
температуры испытания образцы выдерживали в течение 5 мин с
целью устранения возмо'жного температурного градиента по дли-
не образца. Скорость перемещения траверсы при испытаниях была
постоянной и составляла 20 мм/мин (скорость деформации. е =
= 0,06 с*1). После растяжения на 20 ± 1 % образец быстро разгру-
жали. Степень первоначальной деформации была выбрана на осно-
вании того, что при всех температурах испытания она соответство-
вала установившейся стадии на кривых нагрузка - деформация,
что исключало возможность образования шейки.
В результате протекания процессов статического возврата и ре-
кристаллизации условное напряжение течения при повторном нагру-
Рис. 29. Схема определения степени
нагружения:
01 - текущее напряжение течения до
течечения при втором нагружении
рекристаллизации по методике двойного
разгружения; от - условное напряжение
Рис. 30. Влияние ванадия, титана и ниобия на кинетику рекристаллизации аусте-
нита малоперлитных сталей при различных температурах. Температура аусте-
нитизации 1150 *С. Деформация 20 % при 950 (а) и 900 *С (б):
1 - без микродобавок; 2 - 0,10 % V; 3 - 0,08 % Nb; 4 - 0,04 % Nb + 0,07 % V; 5 -
0,11 % TI
82
жении до удлинения 0,2 % изменяется от исходного значения ot до
значения ор, отвечающего полностью разупрочненному состоянию
(рис. 29). Степень рекристаллизации оценивали по формуле
L= 01~°т 100%. (9)
~ °р
В случае, когда полное разупрочнение не происходило даже пос-
ле весьма длительных выдержек, степень статического разупроч-
нения определяли согласно уравнению
L = 01 ~ °т 100%, (10)
о» - 00 ’
где оо - условное напряжение течения при первоначальном нагру-
жении.
Как показано в работе [21], доля разупрочнения за счет протека-
ния статического возврата составляет в зависимости от скорости
деформации не более 15 - 20 % от полного разупрочнения, основ-
ная же доля разупрочнения обусловлена протеканием статической
рекристаллизации.
На рис. 30 приведены кривые рекристаллизации горячедеформи-
рованного аустенита малоперлитных сталей с различным содержа-
нием ванадия, ниобия и титана при температурах 900 и 950 °C. Тор-
можение рекристаллизации под влиянием добавок карбонитридооб-
разующих элементов при понижении температуры выражается в сме-
щении кривых разупрочнения в сторону более длительных выдер-
жек. На рис. 31 показано влияние содержания исследуемых элемен-
тов на время, необходимое для протекания рекристаллизации на
50 % (т30) после деформации на 20 % (аустенитизация при 1150 °C).
Хорошо видно, что способность тормозить рекристаллизацию аусте-
нита возрастает в последовательности V - Ti - Nb. Влияние ванадия
на торможение рекристаллизации аустенита становится ощутимым
Рис. 31. Влияние ванадия, ниобия и титана на время
(хзо)> необходимое для рекристаллизации горяча-
деформированного аустенита на 50 % при различ-
ных температурах
0,02 0,04 0,00 0,08 0,1
Содержание легирующего
элемента, %
83
лишь при температурах не выше 900 - 850 °C. При увеличении со-
держания ванадия от 0 до 0,10 % время т50 при температуре рекрис-
таллизации 900 °C возрастает от 25 до 35 с. При температурах > 950 °C
ванадий не оказывает заметного влияния на скорость рекристалли-
зации аустенита, что объясняется отсутствием при этих температу-
рах выделений фазы V(C, N), способных тормозить процесс стати-
ческой рекристаллизации, так как частицы V(C, N) формируются в
горячедеформированном аустените лишь при температурах ниже
900 °C (см. рис. 26). Влияние титана на торможение статической ре-
кристаллизации весьма существенно и увеличивается с ростом его
содержания в стали.
Ниобий наиболее сильно тормозит рекристаллизацию аустенита.
Частицы карбонитридных фаз, выделяющиеся в аустените в процес-
се горячей пластической деформации или после нее на несовершенст-
вах кристаллической решетки, препятствуют миграции границ зерен
и субструктуры, тем самым замедляют процессы восстановления
и рекристаллизации. Если температура деформации достаточно вы-
сокая (для стали с ванадием > 900 °C, для сталей с ниобием и тита-
ном > 1000 - 1050 °C), частицы карбонитридных фаз не выделяют-
ся из аустенита в связи с достаточно высокой растворимостью при
этих температурах. Торможение рекристаллизации при этом выра-
жено значительно слабее и обусловлено в основном либо частица-
ми, не перешедшими в твердый раствор при нагреве, либо атомами
карбонитридообразующих элементов, находящихся в твердом раст-
воре. Более слабое, по сравнению с ниобием, влияние титана на тор-
можение рекристаллизации горячедеформированноГо аустенита
можно объяснить тем, что часть титана связывается в высокотем-
пературные крупные частицы нитрида титана TiN (см. рис. 25), при-
нимающие слабое участие в последеформационных процессах в аус-
тените. Выделение большого числа мелких нитридов титана в облас-
ти температур 900 - 1050 °C затруднено из-за низкой растворимос-
ти нитрида титана в аустените (см. рис. 24) и недостатка азота для
его образования.
Торможение рекристаллизации деформированного аустенита под
влиянием добавок карбонитридообразующих элементов способст-
вует измельчению зерна феррита готовой стали, механизм которо-
го представляется следующим. В реальных условиях горячей про-
катки. замедление рекристаллизации приводит к сохранению в аус-
тените до начала у а-приращения вы1янутых вдоль направления
прокатки некристаллизованных зерен с большим количеством дефек-
тов. Возможно формирование смешанной структуры, когда часть
зерен успевает рекристаллизоваться в нижней части у-области,- Боль-
шая суммарная площадь границ в такой структуре способствует об-
84
разованию значительного числа центров у -*• «-превращения, что при-
тгодитк формированию мелкого зерна феррита в готовом прокате.
' Одним из наиболее важных этапов формирования структуры мало-
перлитных сталей, подвергаемых контролируемой прокатке, являет-
ся полиморфное у -* a-превращение. На кинетику у -* «-превраще-
ния оказывают влияние целый ряд факторов, таких как размер зер-
на аустенита перед началом превращения, скорость охлаждения,
степень рекристаллизации аустенита, условия предшествующей
деформации. Немаловажную роль при этом играет химический сос-
тав стали.
Химические элементы, входящие в состав твердого раствора аус-
тенита, как легирующие добавки или примеси, такие как углерод,
марганец, медь, хром, никель й молибден, понижают температуру
начала распада аустенита. В работах [29, 30] приведена эмпиричес-
кая формула, показывающая количественное влияние указанных
элементов на положение точки Аг3 ’малоперлитных сталей в состоя-
нии после контролируемой прокатки с охлаждением на спокойном
воздухе:
Аг3 = 910 - 310С - 80Мп - 20Си - 15Сг - 80Мо. (11)
С практической точки зрения для легирования малоперлитных ста-
лей выбирают преимущественно элементы, которые в наибольшей
степени способны понизить температуру начала распада аустени-
та и в то же время оказывают минимальное влияние на величину уг-
леродного эквивалента [см. формулу (1)].
Влияние микродобавок карбонитридообразующих элементов зна-
читально сложнее и зависит не только от их количественного содер-
жания, но и технологии горячей обработки стали.
Для изучения влияния ванадия, ниобия и для сравнения также мо-
либдена на кинетику полиморфного у — «-превращения в малопер-
литных сталях были использованы следующие методы исследова-
ния: построение термокинетических диаграмм распада аустенита
при охлаждении этих сталей с различным содержанием ванадия и
ниобия, а также совместно легированных указанными элементами
[31, 32]; построение С-образных диаграмм изотермического распа-
да аустенита и определение положения температурного интервала
у «-превращения в зависимости от температур аустенитизации
[31, 33, 34].
При исследовании раздельного и совместного влияния микроле-
гирования малоперлитной стали типа 09Г2 ниобием и ванадием на
процесс распада переохлажденного аустенита в изотермических
условиях и при непрерывном охлаждении параметрами, характери-
зующими изотермический распад аустенита, явились: инкубацион-
85
ный период тр в течение которого аустенит устойчив при данной тем-
пературе; длительность периода распада т2.
Характеристическими параметрами в случае непрерывного ох-
лаждения служили температуры начала превращения и скорости
охлаждения ус (°С/с) в интервале 700 - 400 °C.
Превращение при непрерывном охлаждении изучали стандартным
дилатометрическим методом на опытно-механическом дилатомет-
ре Лейтца. Температура аустенитизации образцов составляла 950 °C.
Базовый химический состав опытной стали следующий, %: 0,08 С;
0,35 S; 1,4 Мп; 0,035 AI; 0,020 S; 0,022 Р и 0,007 N. Различные слитки
содержали сответственно 0,02 и 0,05 Nb; 0,03 и 0,06 V; 0,02 Nb + 0,08 V.
Из табл. 13 видно, что в области перлитного превращения (до 600 °C)
добавки ванадия и ниобия или их сочетание приводят к ускорению
начала распада аустенита, уменьшая инкубационный период с 8,5 с
(сталь без микролегирования) до 5 - 7 с. Максимальное ускорение
начала превращения аустенита в перлит (тх = 5 с) происходит в слу-
чае микролегирования стали ниобием (0,02 - 0,05 %) или ниобием
совместно с ванадием.
В области промежуточного превращения ниже 600 °C эта законо-
мерность влияния микролегирования на инкубационный период сох-
раняется.
Различное содержание ниобия 0,02 или 0,05 % одинаково умень-
шает время инкубационного периода, но по-разному влияет на вре-
мя до конца превращения. В стали с более высоким содержанием
ниобия (0,05 %) превращение заканчивается быстрее, т.е. длитель-
ность распада аустенита в субкритическом интервале меньше, чем
в стали с 0,02 % Nb. На основании данного наблюдения можно сде-
лать заключение о том, что повышение содержания ниобия от 0,02
Таблица 13. Параметры изотермического распада аустенита
малоперлитных сталей различных типов легирования
Сталь Температура изотермической выдержки, °C
650 600 550 500 450
09Г2 8,5/1800 5,6/26 3,2/25 2,3/11 2,2/9,0
09Г2 + 0,02 % Nb 5,0 5,0/65 2,0/42 2,1/25 2,0/18
09Г2 + 0,05 % Nb 5,0 5,0/55 2,0/30 2,0/25 2,0/16
09Г2 + 0,06 % V 7,0 5,2/69 3,0/40 2,0/39 2,0/28
09Г2 + 0,03 % V 6,1 5,2/30 3,0/24 2,0/17 2,0/14
09Г2 + 0,02 % Nb + + 0,08 % V 5,1 5,0/36 2,8/28 2,0/25 2,0/23
Примечание. В числителе - время инкубационного периода т„ с; в знаме-
нателе - время, до конца превращения (т, + т3, с) в зависимости от содержания
ванадия и ниобия и температур изотермической выдержки.
86
до 0,05 % в принятых условиях эксперимента, когда температура
аустенитизации составляет 950 вС, уменьшает прокаливаемость ста-
ли. Это подтверждается термокинетическими диаграммами распа-
да аустенита (рис. 32), из которых видно, что сталь с 0,02 % Nb имеет
более широкую область промежуточного превращения (v = 6 - 25 *с/с).
О 10 10г 10’ 7Z7* Т.с
32. Термокинетическая диаграмма распада аустенита сталей:
л ло<«г^!кА9Г2’ 6 ~ ° довавкой °«03 % V; е - с добавкой 0,06 % V; г - с добавкой
0,02 /о Nb; д - с добавкой 0,05 % №; е - с добавкой 0,02 % Nb + 0,03 % V ЦисЬоы
У кривых - скорость охлаждения, “С/с ЧИф₽
87
Образование бейнита в стали с 0,05 % происходит только при ско-
рости охлаждения не менее 10 °С/с.
Микродобавки ванадия оказывают противоположное влияние: уве-
личение содержания ванадия от 0,03 до 0,06 % замедляет период рас-
пада аустенита в субкритическом интервале температур. Легиро-
вание стали совместно ниобием и ванадием приводит к ускорению
окончания распада аустенита (т2 = 36 - 23 с) по сравнению с микро-
легированием только ниобием (т2 = 65 - 16 с) или ванадием в ко-
личестве 0,06 % (т2 = 69 - 28 с), но замедляет распад аустенита по
сравнению со сталью, микролегированной 0,03 % V (т2 = 30 - 14 с)
или без микролегирования (т2 = 27 - 9 с).
Поскольку инкубационный период определяется скоростью зарож-
дения новой фазы, то основное влияние на его продолжительность
оказывает различие в размере зерна аустенита. Это влияние в боль-
шей степени проявляется при микролегировании ниобием, образую-
щим труднорастворимые карбиды в стали, которые наиболее силь-
но сдерживают рост зерна аустенита при нагреве (см. рис. 28). Влия-
ние микролегирования ванадием на кинетику изотермического пре-
вращения аустенита можно объяснить тем, что он образует карбо-
нитриды с повышенной по сравнению с карбонитридами ниобия раст-
воримостью и относительно меньше измельчает зерно аустенита
при нагреве до 950 °C. Поэтому инкубационный период распада аус-
тенита опытных сталей с ванадием более длительный, чем у ста-
лей с ниобием.
Различие в длительности распада аустенита связано со скоростью
роста новой фазы, определяемой интенсивностью диффузионных
процессов, т.е. обусловлено степенью легирования твердого раст-
вора. В связи с тем, что при введении в сталь 09Г2 ванадия и ниобия
некоторое количество этих элементов присутствует в твердом раст-
воре, микролегирование во всех случаях приводит к увеличению про-
должительности периода распада переохлажденного аустенита, что
объясняется уменьшением разности свободных энергий фаз. Микро-
легирование стали ванадием в количестве 0,06 % в наибольшей
степени увеличивает длительность превращения.
Исследованные стали можно расположить в такой последователь-
ности: 1) 09Г2, 09Г2Ф, 09Г2ФБ, 09Г2Б - по уменьшению инкубацион-
ного периода; 2) 09Г2Ф (0,06 % V), 09Г2Б, 09Г2ФБ, 09Г2Ф (0,03 % V),
09Г2 - по уменьшению длительности периода распада переохлаж-
денного аустенита при изотермических выдержках.
В исследованных сталях при охлаждении со скоростью v0 = 0,05 -
25 °С/с наблюдается образование полигонального феррита в широ-
ком интервале температур (620 - 820 °C). Эти стали имеют относи-
88
тельно узкую область перлитного превращения при температурах
600 - 680 °C. Протяженность области перлитного превращения мак-
симальная у стали без микролегирования (% - 0,05 - 25 °С/с), ми-
нимальная при микролегировании 0,02 % Nb (v0 = 0,05 - 8 °С/с). Про-
межуточное превращение в стали 09Г2 при изученных скоростях
охлаждения не наблюдается. Максимальную протяженность оно имеет
при микролегировании стали 0,02 % Nb (v0 = 6 - 25 °С/с) и 0,06 % V
(v0 = 8 - 25 °С/с). На образование продуктов промежуточного рас-
пада аустенита в большей степени оказывает влияние не изменение
инкубационного периода, а длительность периода изотермическо-
го распада аустенита. С увеличением т2 аустенит при непрерывном
охлаждении частично распадается с образованием промежуточной
структуры (бейнита) и тем в большей степени, чем длительней пе-
риод его распада т2 в изотермических условиях.
Ванадий и ниобий повышают устойчивость аустенита в том слу-
чае, если при аустенитизации значительная часть их карбонитридов
растворяется в аустените. Аустенит стали с 0,06 % V более устой-
чив, чем стали с 0,03 % V, так как ванадий довольно хорошо раство-
рим при температуре 950 °C. Присутствуя в виде избыточной карбо-
нитридной фазы, микролегирующие элементы, наоборот, ускоряют
у * «-превращение, в основном, за счет измельчения зерна аусте-
нита. Поэтому устойчивость аустенита с 0,05 % Nb ниже, чем стали
с 0,02 % Nb, в виду того, что температура аустенитизации 950 °C
близка к температуре максимума выделения фазы Nb(C, N) из твер-
дого раствора при нагреве [6] и увеличение содержания ниобия в
стали приводит к увеличению количества избыточной фазы.
На рис. 33 изображены С-образные кривые изотермического прев-
10 10г 10s 1<f
I, С
Рис. 33. Изотермические диаг-
раммы V •*«-превращения мало-
перлитных сталей:
а - 09Г2; 6 - 09Г2ФБ; е -
08Г2МФБ
89
ращения аустенита сталей 09Г2 (а), 09Г2ФБ (б) и 08Г2МФБ (а) после
аустенитизации при температурах 950 (1) и 1150 °C (2).
Сталь 09Г2 содержит, %: 0,11 С; 1,60 Мп; 0,22 Si; 0,03 Al; 0,010 N;
сталь 09Г2ФБ содержит, %: 0,11 С; 1,60 Мп; 0,22 Si; 0,07 V; 0,04 Nb;
0,03 Al и 0,014 N; сталь 08Г2МФБ содержит, %: 0,07 С; 1,60 Мп; 0,22 Si;
0,07 V; 0,05 Nb; 0,23 Mo; 0,03 Al; 0,010 N.
Из сравнения данных, приведенных на рис. 33 и в табл. 14, вид-
но, что в том случае, когда температура аустенитизации составляет
950 °C, совместное микролегирование ванадием и ниобием приво-
дит к ускорению превращения в перлитной области (при 600 - 700 °C)
и замедлению превращения в бейнитной области (при 400 - 500 °C).
Это согласуется с приведенными выше результатами исследова-
ния влияния микролегирования ниобием и ванадием на распад аус-
тенита при изотермическом охлаждении.
Влияние микролегирования молибденом в количестве 0,23 % при
температуре аустенитизации 950 °C проявляется в значительном
замедлении превращения при температурах 700 - 500 °C, т.е. в фер-
рито-перлитной области и в верхней части промежуточной области.
Изотермический распад аустенита при указанных температурах не
проходил до конца в течение выдержек, принятых в опыте (рис. 33, в).
В стали 09Г2 без добавок микролегирующих элементов повыше-
ние температуры аустенитизации с 950 до 1150 °C не оказывает су-
щественного влияния на превращение аустенита в бейнитной облас-
ти, несколько замедляя превращения при 650 - 700 °C, т.е. в феррито-
перлитной области (рис. 33, а). Так, при 650 °C продолжительность
распада аустенита на 75 % увеличивается со 190 с после аустени-
тизации при 950 °C до 700 с после аустенитизации при 1150 °C.
Таблица 14. Продолжительность инкубационного периода т, (числитель)
и времени распада на 75 % аустенита опытных сталей (т,+та)
в процессе изотермических выдержек ______
Сталь Температура изотермической выдержки, °C
700 650 600 550 500 450
09Г2 Температура аустенитизации 950 °C 24/2500 12/190 6/30 4/16 2,5/8 3/8
09Г2ФБ 6/29 5,5/- - 2,7/10 3,5/10 2/7
08Г2МФБ 11/60 5/180 7/85 6/24 3/8 3,5/-
09Г2 Температура аустенитизации 1150 °C 46/- 16/700 7/- 4,5/17 3/9 2/7
09Г2ФБ 220/1050 43/700 14/600 7,5/50 4/13 3/9,5
08Г2МФБ 180/1000 47/1000 8/- 4/18 3,5/9 2/7
90
В отличие от этого в сталях 09Г2ФБ (рис. 33, б) и 08Г2МФБ (рис. 33, в)
аналогичное повышение температуры аустенитизации с 950 до 1150 °C
резко усиливает и изменение на противоположный характер совмест-
ного влияния добавок ванадия и ниобия на кинетику превращения
аустенита в условиях изотермического распада. В областях перлит-
ного превращения (600 - 700 °C), а также верхнего бейнита (500 -
550 °C) для обеих сталей наблюдается повышение устойчивости аус-
тенита и значительное замедление его распада, связанное с раст-
ворением при 1150 °C всего содержащегося в стали ванадия и боль-
шей части ниобия. Так, для стали 09Г2ФБ повышение температуры
аустенитизации с 950 до 1150 °C приводит к возрастанию инкубацион-
ного периода при 700 °C примерно в 37 раз (с 6 до 220 с), а длитель-
ность распада на 75 % увеличивается в 36 раз (с 29 до 1050 с). Для
стали 08Г2МФБ инкубационный период при 700 °C возрастает при
этом примерно в 16 раз (с 11 до 180 с), а длительность распада на
75 % возрастает в 17 раз (с 60 до 1000 с).
Превращение в нижней части бейнитной области для обеих ста-
лей слабо зависит от температуры нагрева.
При температуре аустенитизации 1150 °C добавка молибдена в
количестве 0,23 % сравнительно мало влияет на скорость распада
аустенита при 400 - 450 °C и 700 °C, однако способствует значитель-
ному повышению его устойчивости при изотермическом превраще-
нии в интервале 550 - 650 °C (ср. рис. 33, б и в).
Сравнивая диаграммы изотермического превращения для сталей
09Г2 и 09Г2ФБ после аустенитизации при 1150 °C (рис. 33, а и б),
можно видеть, что инкубационный период превращения при 600 -
700 °C под влиянием комплексного микролегирования ниобием и
ванадием значительно возрастает (при 700 °C от 46 для стали 09Г2
до 220 с для стали 09Г2ФБ, т.е. примерно в 5 раз). Скорость самого
распада т2 в области температур 450 - 750 °C также замедляется,
но менее интенсивно, чем инкубационный период. Так, например,
т2 для распада аустенита на 50 % при 700 °C возрастает с 310 с для
стали 09Г2 до 520 с для стали 09Г2ФБ, т.е. в 1,7 раза.
На рис. 34 показана зависимость положения температурного ин-
тервала у -* а-превращения малоперлитных сталей 09Г2, 09Г2ФБ
и 08Г2МФБ от температуры аустенитизации. Образцы нагревали до
заданной температуры аустенитизации в трубчатой печи, выдержи-
вали в течение 15 мин, после чего охлаждали вместе с печью со ско-
ростью 20 °С/мин до температуры . 900 °C. После этого образцы пере-
носили в дилатометр, где охлаждение проводили со скоростью
1,5 °С/с, близкой к скорости охлаждения листов толщиной 12 - 17 мм
на спокойном воздухе при температурах 800 - 700 °C в потоке лис-
товых станов.
91
Рис. 34. Влияние температуры аустенитизации (ta) на рост зерна и положение кри-
тических точек начала и окончания распада недеформированного аустенита:
е - сталь 09Г2; б - О9Г2ФБ; е - 08Г2МФБ; 1 - Аг3; 2 - Аг,; 3 - d3
При температурах аустенитизации < 1050 °C, когда ниобий не пол-
ностью переходит в твердый раствор, микролегирование приводит
к уменьшению устойчивости аустенита, что выражается в повыше-
нии температуры начала распада аустенита (точки Аг3 стали 09Г2ФБ
лежат на 20 - 30 °C выше соответствующих точек стали 09Г2) и зна-
чительном повышении точек Аг, (на 50 °C при температуре аусте-
нитизации 900 °C и примерно на 70 °C при температуре аустенитиза-
ции 1000 °C). Добавка молибдена в количестве 0,23 % относитель-
но слабо влияет на положение точки Аг3 стали 08Г2МФБ по сравне-
нию с аналогичной точкой стали 09Г2ФБ при всех исследованных
температурах нагрева, а также точки Аг, при нагреве до 1000 °C.
Повышение температуры аустенитизации до 1100 - 1150 °C изме-
няет характер влияния микролегирования на положение критичес-
ких точек. В связи с началом интенсивного растворения ниобия при
нагреве в области указанных температур устойчивость аустенита
возрастает, благодаря чему после аустенитизации при 1150 °C точ-
ка. Аг3 стали О9Г2ФБ совпадает с точкой Аг3 стали 09Г2. Одновре-
менно с этим наблюдается еще более значительное понижение точ-
ки Аг, стали 09Г2ФБ, которая после аустенитизации при 1150 °C сни-
жается в область промежуточного превращения (545 °C).
Присутствие добавки молибдена способствует дополнительно-
му понижению точки Аг,, которая для стал> 08Г2МФБ смещается
в верхнюю часть промежуточной области (575 - 525 °C) при нагре-
ве > 1050 °C.
На положение критической точки Аг, стали 09Г2 наиболее силь-
92
но влияет повышение температуры нагрева с 900 до 1050 °C, уси-
ливающее склонность к образованию в’структуре стали 09Г2 участ-
ков бейнита при охлаждении на спокойном воздухе. Повышение ус-
тойчивости аустенита в этом случае объясняется преимуществен-
но интенсивным ростом зерна при нагреве выше 900 °C (см. рис. 34).
Для сталей, легированных ванадием й ниобием, повышение тем-
пературы нагрева с 900 до 1000 °C сравнительно слабо влияет на
температурный интервал превращения. При этом температурный
интервал у -* a-превращения их выше, чем у стали 09Г2. Резкое сни-
жение точки для сталей 09Г2ФБ и 08Г2МФБ при повышении тем-
пературы нагрева > 1000 °C совпадает с началом интенсивного раст-
ворения карбонитридов ниобия и ростом зерна аустенита. В то же
время для стали 09Г2 повышение температуры нагрева более 1050 °C
не приводит к такому же сильному снижению точки Art, как при по-
вышении температуры нагрева с 900 до 1050 °C.
Сравнивая данные, представленные, на рис. 33 и 34, с результа-
тами изучения склонности к росту зерна' аустенита опытных сталей,
можно видеть, что устойчивость "аустенита и характер у -* «-прев-
ращения находится в определенной зависимости от исходного раз-
мера зерна аустенита. Так, после нагрева, обеспечивающего полу-
чение мелкого зерна аустенита (для стали 09Г2 < 1000 °C, для ста-
ли 09Г2ФБ < 1100 °C и 08Г2МФБ < 1000 °C), превращение проходит
в феррито-перлитной области, а после нагрева до температур, при
которых наблюдается интенсивный рост зерна, в области промежу-
точного превращения.
На рис. 35 показаны термокинетические диаграммы превраще-
ния аустенита сталей 09Г2, 09Г2ФБ и 08Г2МФБ, построенные для
различных температур аустенитизации с помощью высокоскорост-
ного дилатометра. Скорость охлаждения образцов изменяли от 1
до 200 °С/с, выдержка при температуре аустенитизации составля-
ла 15 мин.
Введение микродобавок ванадия и ниобия (сталь 09Г2ФБ) при аус-
тенитизации в области температур 1000 - 1050 °C способствует по-
нижению устойчивости аустенита по сравнению со сталью 09Г2, не
легированной указанными элементами. Это проявляется в том, что
температурный интервал у «-превращения для стали 09Г2ФБ ле-
жит выше, а бейнитная область расположена левее, чем для стали
09Г2. Так, если в стали 09Г2 частичный распад аустенита по проме-
жуточному механизму происходит при скоростях охлаждения вплоть
до 1 - 0,5 °С/с, то в стали 09Г2ФБ бейнитная составляющая в струк-
туре появляется только при скорости охлаждения 12 °C/с.
Повышение температуры аустенитизации приводит к значитель-
ному росту устойчивости аустенита всех опытных сталей: темпе-
93
т,с
Рис. 35. Термокинетические диаграммы превращения аустенита при различных
температурах
ратуры начала и окончания у -* a-превращения понижаются, бейнит-
ная область сдвигается вправо. Наиболее отчетливо это видно для
стали 08Г2МФБ.
Соотношение роли размера зерна и химического состава твер-
дого раствора в торможении распада аустенита стали 09Г2ФБ вид-
94
но иэ следующего сопоставления. После нагрева до 1150 °C сталь
09Г2ФБ имела более мелкое зерно аустенита (35 мкм), чем сталь
09Г2 после нагрева до 1000 “С (60 мкм) (см. рис. 35). Однако несмот-
ря на это, устойчивость аустенита стали 09Г2ФБ была значительно
выше, чем стали 09Г2. Это указывает на то, что наряду с ростом зер-
на вторым сильнодействующим фактором торможения у -* «-прев-
ращения стали 09Г2ФБ при повышении температуры аустенитиза-
ции является обогащение твердого раствора аустенита ванадием
и особенно ниобием, способствующее торможению диффузионных
процессов.
Таким образом, рассматривая в целом влияние микролегирую-
щих элементов ванадия и ниобия на кинетику у -* «-превращения
малоперлитных сталей можно отметить двойственный его характер.
С одной стороны, эти элементы сдерживают рост зерна аустенита
при нагреве, благодаря чему способствуют уменьшению его устой-
чивости в области температур феррито-перлитного превращения,
смещают бейнитную область на термокинетических диаграммах рас-
пада аустенита при непрерывном охлаждении в сторону более вы-
соких скоростей охлаждения, повышают критические точки начала
и конца распада аустенита. Кроме того, присутствуя в виде частиц
избыточной фазы, являющихся своего рода дефектами структуры,
которые могут служит дополнительными местами зарождения но-
вой фазы, они также способствуют ускорению у -»«-превращения
при охлаждении.
Вместе с тем при переходе в результате нагрева в состав твер-
дого раствора карбонитридообразующие элементы тормозят диф-
фузионные процессы и тем самым способствуют повышению устой-
чивости аустенита.
Результирующее влияние карбонитридообразующих элементов
при раздельном или комплексном легировании стали будет опреде-
ляться тем, какой из указанных выше механизмов будет иметь преоб-
ладающее значение. Это в свою очередь зависит от концентрации
элементов и температуры аустенитизации. Увеличение содержания
ванадия или ниобия до уровня, не превышающего пределы их раст-
воримости при заданной температуре аустенитизации, будет спо-
собствовать легированию твердого раствора и повышению его ус-
тойчивости при охлаждении в области температур у -* «-превраще-
ния. Если принятая температура аустенитизации не обеспечивает
перевода большей части дисперсных частиц карбонитридных фаз
в твердый раствор, то дополнительное t/икролегирование приводит
к снижению устойчивости аустенита, так как способствует еще боль-
шему измельчению его зерна и увеличению количества частиц из-
быточной фазы.
95
Повышение температуры аустенитизации способствует тормо-
жению у — «-превращения за счет перевода в твердый раствор боль-
шего количества карбонитридообразующих элементов, а также уве-
личения размера зерна аустенита.
Увеличение содержания ванадия в связи с его высокой раство-
римостью повышает устойчивость аустенита при температурах аус-
тенитизации > 950 °C.
Ниобий в количестве 0,02 - 0,05 % при температурах нагрева ни-
же 1000 - 1050 °C ускоряет, а при нагреве выше 1050 °C замедляет
у -*• «-превращение. Значительное повышение устойчивости аусте-
нита при высокотемпературном нагреве связано, в основном, с влия-
нием ниобия в твердом растворе, а также наблюдаемым при этом
ростом зерна аустенита. Действие первого фактора в сталях 09Г2ФБ
и 08Г2МФБ более существенно, чем второго, и определяется замед-
лением диффузионных процессов на границах зерен аустенита и во
внутризеренных объемах.
Однако даже при высокотемпературном нагреве избыточное ле-
гирование ниобием в количестве более 0,05 % для температуры аус-
тенитизации 1100 °C и более 0,08 % - для 1250 °C приводит к неко-
торому снижению длительности периода до начала феррито-перлит-
ного превращения [35].
Небольшие добавки молибдена (0,15 -0,3%) в малоперлитных
сталях с ниобием и ванадием повышают устойчивость аустенита,
расширяют область промежуточного превращения, способствуют
получению при охлаждении на воздухе смешанной феррито-перлит-
ной структуры с участками верхнего бейнита.
Влияние раздельного и комплексного микролегироеания ванадием,
ниобием, титаном и алюминием на структуру и механические свойства
малоперлитных сталей
Для рационального выбора химического состава экономнолеги-
рованных малоперлитных сталей для газопроводных труб большо-
го диаметра необходимо установление закономерностей раздель-
ного и комплексного влияния микролегирующих добавок карбонит-
ридообразующих элементов в сочетании с контролируемой прокат-
кой на структуру, механические свойства и сопротивление хрупко-
му разрушению. Наиболее полно эти вопросы освещены в работах,
выполненных в ЦНИИчермете им. И.П. Бардина [12, 19, 36 - 39], а
также зарубежных исследованиях [40 - 43, 45, 46].
Выплавку опытных сталей осуществляли в открытой индукцион-
ной печи емкостью 60 кг. Металл разливали фракционным способом
на слитки массой по 10 - 17 кг. В качестве шихты использовали ра-
96
Таблица 15. Химический состав плавок раздельно и комплексно микролегированных добавками
карбонитридообразующих элементов
Номер плавки Тип стали Варьи- руемый - элемент Содержание химических элементов, %
С Мп Si S Р Al N V Nb Ti
1 09Г2 + V 0,09 1,5 0,13 0,004 0,010 0,04 0,014 0 + 0,20 —
2 09Г2Б + V V 0,08 1,5 0,22 0,004 0,010 0,04 0,014 0 + 0,17 0,035 —
3 09Г2Т + V 0,10 1,22 0,13 0,002 0,009 0,05 0,014 0 + 0,10 - 0,035
4 09Г2 + Nb 0,09 1,4 0,15 0,0045 0,010 0,03 0,010 — 0 + 0,096 —
5 09Г2Ф + Nb Nb 0,095 1,5 0,2 0,0037 0,010 0,04 0,010 0,085 0 + 0,07 —
6 09Г2Т + Nb 0,087 1,17 0,14 0,003 0,009 0,045 0,010 - 0 + 0,07 0,035
7 09Г2 + Ti 0,065 1,6 0,11 0,004 0,010 0,07 0,013 — — 0 + 0,18
8 09Г2Ф + Ti 0,075 1,45 0,2 0,004 0,010 0,045 0,013 0,085 — 0 + 0,08
9 09Г2Б + Ti Ti 0,09 1,4 0,16 0,0035 0,010 0,045 0,013 — 0,02 0 + 0,10
10 09Г2ФБ + Ti 0,09 1,47 0,20 0,005 0,009 0,04 0,012 0,08 0,03 0 + 0,11
11 09Г2 + Al 0,10 1,56 0,35 0,005 0,012 0,01-0,10 0,012 — — —
12 09Г2Ф + Al Al 0,11 1,52 0,31 0,006 0,009 0,01-0,12 0,011 0,11 — —
13 09Г2Б + Al 0,10 1,49 0,28 0,007 0,010 0,01-0,12 0,013 — 0,05 —
финированное карбонильное железо. Для учета влияния примесей,
постоянно присутствующих в металле промышленных плавок, вво-
дили, %: 0,05 NI; 0,04 Сг; 0,06 Си; 0,004 S и 0,010 Р. Раскисление ме-
талла проводили алюминием в количестве 0,8 кг/т, а также силико-
кальцием из расчета 1 кг/т. Ванадий и ниобий вводили в печь после
окончательного раскисления алюминием. Титан присаживали в ковш.
Химический состав опытных плавок приведен в табл. 15.
Слитки ковали на заготовки под прокатку сечением 70 х 70 мм.
Температура нагрева слитков под ковку составляла 1150 - 1200 °C,
1 ч. Металл прокатывали на полосы толщиной 15 - 17 мм по контро-
лируемому режиму, представленному в табл. 16. Нагрев под про-
катку осуществляли при температуре 1150 °C, температурный ин-
тервал прокатки в чистовой стадии составлял 800 - 740 °C, суммар-
' ное обжатие в чистовой стадии 75 %.
Таблица 16. Деформационный режим контролируемой прокатки
опытных сталей на полосу толщиной 17 мм
Номер пропус- ков Толщина, мм Обжатие Номер пропус- ков Толщина, мм Обжатие
мм % мм %
1 70/60 10 14 6 34/29,5 4,5 13,2
2 60/50 10 16 7 29,5/26 3,5 11,9
Подстужиеание 8 26/23 3 11,5
3 50/45 5 10 9 23/20,5 2,5 10,9
4 45/39 6 13,3 10 20,5/18,5 2 9,5
5 39/34 5 12,8 11 18,5/17 1,5 8,1
Примечание. В числителе - до пропуска; в знаменателе - после пропуска.
Испытания механических свойств проводили на поперечных об-
разцах. Количественную оценку структурных составляющих выпол-
няли с помощью автоматического анализатора микроструктуры
’’Эпиквант”.
Воздействие микролегирования добавками ванадия, ниобия и ти-
тана на размер зерна феррита стали, подвергнутой контролируемой
прокатке, зависит от их влияния на формирование структуры в те-
чение всего цикла высокотемпературной термомеханической отра-
ботки - при нагреве под прокатку, в процессе горячей пластической
деформации, при полиморфном у -* a-превращении. Ванадий значи-
тельно слабее измельчает ферритное зерно (табл. 17), что объясняет-
ся его незначительным влиянием на торможение рекристаллизации
аустенита в области температур выше 850 °C (см. рис. 30 и 31), а
также более слабым по сравнению с ниобием и титаном влиянием
на сдерживание роста зерна аустенита при нагреве под прокатку
98
до 1150 °C (см. рис. 28). Измельчение зерна феррита малоперлит-
нои стали при микролегировании ванадием обусловлено прежде
всего понижением критической точки Аг3 под влиянием легирова-
ния твердого раствора аустенита, а также зародышевым влиянием
частиц карбонитриднои фазы V (С, N), выделившихся в процессе го-
рячей деформации или во время полиморфного превращения при
температурах ниже 900 °C. Несмотря на то что по сравнениТс ти
таном ниобии слабее сдерживает рост зерна аустенита при нагре-
ве до 1150 С, благодаря более активному влиянию на торможен₽ие
рекристаллизации аустенита он сильнее измельчает зерно феррита.
Таблица 17. Влияние раздельных добашш
и титана на параметры структуры малопердитнмТХ^^д^
после контролируемой прокатки
Микролегирую- щий элемент Микролегирую- щий элемент, % Размер зерна Феррита, мкм Феррит, % Перлит, %
— — 7,6 83 17
V 0,04 0,10 0,14 0,20 6,5 6,1 6,0 6,0 85 87 89 90 15 13 11 10
Nb 0,02 0,04 0,09 6,0 6,2 4,6 85 87 89 15 13 11
Ti 0,04 0,06 0,11 0,18 6,0 6,4 6,2 6,0 85 86 89 93 15 14 11 7
Увеличение содержания ванадия, ниобия или титана в малопер-
литных сталях приводит к связыванию углерода в соответствующие
ZX₽Ze'oeX3“ " "°Н"ЖвНИЮ К0ЛИтеСТва
Результаты полученные при изучении влияния ванадия ниобия
и титана на фазовый состав низкоуглеродистых сталей в сос^яни!
после контролируемой прокатки, позволяют сформулировать усл™
вия получения структуры, не содержащей перлита/ т.е. состоящей
из феррита и включении частиц карбонитридных фаз, выдХвХ"
ся на различных стадиях термомеханической обработки. В этом слу-
чае весь углерод должен быть израсходован на образование частиц
карбонитридных фаз. Так как соотношение С: N в неметаллической
«сти карОоиитрида Nb(C, N) в малаперлитаых crZx' Za.Z
99
около 1/6 [40], для сталей с ниобием это условие со значительной
степенью точности описывается уравнением: Nb(%) > 8,85 • С (%).
В сталях с титаном, напротив, при достаточном содержании ти-
тана практически весь азот связан либо в нитрид, либо в карбонитрид.
Поэтому для них условие формирования бесперлитной структуры
подчиняется следующему уравнению: Ti(%) > 3,42 • N(%) + 4,0 • С (%).
Если принять, что в низкоуглеродистых сталях, микролегированных
ванадием, примерно 1/4 - 1/3 часть содержащегося в них азота вхо-
дит в состав карбонитрида V(С, N), то отсутствие в них перлита бу-
дет отмечаться при условии, что V (%) > 4,25 • С (%) + 0,11 • N(%).
Влияние ванадия. Увеличение содержания ванадия от 0 до 0,26 %
линейно повышает временное сопротивление от 460 до 590 Н/мм2
(рис. 36), т.е. на 50 Н/мм2 на каждые 0,1 % V. Зависимость преде-
ла текучести от содержания ванадия имеет иной характер. Увели-
чение содержания ванадия до 0,10 % повышает предел текучести
от 320 Н/мм2 при 0 % V до 415 Н/мм2 при 0,10 % V, т.е. на 95 Н/мм2,
а последующее увеличение до 0,20 % V приводит к росту предела
текучести до 440 Н/мм2, т.е. всего на 25 Н/мм2. Из этого следует,
что добавка ванадия 0,10 % влияет на увеличение предела текучес-
ти в четыре раза интенсивнее, чем последующая такая же добавка.
Повышение прочностных характеристик при увеличении содер-
жания ванадия сопровождается значительным падением относитель-
ного удлинения с 37,5 % в стали без ванадия до 26 % в стали с 0,26 % V.
Интенсивность влияния ванадия на прочностные свойства можно
выразить с помощью уравнений:
А_ „п-1
А Ов __ Ов - Ов___
ДУ у0 _ ул “ 1 ’
А л 1
А 0у Оу Оу
ДУ уЛ _ уЛ “ 1 ’
(12)
(13)
где о£, о!}, V" - текущие значения временного сопротивления, пре-
дела текучести и содержания ванадия.
Интенсивность роста предела текучести, т.е. увеличение преде-
ла текучести при повышении содержания ванадия на каждые 0,01 %,
рр'зко снижается с увеличением концентрации ванадия: от 17 Н/мм2
лри содержании 0,01 % V до 1 Н/мм2 при содержании 0,20 % V, т.е.
в 17 раз. В отличие от этого интенсивность роста временного сопро-
тивления остается постоянной и составляет в среднем 5 Н/мм2 на
каждые 0,01 % V. При содержании > 0,10 % V предел текучести"рас-
тет менее энергично, чем временное сопротивление.
При введении 0,04 % V величина ударной вязкости при всех тем-
пературах испытания значительно возрастает: на 30 - 50 Дж/см2
100
Рис. 36. Влияние г-------- ------
ппи пягтяжоиии г ................... ..,.wnvM и inianuwi па механические свойства
номерам пл£;в табл15 ’ состоянии послв контролируемой прокатки. Цифры у кривых соответствуют
компле.ксного микролегирования ванадием, ниобием и титаном на механические свойства
при температурах испытания от (-15) до (-40) °C. Это связано со
значительным увеличением доли вязкой составляющей ("волокна”)
в изломах ударных образцов, и, следовательно, энергоемкости раз-
рушения. Дальнейшее увеличение содержания ванадия снижает до-
лю "волокна” в изломах. Одновременно с этим понижается ударная
вязкость.
Добавка 0,04 % V уменьшает склонность стали к хрупкому раз-
рушению, о чем можно судить по смещению температуры полухруп-
кости Та0 на 23 °C по сравнению со сталью, не легированной вана-
дием. Однако последующее увеличение содержания ванадия до 0,20 %
приводит к повышению Т50.
Положительное влияние ванадия в области малых концентраций
(~ 0,04 %) на прочностные свойства, ударную вязкость и сопротив-
ление хрупкому разрушению определяется одновременным усиле-
нием трех важнейших структурных факторов: 1) дисперсионного уп-
рочнения, за счет чего повышается временное сопротивление и пре-
дел текучести; 2) измельчения зерна, оказывающего положительное
влияние на величину предела текучести, снижающую температуру
полухрупкости Т50. При этом повышается величина ударной вязкос-
ти в области температур вязко-хрупкого разрушения; 3) рафиниро-
вания твердого раствора путем связывания азота в карбонитридную
фазу V (С, N), что положительно влияет на величину ударной вязкос-
ти как при полностью вязком, так и смешанном изломе (рис. 37). Ин-
тенсивность влияния ванадия на рост предела текучести особенно
велика (~ 100 Н/мм2 на каждые 0,1 % V) в интервале малых концент-
раций (< 0,10 % V), так как при этом одновременно, участвуя в дис-
персионном упрочнении, он измельчает зерно феррита. При увели-
чении содержания ванадия > 0,10 % размер зерна феррита остает-
ся практически постоянным (см. табл. 17). В результате скорость
роста предела текучести существенно снижается. Интенсивность
влияния ванадия на повышение временного сопротивления обуслов-
лена эффектом дисперсионного твердения и не зависит от его кон-
центрации, составляя 50 Н/мм2 на каждые 0,1 % V. При содержании
> 0,04 * 0,05 % V фактор дисперсионного упрочнения превалирует
над другими механизмами, вследствие чего наблюдается снижение
характеристик вязкости и пластичности
Влияние ниобия. Добавки до 0,04 % Nb вызывают линейный рост
временного сопротивления малоперлитной стали. По сравнению с
нелегированной базовой сталью 09Г2 временное сопротивление воз-
растает при этом на 80 Н/мм2 (с 500 до 580 Н/мм2), т.е. на 20 Н/мм2
из расчета на 0,01 % Nb. Для сравнения отметим, что упрочнение при
микролегировании ванадием в 4 раза слабее и составляет 5 Н/мм2
102
го
0,02 0,06 0,10 0,14 0,18 0,22 0,02 0,04 0,06 0,08 0,10 0,02 0,04 0,06 0,08 0,10
У,% [по массе) Nb,% (помассе) П,% (по массе)
" пе₽входная температура хрупкого разрушения малоперлитных сталей в состоянии после контпс
смРна рис. 36^ зависимости от раздельного или совместного содержания ванадия, ниобия или титана. Обозначай
на каждые 0,01 % V. Легирование ниобием обеспечивает повыше-
ние прочности после контролируемой прокатки лишь при содержа-
нии не выше предела его растворимости при данной температуре
нагрева под прокатку. Остальной ниобий (> 0,04 % при нагреве 1150 °C)
связан в относительно крупные высокотемпературные частицы карбо-
нитридной фазы Nb(C, N) размером более 10 нм, которые не оказы-
вают влияния на временное сопротивление стали.
Оценка вклада различных структурных факторов в величину пре-
дела текучести стали в зависимости от содержания ниобия показы-
вает, что при его содержании до 0,04 % увеличение от происходит
как за счет измельчения зерна, так и за счет дисперсионного упроч-
нения. При более высоком содержании ниобия основным фактором,
вызывающим повышение предела текучести, является измельчение
зерна феррита. Таким образом, частицы фазы Nb(C, N) могут повы-
шать прочность стали или непосредственно (по механизму диспер-
сионного упрочнения), либо косвенно. При этом они оказывают сдер-
живающее влияние на торможение роста зерна аустенита при наг-
реве и препятствуют рекристаллизации горячедеформированного
аустенита при температурах горячей пластической деформации, спо-
собствуя измельчению зерна феррита готовой стали.
Ниобий при всех исследованных содержаниях положительно
влияет на сопротивление малоперлитной стали хрупкому разруше-
нию. Переходная температура Т50 понижается на 30 - 40 °C при вве-
дении ниобия в количестве 0,04 - 0,06 %. Благоприятное влияние
ниобия на температуру полухрупкости обусловлено главным обра-
зом измельчением зерна и в меньшей степени уменьшением доли
перлита в структуре.
Относительное удлинение малоперлитной стали при микролеги-
ровании ниобием понижается до тех пор, пока наблюдается увели-
чение прочности. При содержаниях ниобия выше предела раствори-
мости в аустените при заданной температуре нагрева относитель-
ное удлинение стабилизируется на постоянном уровне. В рассмат-
риваемом примере относительное удлинение стали типа 09Г2 при
введении в нее 0,04 % Nb понизилось с 37 до 29 % и практически не
изменялось при увеличении содержания ниобия до 0,1 %.
Приведенные на рис. 25 изотермы растворимости карбидов и
нитридов в аустените показывают, что за счет повышения темпера-
туры нагрева можно существенно расширить диапазон содержания
ниобия, при котором наблюдается упрочнение малоперлитных ста-
лей по механизму дисперсионного твердения благодаря выделе-
нию карбонитрида Nb(C, N) и повысить величину упрочнения, дости-
гаемого при микролегировании стали ниобием. Характер влияния
ниобия на ударную вязкость стали зависит от его содержания и тем-
104
пературы испытания. В области температур вязкого разрушения
[например, при (0) * (+20) °C] на величину ударной вязкости с изме-
нением содержания ниобия оказывают влияние два переменных фак-
тора, действующие в противоположных направлениях: 1) повыше-
ние прочности в результате дисперсионного упрочнения и измель-
чения зерна; 2) уменьшение содержания перлита. Первый фактор
обусловливает снижение, второй - повышение величины ударной
вязкости. При увеличении содержания ниобия до 0,04 - 0,05 %, ког-
да наблюдается интенсивный рост прочности, преобладает влия-
ние первого фактора, в результате чего ударная вязкость снижает-
ся. При дальнейшем увеличении содержания ниобия, когда прочность
более не растет, величина ударной вязкости повышается благода-
ря снижению содержания перлита. Положительную роль при этом
может играть рафинирование твердого а-раствора от азота.
При температурах вязко-хрупкого разрушения к перечисленным
факторам добавляется еще один - изменение соотношения хрупкой
и вязкой составляющей в изломе ударных образцов. Благодаря из-
мельчению зерна феррита повышение содержания ниобия приводит
к увеличению доли вязкой составляющей в изломах ударных образ-
цов при всех температурах испытания в области вязко-хрупкого
разрушения, что способствует повышению энергоемкости разруше-
ния. Так, при достаточно низких температурах испытания [например,
-60 и -80 °C], когда не содержащая ниобий исходная сталь 09Г2 раз-
?ушается преимущественно хрупко (20 и 5 % волокна в изломах
дарных образцов соответственно) введение в сталь 0,04 % Nb бла-
годаря измельчению зерна феррита придает излому более вязкий
характер, увеличивая долю волокна в нем на 40 % при -80 °C и на
50 % при -60 °C. Ударная вязкость KCV возрастает при этом на 15 -
20 Дж/см2.
С повышением температуры испытания, например, до -40 и -15 °C,
при которых сталь 09Г2 разрушается более вязко (40 и 80 % волок-
на соответственно), влияние фактора увеличения доли вязкой сос-
тавляющей в изломах ударных образцов от введения ниобия снижает-
ся. . Значение ниобия как элемента, способствующего увеличению
доли вязкой составляющей в изломах, при этом либо мало (при -15 °C),
либо вовсе не проявляется (при 20 °C). Поэтому зависимость вели-
чины- ударной вязкости от содержания ниобия при повышении тем-
пературы испытания все более приобретает характер кривой с ми-
нимумом при содержании 0,04 % Nb.
Введение ниобия в количествах выше предела растворимости в
аустените при температуре нагрева под прокатку (более 0,04 - 0,05 %
при нагреве 1150 °C), не вызывающих дальнейшего упрочнения ста-
ли, способствует повышению ударной вязкости при всех темпера-
105
турах испытания по сравнению со сталью, содержащей 0,04 % Nb.
Это связано с уменьшением в структуре доли перлита и рафиниро-
ванием a-твердого раствора от азота.
Влияние титана. Как было показано, титан обладает наибольшей
термодинамической активностью по отношению к азоту из всех рас-
сматриваемых элементов. Он способен образовывать стойкие нит-
риды, обладающие весьма низкой растворимостью в аустените мало-
перлитных сталей (см. рис. 25). Микролегирование титаном приво-
дит к очистке стали от свободного азота и уменьшению количества
нитрида алюминия AIN (см. рис. 27).
Из рис. 36 видно, что микродобавки титана в количестве около
0,03 - 0,04 %, благодаря рафинированию феррита по азоту и умень-
шению количества AIN приводит к снижению временного сопротив-
ления (на 30 Н/мм2) и предела текучести (на 10 Н/мм2), относитель-
ное удлинение при этом несколько повышается. Дальнейшее уве-
личение содержания титана приводит к приросту прочностных свойств.
При повышении содержания титана от 0,04 до 0,18 % временное со-
противление возрастает от 410 до 570 Н/мм2, предел текучести от
300 до 510 Н/мм2, относительное удлинение снижается с 38 до 25 %,
отношение от/ов в результате более быстрого роста предела теку-
чести возрастает с 0,73 до 0,98. Интенсивность упрочнения при уве-
личении содержания титана на 0,01 % составляет 11,5 Н/мм2 для
временного сопротивления и 15 Н/мм2 для предела текучести.
Добавка 0,04 % Ti вызывает значительное повышение ударной
вязкости при всех температурах испытания (+20) + (-60) °C. При
комнатной температуре ударная вязкость повышается со 140 Дж/см2
для стали без титана до 250 Дж/см2 для стали с 0,04 % Ti, а при -15 °C
от 125 до 225 Дж/см2 соответственно. Одновременно при всех тем-
пературах испытания, кроме +20 °C, когда происходило полностью
вязкое разрушение образцов из сравнительной стали 09Г2, при
микролегировании добавкой 0,04 % Ti в изломах ударных образцов
повысилась доля вязкой составляющей. Температура полухрупкос-
ти Т50 сместилась на 20 °C в сторону отрицательных температур.
Повышение содержания титана более 0,04 - 0,06 % одновремен-
но с повышением прочностных свойств вызывает снижение удар-
ной тязкости и смещает температуру полухрупкости Т50 в сторону
боле*, высоких температур.
Проведенные исследования позволяют сделать вывод, что меха-
низм положительного влияния малых количеств титана на ударную
вязкость и сопротивление хрупкому разрушению малоперлитной
стали после контролируемой прокатки в основном аналогичен опи-
санному выше механизму влияния ванадия. Различие заключается
лишь в степени влияния этих элементов. При малых концентрации
106
(0,02 - 0,04 %) титан активнее, чем ванадий, повышает ударную вяз-
кость стали и снижает температуру полухрупкости вследствие бо-
лее полного рафинирования феррита по азоту и сильного измельче-
ния зерна. При более высоком содержании титана (более 0,04 - 0,06 %)
преобладающим становится эффект дисперсионного упрочнения за
счет выделения частиц карбида TiC, что приводит к снижению пока-
зателей вязкости.
Из данных, приведенных на рис. 27, 36, 37, видно, что существуют
три области влияния титана на механические свойства малоперлит-
ных сталей в состоянии после контролируемой прокатки: 1) область,
в которой рост содержания титана приводит к рафинированию твер-
дого раствора феррита по азоту за счет связывания имеющегося в
стали азота в нитрид титана TiN, исчезновению частиц нитридов алю-
миния, измельчению ферритного зерна (благодаря этому растет удар-
ная вязкость при отрицательных температурах, наблюдается пони-
жение переходной температуры полухрупкого разрушения Т50 и не-
которое снижение прочности); 2) область, в которой действует но-
вый фактор - дисперсионное упрочнение за счет выделения карби-
да титана. Это приводит к компенсации первоначального разупроч-
нения и повышению характеристик прочности без ухудшения удар-
ной вязкости и сопротивления хрупкому разрушению по сравнению
с исходной сталью без титана; 3) область, в которой преобладающее
влияние оказывает процесс дисперсионного упрочнения. Это при-
водит к росту прочности и одновременному понижению пластичнос-
ти, ударной вязкости, повышению температуры полухрупкости.
Критическое содержание титана, служащее границей между об-
ластями 1 и 2 (TiKp), зависит от содержания в стали азота и может
быть вычислено исходя из стехиометрического соотношения элемен-
тов в нитриде титана TiN по формуле:
Т'кр(%) = 3,42-N (%), (14)
где N (%) - содержание азота в стали.
Количество титана (%), связанного с углеродом в TiC и оказываю-
щее влияние на повышение прочности (Tia<t>), можно вычислить по
формуле
Т'эф (%) = Т'общ (%) - 3,42 • N (%). (15)
Из анализа формулы (15) можно сделать вывод о том, что сниже-
ние концентрации азота способствует росту влияния титана на по-
вышение прочностных свойств малоперлитных сталей за счет уве-
личения эффективной составляющей его содержания (Т»эф)-
Влияние алюминия. Введение небольших количеств алюминия
107
(0,02 - 0,05 %) в малоперлитную сталь оказывает положительное
влияние на величину ударной вязкости при всех температурах ис-
пытания (рис. 38). Так, например, ударная вязкость KCV при +20 °C
стали типа 09Г2 повышается с 70 до 140 Дж/см2, что объясняется,
как и при микролегировании титаном, связыванием свободного азо-
та, измельчением зерна и увеличением доли вязкой составляющей
в изломах ударных образцов.
В сталли типа 09Г2, не содержащей добавок карбонитридообра-
зующих элементов, изменение содержания алюминия с 0,02 до 0,10 %
незначительно понижает прочностные свойства (на 10 - 20 Н/мм2)
и ударную вязкость при полностью вязком изломе (КСУпри +20 °C по-
нижается на ~ 10 Дж/см2). Одновременно происходит понижение
переходной температуры Т50 (от -25 до -50 °C) и повышение вели-
чины ударной вязкости при пониженных температурах испытания
в области вязко-хрупкого разрушения (KCV при -60 °C возрастает
с 45 Дж/см2 при 0,02 % AI до 70 Дж/см2 при 0,10 % AI).
Влияние комплексного микролегирования ванадием, ниобием,
О 0,02 0,04 0,06 0,08 А1,%
Рис. 38. Влияние алюминия на механические свойства малоперлитных сталей:
1 - сталь 09Г2 + AI; 2 - 09Г2Ф + AI; 3 - 09Г2Б + AI (см. табл. 15)
108
титаном и алюминием. Прочность и пластичность. При комплекс-
ном микролегировании малоперлитных сталей, подвергаемых конт-
ролируемой прокатке, характер влияния переменного содержания
микролегирующих • добавок карбонитридообразующих элементов
ванадия, ниобия и титана на прочностные свойства и относительное
удлинение подобен влиянию в сталях более простых систем леги-
рования: С - Мп - V, С - Мп - Nb и С - Мп - Ti [стали типов 09Г2Ф,
09Г2Б и 09Г2Т (см. табл. 23, рис. 36)]. Так, например, при всех ва-
риантах микролегирования увеличение содержания ванадия вызы-
вает. равномерное повышение временного сопротивления на 5 Н/мм2
из расчета на каждые 0,01 % V в диапазоне исследованных концент-
раций 0 - 0,20 % V, и постепенно затухающий прирост предела те-
кучести, который составляет 70 Н/мм2 для сталей с 0,1 % V и 90 Н/мм2
для сталей с 0,2 % V. Относительное удлинение снижается на 2,5 %
по сравнению с исходным уровнем из расчета введения 0,1 % V.
Независимо от присутствия ванадия или титана повышение кон-
центрации ниобия до предела растворимости (~ 0,05 %) в аустени-
те при данной температуре нагрева под прокатку (1150 °C) вызывает
рост временного сопротивления на 80 - 85 Н/мм2 и предела теку-
чести на 90 Н/мм2. Последующее увеличение содержания ниобия
выше предела растворимости не способствует дополнительному
повышению прочностных свойств, так как частицы фазы Nb(C, N),
растворившиеся в аустените при,нагреве стали под прокатку, не
участвуют в дисперсионном упрочнении. Эффект некоторого пони-
жения прочностных свойств стали при введении малых добавок
(0,03 - 0,04 %) титана, обусловленный рафинированием твердого
раствора феррита по азоту, установленный для стали типа 09Г2Т,
сохраняется в присутствии ванадия и ниобия. Введение такого ко-
личества титана в комплексно микролегированные малоперлитные
стали типов 09Г2Т и 09Г2ФБТ понижает временное сопротивление
и предел текучести на 20 - 30 Н/мм2 и одновременно увеличивает
пластичность стали: относительное удлинение повышается на 3 - 4 %.
Последующее увеличение содержания титана до уровня, выше не-
обходимого для связывания азота в нитрид TiN (Ti(%) > 0,342 * N(%)]
происходит повышение прочности в результате выделения под влия-
нием контролируемой прокатки дисперсных частиц фазы TiC.
Увеличение содержания алюминия от 0,01 до 0,10 % в сталях ти-
пов 09Г2, 09Г2Ф и 09Г2Б слабо влияет на понижение их временно-
го сопротивления (на 10 - 20 Н/мм2) за счет рафинирования ферри-
та по азоту, не оказывая существенного влияния на предел текучес-
ти (см. рис. 38).
Влияние на ударную вязкость и сопротивление хрупкому разру-
шению. Поведение ударной вязкости и сопротивления хрупкому раз-
109
рушению при введении малых (0,03 - 0,05 %) добавок ванадия в ста-
лях 09Г2БФ и 09Г2ТФ существенно отличается от поведения этих
характеристик при микролегировании такими же добавками вана-
дия сталей, не содержащих ниобий и титан. Из графиков, изображен-
ных на рис. 37, видно, что добавка 0,03 - 0,05 % V в сталь 09Г2БФ
(см. табл. 23, плавка 2) повышает ударную вязкость KCV_ts на 10 -
15 Дж/см2 и снижает Ts0 на 5 °C, что значительно уступает влиянию
ванадия в стали 09Г2Ф (см. табл. 23, плавка 1), где увеличение удар-
ной вязкости KCV. 15 от введения аналогичной добавки ванадия сос-
тавляет 30 - 50 Дж/см2, а Т50 понижается на 12 °C. Если в стали
присутствует титан, то дополнительное микролегирование ванадием
(см. табл. 23, плавка 3) приводит даже к некоторому снижению удар-
ной вязкости (KCV. 15 понижается примерно на 10 Дж/см2) и повы-
шению Ts0 примерно на 5 °C. Таким образом, положительное влия-
ние малых добавок ванадия на ударную вязкость и температуру полу-
хрупкости Т50 малоперлитной стали в значительной степени осла-
бевает в присутствии ниобия (0,036 %) и устраняется в присутствии
титана (0,035%).
Как было отмечено, положительное влияние ванадия в количест-
ве 0,03 - 0,05 % на вязкие свойства малоперлитной стали типа 09Г2Ф
обусловлено измельчением зерна и рафинированием феррита по
азоту за счет связывания его в нитрид V(C, N). Ниобий сильно измель-
чает зерно феррита благодаря сдерживанию роста аустенитного зер-
на при нагреве перед деформацией, торможению процессов рекрис-
таллизации горячедеформированного аустенита и зародышевому
влиянию при у -* «-превращении частиц фазы Nb(C, N), выделивших-
ся в аустените в процессе нагрева и контролируемой прокатки. Поэ-
тому в стали с ниобием, который значительно сильнее измельчает
зерно, чем ванадий, роль последнего в этом направлении при сов-
местном микролегировании становится несущественной (табл. 18),
чем и обусловлено в этом случае снижение положительного влия-
ния малых добавок ванадия на ударную вязкость и сопротивление
хрупкому разрушению.
Титан, содержащийся в стали 09Г2ТФ (см. табл. 23, плавка 3) в
количестве 0,035 %, практически полностью связывает азот в нит-
рид, за счет чего заметно повышаете^ ударная вязкость (см. рис. 37).
Одновременно с этим, титан подобно ниобию эффективно измель-
чает зерно феррита. Обладая меньшим сродством к азоту, ванадий
в присутствии титана не вносит вклад в рафинирование феррита по
азоту и в измельчение зерна. Поэтому в данном случае он не способ-
ствует дополнительному повышению ударной вязкости. В стали с
титаном в отсутствии свободного азота ванадий выделяется в фор-
110
Таблица 18. Влияние ванадия, ниобия и титана на размер зерна
феррита (бф) комплексно микролегированных малолеряитных сталей
Номер стали Тип стали Варьируе- мый эле- мент Содержание варьируемого элемента, % 4ф, мкм
1 0,9 С - 1,5 Мп - 0,036 Nb - V 0 5
(0 * 0,18) V 0,04 5
0,18 5
2 0,1 С - 1,2 Мп - 0,035 Ti - V 0 5,5
(6 + 0,17) V 0,04 5,5
0,17 5,5
• 3 0,09 С - 1,5 Мп - 0,08 V - Nb 0 6
(0+ 0,07) Nb 0,04 5
0,07 4,2
4 0,08 С - 1,2 Мп - 0,035 Ti - Nb 0 5,5
(0 + 0,07) Nb 0,04 4,5
0,07 4
5 0,09 С - 1,4 Мп - 0,02 Nb - Ti 0 5,5
(0 + 0,1) Ti 0,02 4,5
0,10 4
6 0,07 С - 1,4 Мп - 0,09 V - TI 0 6
(0 + 0,08) Ti 0,02 5
0,08 4
ме дисперсных карбидов VC, способствующих упрочнению и пони-
жению вязких свойств.
Таким образом, в комплексно микролегированных сталях при
введении как малых добавок ванадия (0,04 - 0,05 %), так и больших,
ведущим структурным фактором, определяющим его влияние, ста-
новится выделение упрочняющей фазы V(C, N). В связи с этим в ста-
лях 09Г2Ф и 09Г2БФ ванадий при его содержании более 0,05 % дейст-
вует как упрочняющий элемент, снижая ударную вязкость и сопро-
тивление хрупкому разрушению по сравнению с оптимальным уров-
нем этих показателей, достигаемым при введении 0,04 - 0,05 % V.
В сталях с титаном при отсутствии свободного азота ванадий ока-
зывает подобное действие во всем диапазоне концентраций.
В отличие от ванадия ниобий и титан не меняют характер своего
влияния на ударную вязкость и переходную температуру хрупкого
разрушения комплексно микролегированных сталей (см. рис. 37).
Это объясняется тем, что механизмы, обусловливающие влияние
ниобия и титана на вязкие свойства сталей 09Г2Б или 09Г2Т, сохра-
няют свое значение и при более сложном легировании. Для ниобия
такими механизмами являются измельчение зерна во всем диапа-
111
зоне его содержания, дисперсионное упрочнение при введении до
0,05 % Nb, снижение доли перлита за счет связывания углерода в
фазу Nb(C, N). Для титана - рафинирование твердого раствора по
азоту за счет образования нитридов TiN, сильное измельчение зер-
на, дисперсионное упрочнение благодаря выделению низкотемпе-
ратурных частиц TiC при содержании титана в количествах, превы-
шающих необходимое для связывания азота (% Ti > 0,0342 * % N),
уменьшение при этом доли перлита в структуре.
Как и в стали 09Г2Б (см. табл. 23, плавка 4), увеличение содержа-
ния ниобия в комплексно микролегированных сталях 09Г2ФБ и 09Г2ТБ
(см. табл. 23, плавки 5 и 6) благодаря сильному измельчению зерна
способствует, хотя и в меньшей степени, повышению сопротивле-
ния хрупкому разрушению. Переходная температура Т50 снижает-
ся на 20 - 25 °C при росте содержания ниобия от 0 до 0,07 %. В то
же время ниобий оказывает двойственное влияние на ударную вяз-
кость малоперлитных сталей. Введение добавок ниобия до 0,04 -
0,05 % в результате эффекта дисперсионного упрочнения снижает
ударную вязкость при (+20) + (-15) °C на 20 - 25 Дж/см2. Дальней-
шее увеличение содержания ниобия до 0,07 - 0,10 % вновь повышает
ударную вязкость, что связано с уменьшением в стали содержания
перлита.
Микролегирование титаном (до 0,04 %) значительно улучшает по-
казатели вязкости комплексно микролегированных малоперлитных
сталей (ударная вязкость КСУ_15 возрастает на 20 - 25 Дж/см2, Т50
снижается на 15 - 20 °C). Дальнейшее увеличение содержания ти-
тана приводит к упрочнению и вызывает соответствующее пониже-
ние ударной вязкости, пластичности и сопротивления хрупкому раз-
рушению.
Введение небольших количеств алюминия (0,02 - 0,05 %) в мало-
перлитную сталь с ванадием или ниобием положительно влияет на
величину ударной вязкости при всех температурах испытания. Так,
например, ударная вязкость KCV при +20 °C стали типа 09Г2 повы-
шается при этом от 70 до 140 Дж/см2. Это объясняется, как и при
микролегировании титаном, связыванием свободного азота, измель-
чением зерна и увеличением доли вязкой составляющей в изломах
ударных образцов. Увеличение алюминия более 0,02 - 0,05 % не ока-
зывает существенного дополнительного влияния на вязкие свойст-
ва микролегированных малоперлитных сталей.
2. ВЛИЯНИЕ УСЛОВИЙ ДЕФОРМАЦИИ
ПРИ КОНТРОЛИРУЕМОЙ ПРОКАТКЕ НА СТРУКТУРНЫЕ
ПРЕВРАЩЕНИЯ И СВОЙСТВА МАЛОПЕРЛИТНЫХ СТАЛЕЙ
Для обоснованного выбора режимов контролируемой прокатки
большое значение имеет изучение влияния ее температурно-дефор-
мационных условий на процессы структурообразования, протекаю-
щие в стали, конечную структуру и механические свойства готово-
го проката. К числу наиболее важных процессов, ответственных
за формирование структуры и свойств стали, подвергаемой контро-
лируемой прокатке, относятся рост зерна аустенита при нагреве
под прокатку, рекристаллизация горячедеформированного аустени-
та, выделение дисперсных фаз карбонитридообразующих элемен-
тов в аустените и феррите, у -* a-превращение и формирование текс-
туры деформации. Регулируемыми параметрами контролируемой
прокатки являются температура нагрева металла под прокатку, тем-
пературные области черновой и чистовой стадии прокатки, дробность
и степень обжатия на завершающей стадии.
Стимулирующее влияние горячей пластической деформации
на выделение карбонитридных фаз в аустените
В работе [36] указывалось, что снижение температуры дефор-
мации с 1000 до 800 - 900 °C способствует падению прочностных
свойств горячекатаных сталей с карбонитридным упрочнением, та-
ких как 09Г2Б, 09Г2ФБ и др., в то время как предел текучести обыч-
ной марганцовистой стали типа 09Г2 при этом не только не снижает-
ся, но даже несколькко возрастает. Было высказано предположение,
что пластическая деформация сталей с добавками ниобия и ванадия
при данных температурах стимулирует выделение карбонитридных
фаз этих элементов в форме сравнительно крупных частиц разме-
ром более 5 - 10 нм, не принимающих участия в упрочнени стали.
В связи с этим, вследствие обеднения твердого раствора, снижает-
ся интенсивность выделения в феррите дисперсных частиц, вызы-
вающих повышение прочности стали.
С целью более подробного изучения данного явления исследова-
ли влияние пластической деформации при температурах 1000, 850
и 720 °C на выделение карбонитридной фазы в малоперлитной ста-
ли типа 07Г2ФБ (0,06 % С; 1,7 % Мп; 0,28 % Si; 0,08 % V; 0,08 % Nb;
0,005 % S; 0,010 % Р) [47]. Сталь выплавляли в открытой индукцион-
ной печи емкостью 50 кг и разливали на слитки массой по 25 кг. Слит-
ки ковали на заготовки под прокатку сечением 50 х 50 мм при тем-
пературе 1200 °C. Контролируемую прокатку на полосу толщиной
12 мм осуществляли следующим образом: температура нагрева
под прокатку составляла 1250 °C, первые два пропуска с толщины
113
50 до 24 мм проводили при 1150 °C, окончательную деформацию на
толщину 12 мм осуществляли после охлаждения на воздухе до тем-
ператур 1020, 870 и 740 °C за три прохода. Температура конца про-
катки составляла соответственно 1000, 850 и 720 °C. После прокат-
ки полосы охлаждали на спокойном воздухе.
Понижение температуры конца прокатки с 1000 до 850 °C приво-
дит к снижению временного сопротивления и предела текучести по-
вышению относительного удлинения и ударной вязкости при полностью
вязком изломе (рис. 39). Дальнейшее понижение температуры кон-
ца прокатки до 720 °C вызывает возрастание прочностных свойств
и некоторое понижение пластичности и ударной вязкости при тем-
пературах в области вязкого разрушения. Понижение температуры
конца прокатки с 1000 до 720 °C способствует измельчению зерна
и понижению благодаря этому переходной температуры хрупкого
разрушения Т50.
После охлаждения с температур 1000, 850 и 720 °C без предшест-
вующей деформации количество химически определимой карбонит-
ридной фазы V (С, N) + Nb(C, N) невелико. Горячая пластическая де-
формация при тех же температурах стимулирует выделение фаз.
Особенно благоприятные условия для этого наблюдаются в облас-
ти температур 850 °C, что является причиной снижения прочности
свойств после прокатки по данному режиму. Снижение температу-
ры деформации до 720 °C, т.е. в нижнюю часть у + a-области, резко
уменьшает количество выделив-
шейся фазы в аустените. Благода-
ря этому в твердом растворе к мо-
менту окончания деформаций ос-
тается большее количество нио-
бия и ванадия, способных выде-
ляться в феррите в виде мелкодис-
перных частиц, карбонитридных
фаз, вызывающих повышение проч-
ности стали.
Ускоряющее влияние горячей
пластической деформации на про-
цессы выделения карбидов ниобия
в стали типа 10ГБ было отмече-
Рис. 39. Влияние деформации при раз-
личных температурах на механичес-
кие свойства и выделение карбонит-
ридных фаз в стали, микролегиро-
ванной ванадием и ниобием:
д - деформация; БД - без дефор-
мации
X
в
тип.° с
114
но таккже в работах [40,48]. Показано, что стимулирующее влияние
пластической деформации тем сильнее, чем выше температура аус-
тенитизации. Частицы NbC выделяются как в ходе самой пластичес-
кой деформации, так и при охлаждении после ее завершения.
На рис. 26 показаны кривые характеризующие кинетику выделе-
ния в изотермических условиях карбонитридных фаз титана, ниобия
и ванадия в малоперлитных сталях, микролегированных одним из
этих элементов. Образцы толщиной 12 мм нагревали в печи до тем-
пературы 1280 °C, при которой все частицы, кроме нитрида титана
TiN, растворяются. После выдержкки в течение 15 мин образцы ох-
лаждали на спокойном воздухе до температур деформации 750 -
950 °C, прокатывали за один выпуск на толщину 8 мм (е = 33 %) и
быстро за 1 - 2 с помещали в печь с температурой, равной темпе-
ратуре прокатки. После выдержки в печи в течение 10 - 500 с образ-
цы резко охлаждали в воде с целью фиксации состояния карбонит-
ридной фазы; Из рис. 26 видно, что температура максимальной ско-
рости выделения фаз различна: 925 - 950 °C для TiC; 900 °C для
Nb(C, N); 750 - 780 °C для V (С, N). Как видно из полученных данных,
карбонитрид ванадия не выделялся в средней и нижней части аусте-
нитной области. Следовательно, большая его часть сохраняется в
твердом растворе до начала у -» a-превращения, не оказывая сущест-
венного влияния на кинетику рекристаллизации аустенита. Актив-
ное выделение карбида титана и карбонитрида ниобия в среднетем-
пературной части у-области обусловливает их влияние на сдержи-
вание процессов рекристаллизации горячедеформированного аус-
тенита в процессе контролируемой прокатки.
Скорость выделения карбонитридных фаз зависит не только от
температуры, но и степени деформации. Повышение степени обжа-
тия с 25 до 70 % значительно сокращает время, необходимое для
протекания процесса выделения фазы в аустените (рис. 40).
Механизм ускорения выделения дисперсных карбонитридных
фаз под влиянием горячей пластической. деформации может быть
представлен следующим образом. Выделение избыточных фаз в ме-
талле является термически активируемым процессом, при котором
температура Т и длительность выделения фазы т связаны формулой:
(16)
где А - энергия активации дисперсионного выделения; R - газовая
постоянная.
Многочисленные структурные несовершенства и внутренние нап-
ряжения, возникающие в металле под действием горячей пластичес-
кой деформации, увеличивают свободную энергию системы, повы-
115
100
<«> 80
— 60
z 20
0
10° 10’ 10г 103 Ю^Т.С
Рис. 40. Влияние степени деформации на
кинетику выделения фазы Nb(C, N) в аусте-
ните малоперлитной стали. Температура де-
формации и последующей изотермической
выдержки 900 °C:
1 - без деформации; 2 - деформация 25 %;
3 - деформация 70 %
шают подвижность атомов легирующих элементов за счет искаже-
ния кристаллической решетки, снижают энергию активации процес-
сов выделения карбонитридных фаз. Полосы скольжения, двойники,
субграницы и границы деформированных зерен являются местами,
благоприятными для выделения зародышей избыточной фазы. Все
это приводит к ускорению выделения фаз после деформации в аус-
тенитной области.
Динамическая и статическая рекристаллизация
го/учедеформированного аустенита
При горячей пластической деформации могут происходить дина-
мические и статические процессы рекристаллизации. Динамичес-
кая рекристаллизация происходит одновременно (< 1 с) с пласти-
ческой деформацией и для ее протекания необходима высокая тем-
пература, большая степень обжатия и пониженная скорость дефор-
мации.
Критическая степень обжатия, необходимая для развития дина-
мической рекристаллизации в низколегированной стали с ниобием
при температурах 1100 - 1200 °C, составляет 40 - 60 %. При дефор-
мации растяжением на 30 % для протекания динамической рекрис-
таллизации при 1050 °C требуется снижение скорости деформации
до 0,0022 с'1. Если в процессе высокотемпературной деформации
удается реализовать высокие обжатия порядка 50 %, то сразу после
прокатки при температурах 1100 - 1150 °C в результате полной ди-
намической рекристаллизации образуется структура, состоящая из
мелких равноосных зерен с развитой субструктурой. Размер зерна
d, формирующегося в результате динамической рекристаллизации,
не зависит от исходного размера зерна аустенита и определяется
средней скоростью деформации и энергией активации самодиффу-
зии железа Q [49]:
= Klg^exp-^j. (17)
После прокатки при высоких температурах с большими степеня-
ми обжатия и протекания полной динамической рекристаллизации
116
размер зерна аустенита определяется в основном температурой
деформации.
В работе [50] наблюдали частичную динамическую рекристалли-
зацию при прокатке сталей типа 09Г2, 09Г2Ф и 09Г2ФБ со степенью
обжатия 30 % за один проход. После деформации при температурах
1050 и 950 °C динамическая рекристаллизация в стали 09Г2 прохо-
дит соответственно на 92 и 88 %, в стали 09Г2Ф - на 87 и 83 % и в
стали 09Г2ФБ - на 85 и 23 %. Минимальное время протекания рекрис-
таллизации определялось скоростью переноса образцов из валков
стана в закалочную среду и составляло порядка 2 с, что, видимо,
достаточно также для протекания ’Повторной” или "метадинамичес-
кой” рекристаллизации, особенно при высокой температуре [51, с; 333].
Микролегирование добавками карбонитридообразующих элемен-
тов - V, Nb, Ti - препятствует протеканию динамической рекристал-
лизации и способствует снижению ее интенсивности. Так, если в
марганцовистой стали динамическая рекристаллизация происходит
при температурах испытания 1100 - 815 °C, то в стали с добавкой
0,07 % Nb - лишь при > 1050 °C. Критическая деформация е, необхо-
димая для развития динамической рекристаллизации, для стали с
ниобием в 2 - 3 раза выше, чем для марганцовистой стали.
Прокатка в промышленных условиях при температурах > 1000 °C
(черновая прокатка) осуществляется со степенями обжатия за про-
ход не более 15 - 20 %. Она сопровождается неполной динамичес-
кой рекристаллизацией, приводящей к образованию грубого неод-
нородного зерна. Важнейшие условия, способствующие протеканию
полной динамической рекристаллизации при высоких температурах -
высокие степени обжатия и низкая скорость нагружения - не выпол-
няются на существующих прокатных станах. В связи с этим исполь-
зование механизма динамической рекристаллизации для измельче-
ния зерна аустенита в процессе горячей прокатки стали, микроле-
гированной добавками карбонитридообразующих элементов, в нас-
тоящее время не реализуется на практике.
Гораздо большее значение для получения мелкозернистого аус-
тенита имеют условия протекания статической рекристаллизации
в среднетемпературной стадии контролируемой прокатки, которая
в зависимости от химического состава стали находится в интерва-
ле температур от 1000 °C до Аг3.
После завершения стадии возврата процесс статической рекрис-
таллизации начинается с образования зародышей новых зерен по
границам деформированных аустенитных зерен и деформационных
полос. Наблюдается также появление зародышей вблизи границ двой-
ников. При статической рекристаллизации число зародышей рекрис-
талллизации зависит от площади границ в единице объема и степе-
117
ни деформации. Мелкие рекристаллизованные зерна в процессе
своего роста поглощают деформированные зерна до тех пор, пока
вся структура не будет рекристаллизована. Рост рекристаллизован-
ного зерна контролируется двумя факторами: числом зародышей и
скоростью роста. Темп рекристаллизации возрастает с повышением
температуры и степени деформации. Скорость роста зерна после
рекристаллизации зависит от температуры и присутствия частиц,
способных тормозить рост зерен. Если рекристаллизация затрудне-
на при обычной горячей деформации с непрерывным охлаждением,
то увеличивается плотность зародышей новой структуры и заторма-
живается рост зерен, возникающих из зародышей. Оба эти процес-
са ведут к измельчению структуры аустенита, а следовательно, и
конечной структуры феррита [4, с. 18].
Если для случая динамической рекристаллизации размер зерна
аустенита после большого числа проходов зависит только от тем-
пературы конца прокатки, то в условиях статической , рекристалли-
зации при прокатке в средней температурной области с большим
числом обжатий влияние каждого прохода зависит от величины зер-
на, образовавшегося после предыдущих проходов. Это свидетель-
ствует в пользу того, что зарождение рекристаллизованных зерен
чаще всего происходит на границах деформированных зерен. Раз-
мер рекристаллизованного зерна тем меньше, чем больше обжатие
и ниже температура прокатки.
Кинетика статической рекристаллизации имеет сигмоидальный
характер, с наличием инкубационного периода, во время которого
протекают процессы возврата. Повышение температуры и степени
деформации увеличивает скорость рекристаллизации. Для заверше-
ния полной статической рекристаллизации величина деформации
при данной температуре и скорости деформации должна превышать
критическое значение. При деформации ниже критической происхо-
дит частичная рекристаллизация. Малая деформация (менее 8 %) в
определенных условиях может вызвать миграцию границ и приво-
дить к огрублению зерен вместо их измельчения. Для превышения
критической деформации за один проход требуется слишком боль-
шое обжатие, которое невозможно осуществить в практических ус-
ловиях. Поэтому необходимую степень деформации создают путем
многочисленных последовательных обжатий.
Ранее было рассмотрено влияние микролегирующих элементов
(ванадия, ниобия и титана) на кинетику рекристаллизации аустени-
та сталей после горячей пластической деформации. В настоящем
разделе изложены результаты исследований по изучению влияния
условий горячей пластической деформации (температуры аустени-
тизации, температуры и степени деформации) на рекристаллиза-
1<;
цию аустенита низколегированных сталей 09Г2 (0,11 % С; 1,6 % Мп;
0,22 % Si; 0,03 % Al; 0,010 % N) и 09Г2ФБ (0,11 % С; 1,55 % Мп; 0,23 % Si;
0,07 % V; 0,04 % Nb; 0,03 % Al; 0,013 % N) в интервале температур
1100 - 750 °C. Изучение процессов рекристаллизации проводили
с помощью горячих испытаний на растяжение на универсальной ма-
шине ”Инстрон-1093” по методике двойного нагружения.
При изучении влияния температуры деформации на кинетику ре-
кристаллизации аустенитизацию проводили при 1150 °C для обеих
опытных сталей. После нагрева образцы подстуживали вместе с
печью со скоростью охлаждения 20 °С/мин до температуры испы-
тания. На рис. 41 показаны кинетические кривые рекристаллизации
аустенита сталей 09Г2 и 09Г2ФБ в зависимости от температуры де-
формации.
Для стали 09Г2 без добавок ниобия и ванадия разупрочнение проис-
ходит довольно быстро при температурах испытания от 1050 до 900 °C
и только при 850 °C и ниже отмечается замедление рекристаллиза-
ции. Снижение скорости рекристаллизации в этом случае связано
преимущественно с замедлением диффузионных процессов в аус-
тените в результате снижения температуры. При 850 °C время т50,
необходимое для рекристаллизации на 50 %, в 3,7 раза больше, чем
при 1050 °C (110 и 30 с соответственно), а при 800 °C разупрочнение
практически не происходит.
Введение микродобавок карбонитридообразующих элементов
(сталь 09Г2ФБ) приводит к торможению рекристаллизации уже при
1000 - 1100 °C. Ввиду того, что ванадий при этих температурах не
оказывает влияния на скорость рекристаллизации, ответственной
за замедление разупрочнения является добавка ниобия.
Наиболее энергичное снижение скорости рекристаллизации ста-
ли 09Г2ФБ наблюдается при 950 - 925 °C, т.е. в области начала ин-
тенсивного выпадения из твердого раствора под влиянием пласти-
ческой деформации частиц карбонитридных фаз. При температурах
< 850 °C разупрочнение практически не происходит. Можно сделать
вывод о том, что для стали 09Г2ФБ ведущим фактором торможения
рекристалллизации в области температур < 950 °C является иницииро-
ванное горячей деформацией выпадение дисперсных карбонитрид-
ных фаз. Выделяясь на границах деформированных зерен и субзе-
рен, эти частицы тормозят их миграцию, задерживая развитие про-
цессов рекристаллизации.
Торможение рекристаллизации стали 09Г2ФБ - по сравнению со
сталью 09Г2 при температуре 1000 °C частйчно связано с легирова-
нием твердого раствора аустенита ниобием.
При изучении влияния повышения температуры аустенитизации
с 950 до 1150 °C на кинетику рекристаллизации сталей 09Г2 и 09Г2ФБ,
119
ДвфОрмации (а) и темпеРатУРы аустенитизации (б) на кинетику рекристаллизации аустенита
6 -%оТ7-31^;П8И- ШОТ?5 МИН: ° ~ твмпвратура Рекристаллизации 850 “С; 1 - 750; 2 - 800; 3 - 850; 4 -,900; 5 - 950;
образцы после нагрева до соответствующих температур аустени-
тизации выдерживали в течение 15 мин, затем их подстуживали вмес-
те с печью со скоростью 20 °С/мин до температуры деформации
850 °C (см. рис. 41).
Выбор температуры деформации был обусловлен тем, что в ста-
ли 09Г2ФБ при 850 °C наблюдается интенсивное, инициированное
деформацией выпадение дисперсной карбонитридной фазы. Пред-
варительно была изучена склонность к росту зерна аустенита иссле-
дуемых сталей при нагреве до различных температур. Для стали
09Г2 интенсивный рост зерна аустенита наблюдали уже в интерва-
ле температур 900 - 1000 °C. Микролегирование ниобием и ванадием
способствует сдерживанию роста зерна аустенита. Так, например,
повышение температуры нагрева с 950 до 1150 °C приводит к рос-
ту зерна аустенита стали 09Г2 от 120 мкм до 300 мкм, стали 09Г2ФБ -
от 8 до 25 мкм.
Температурный интервал ускорения роста зерна аустенита в ста-
ли 09Г2ФБ совпадает с интервалом интенсивного растворения кар-
бонитридов ниобия, наблюдаемым при температурах > 1050 °C.
Повышение температуры аустенитизации приводит к некоторо-
му замедлению скорости рекристаллизации стали 09Г2, что объяс-
няется уменьшением удельной поверхности границ в результате рос-
та зерна аустенита при нагреве и уменьшением вследствие этого
числа зародышей новых рекристаллизованных зерен. При преиму-
щественном зарождении центров рекристаллизации по границам
зерен, одинаковой частоте их образования на единице площади гра-
ницы, а также неизменной скорости роста рекристаллизованных зе-
рен время, необходимое для протекания рекристаллизации на 50 %,
должно быть пропорционально диаметру зерна аустенита.
Для стали 09Г2ФБ повышение температуры аустенитизации с
950 до 1000 °C сравнительно слабо тормозит рекристаллизацию, что
объясняется практическим отсутствием роста зерна и слабым раст-
ворением фазы Nb(C, N) при таком нагреве (рис. 42). При нагреве
> 1050 °C происходит интенсивное растворение карбонитридов
Nb(C, М) и одновременно с этим наблюдается значительное тормо-
жение рекристаллизации. Так, после аустенитизации при 1050 °C
время т50 возрастает до 7 • 103 с, что на два порядка больше, чем
для стали 09Г2. После аустенитизации при 1150 °C разупрочнение
аустенита стали 09Г2ФБ при 850 °C не наблюдается при выдержках
вплоть до 1 • 104 с.
Данные, приведенные на рис. 43, позволяют оценить влияние рос-
та размера зерна и состояния твердого раствора на скорость рекрис-
таллизации опытных сталей. Для стали 09Г2 видна сильная зависи-
мость времени т50, необходимого для рекристаллизации на 50 %,'
121
Рис. 42. Зависимость времени рекристаллизации на 50 % (т50) аустенита мало-
перлитных сталей от температур аустенитизации (t. = 850 °C) (а) и деформации
(ta= 1150’С) (б):
1 - сталь 09Г2; 2 - сталь 09Г2ФБ; светлые точки - е = 20 %; темные - е = 30 %
Рис. 43. Зависимость между исходным размером зерна аустенита, температу-
рой аустенитизации и скоростью разупрочнения при 850 ’С после деформации
на 20 % сталей 09Г2 (1) и 09Г2ФБ (2)
от размера зерна аустенита при нагреве с 950 до 1150 °C, которое уве-
личивается при этом от 40 до 160 мкм. Напротив, для стали 09Г2ФБ
определяющую роль в задержке рекристаллизации играет усиление
легирования твердого раствора при нагреве до 1150 °C карбонит-
ридообразующими элементами, так как зерно аустенита растет при
этом слабо (от 8 до 25 мкм).
Таким образом, эффект торможения рекристаллизации тесно кор-
релирует с количеством ниобия, растворенного в аустените. Одна-
ко нередко ставится вопрос, каким из двух механизмов - выпаде-
нием избыточных карбонитридных фаз или затруднением диффузии
в твердом растворе под действием легирования ниобием - в боль-
шей степени обусловлено это влияние. Результаты рассмотренных
исследований позволяют установить, что температурный интервал
наиболее интенсивного торможения рекристаллизации совпадает
с областью инициированного деформацией выпадения карбонитрид-
ной фазы. Это свидетельствует о преимущественной роли указан-
ного механизма в сдерживании процессов рекристаллизации в низко-
легированных сталях с добавками микролегирующих элементов.
При этом не исключается также некоторая роль и затруднения диф-
122
фузии в твердом растворе аустенита» особенно при температурах
деформации (1050 - 1100 °C), при которых выпадение дисперсных
фаз еще не наблюдается'.
Представляют интерес данные о влиянии степени горячей плас-
тической деформации на кинетику рекристаллизации опытных ста-
лей. Увеличение степени деформации способствует росту числа де-
фектов и несовершенств кристаллической решетки и, тем самым,
повышению свободной энергии аустенита, являющейся движущей
силой рекристаллизации. Увеличение степени деформации от 20 до
30 % приводит к ускорению разупрочнения как для нелегированной,
так и микролегированной сталей (см. рис. 42).
Зависимость кинетики разупрочнения от степени деформации яв-
ляется косвенным показателем, характеризующим способность ста-
ли к накоплению эффекта деформации при нескольких пропусках.
Результаты данного исследования показывают, что эффект накоп-
ления деформации наиболее вероятен при прокатке стали 09Г2ФБ
при температурах < 950 °C, и стали 09Г2 при температурах < 850 °C.
В работе [23] обнаружено аномальное поведение скорости раз-
упрочнения обеих опытных сталей после деформации при темпера-
туре 750 °C. Как было указано, при понижении температуры дефор-
мации скорость рекристалллизации уменьшается, а при температу-
рах ниже 850 °C для стали 09Г2ФБ и 800 °C для стали 09Г2 рекрис-
таллизация не протекает в течение выдержек продолжительностью
до 1 • 104 с. Из рис. 41 видно, что скорость разупрочнения при 750 °C
для обеих сталей оказалась значительно выше, чем в случае испы-
тания при 800 - 900 °C, причем более интенсивное разупрочнение
наблюдалось для стали 09Г2.
Дилатометрическое исследование показало, что при охлаждении
с 1100 - 1150 °C со скоростью 20 °С/мин температура начала у <* а-
превращения (точка Аг3) для сталей 09Г2 и 09Г2ФБ равна пример-
но 725 - 735 °C. В случае предварительной горячей деформации аус-
тенита точка Аг3 повышается на 40 - 60 °C и лежит при 765 - 790 °C.
Таким образом, если при подстуживании сталей 09Г2 и 09Г2ФБ до
750 °C структура полностью аустенитная, то при последеформацион-
ной выдержке при данной температуре происходит выделение сво-
бодного феррита, инициированное деформацией. Очевидно, что ус-
коренное разупрочнение в случае испытания при 750 °C связано с
выделением феррита - фазой менее прочной, чем аустенит. Более
низкий эффект разупрочнения в стали, микролегированной ниобием
и ванадием, обусловлен тем, что в области у «-превращения проис-
ходит интенсивное выделение дисперсных карбонитридных фаз нио-
бия и ванадия, в значительной степени компенсирующих разупроч-
нение за счет образования феррита.
123
Рассмотренное явление играет положительную роль при прове-
дении контролируемой прокатки на промышленных станах, так как
оно способствует понижению сопротивления пластической дефор-
мации в межкритической области температур (700 - 780 °C), что об-
легчает работу прокатного оборудования.
Таким образом, результаты исследования кинетики рекристал-
лизации аустенита малоперлитных сталей 09Г2 и 09Г2ФБ позволяют
заключить следующее.
Понижение температуры деформации замедляет рекристаллиза-
цию аустенита малоперлитных сталей 09Г2 и 09Г2ФБ. Основной при-
чиной этого для стали 09Г2 является понижение скорости диффузии,
для стали 09Г2ФБ - инициированное деформацией выделение мелко-
дисперсных частиц карбонитридных фаз, препятствующих миграции
границ и других дефектов деформированного аустенита.
Стабилизирующее влияние повышения температуры аустенити-
зации на рекристаллизацию деформированного аустенита малопер-
литных фалей обусловлено, в основном, двумя факторами: ростом
зе"рна аустенита (этот механизм является определяющим для прос-
той марганцовистой стали 09Г2); легированием твердого раствора
ниобием (в меньшей степени ванадием), что способствует усилению
выделения дисперсных частиц карбонитридных фаз в процессе де-
формации и после нее, снижающих скорость рекристаллизации. Вто-
рой механизм является ведущим для стали 09Г2ФБ. Влияние микро-
легирующих элементов на снижение скорости рекристаллизации
непосредственно через твердый раствор значительно слабее.
Перенесение деформации в область межкритических температур
способствует увеличению скорости разупрочнения наклепанного
металла благодаря ускоренному деформацией выделению менее
прочной фазы - доэвтектоидного феррита.
Полиморфное у •* a-превращение деформированного аустенита
На характер у «-превращения низкоуглеродистых сталей, микро-
дотированных добавками карбонитридообразующих элементов ока-
зывают влияние не только содержание химических элементов (С,
Мп, Si, V, Nb, Ti), но и условия пластической деформации при прокат-
ке их по контролируемым режимам. Влияние горячей деформации
на распад аустенита осложняется протекающими одновременно с
ней процессами выделения карбонитридных фаз и рекристаллиза-
ции аустенита. Большой интерес в связи с этим представляет изу-
чение зависимостей критических точек у - «-превращения от усло-
вий предшествующей распаду аустенита деформации, а также ана-
лиз термокинетических диаграмм превращения горячедеформиро-
ванного аустенита.
124
Изучение у -a-превращения деформированного аустенита при
непрерывном охлаждении проводили на дилатометре, оснащенном
устройством для горячей прокатки образцов непосредственно пе*
ред их установкой в дилатометрическое устройство. Для исследо*
вания из горячекатаных полос вырезали прямоугольные образцы
размером 5 х 5 х 48 мм и-4 х 6 х 48 мм. Нагрев образцов осущест-
вляли в трубчатой печи. После аустенитизации до различных темпе-
ратур образцы охлаждали вместе с печью со скоростью 0,5 °С/с до
температуры деформации. Для выравнивания температуры образ-
цы выдерживали в течение 3-4 мин при температуре деформации.
Затем осуществляли деформацию образцов размером 5 х 5 х 48 мм
прокаткой на лабораторном стане со степенью обжатия 25 %. Ско-
рость прокатки составляла 5 с-1. Образцы размером 4 х 6 х 48 мм
охлаждали без прокатки. Таким образом, одинаковые размеры об-
разцов после прокатки, и недеформированных образцов обеспечи-
вали идентичные условия охлаждения.
Применение специального дилатометра позволило быстро, в те-
чение 1 - 2 с, устанавливать образец после прокатки в дилатомет-
рическое устройство и охлаждать' с требуемой скоростью. Измене-
ние скорости охлаждения в интервале 850 - 750 °C осуществляли
Рис. 44. Влияние температуры деформации на критические точки АИ?еф и А|?еф
и температуру начала бейнитного превращения (Т§еф) сталей 09Г2 (1), 09Г2ФБ
(2) и 08Г2МФБ (3):
светлые точки - для распада деформированного аустенита; темные - для распа-
да недеформированного аустенита; 7g - температура начала бейнитного прев-
ращения недеформированного аустенита
Рис. 45. Зависимость времени до начала у a-превращения от температуры де-
формации малоперлитных сталей 09Г2. (1) и 09Г2ФБ (2)
125
в пределах 1 + 60 °С/с и добивались подбором теплового режима
охлаждения печи, охлаждением на спокойном воздухе, обдувом струей
воздуха различной интенсивности (от пылесоса или вентилятора).
На рис. 44 показано влияние температуры деформации на поло-
жение критических точек начала и окончания у * «-превращения
трех различных марок низкоуглеродистых сталей: типа 09Г2 (0,11 % С;
1,6 % Мп; 0,22 % Si; 0,005 % S; 0,014 % Р; 0,03 % А1; 0,010 % N), стали
09Г2ФБ (то же, что и для стали 09Г2, но с 0,07 % V и 0,04 % Nb) и ста-
ли-типа 08Г2МФБ (0,07 % С; 1,6 % Мп; 0,22 % Si; 0,005 % S; 0,013 % Р;
0,23 % Мо; 0,07 % V; 0,05 % Nb; 0,03 % Al; 0,010 % N). Температура
аустенитизации для сталей 09Г2ФБ и 08Г2МФБ составляла 1150 °C,
для стали 09Г2 - 1000 °C. После деформации при высоких темпера-
турах (1100 °C для сталей 09Г2ФБ и 08Г2МФБ и 1000 °C для стали
09Г2) температура начала у -* a-превращения Аг3 близка к темпе-
ратуре Агэ, полученной в случае отсутствия предварительной дефор-
мации. С понижением температуры деформации происходит сущест-
венное повышение температуры Аг^.
Повышение температуры начала у «-превращения в результа-
те деформации на 25 % по отношению к температурам Аг3 соответ-
ствующих сталей, полученных без предшествующей деформации,
наиболее значительным было для сталей 08Г2МФБ и 09Г2ФБ. Так,
после деформации при 950 - 1000 °C оно составляло около 45 °C,
а при 800 °C - около 65-°C. Для нелегированной стали резкое воз-
растание температуры наблюдалось после деформации при 800 -
840 °C.
На рис. 45 представлены данные, показывающие, что продолжи-
тельность периода времени до начала у * «-превращения при не-
прерывном охлаждении уменьшается с понижением температуры
деформации [34]. Экстраполируя эту зависимость до пересечения
с горизонтальной шкалой до т = 0, можно получить точки, соответст-
вующие температурам, при которых и ниже которых у -* «-превра-
щение начинается одновременно с процессом деформации: 770 °C -
для стали 09Г2 и 790 °C - для стали 09Г2ФБ, что на 40 или 75 °C вы-
ше точек для соответствующих сталей, не подвергнутых горячей
деформации.
Данное явление можно охарактеризовать как "динамическое”
у -* «-превращение, т.е. превращение, начинающееся одновремен-
но с пластической деформацией, в отличие от ’’статического" у -»а-
превращения, для начала которого требуется некоторый инкубацион-
ный период. Критические точки начала динамического превращения
обозначены как Аг§ин. В соответствии с этим первый отрезок кри-
вой зависимости точек Аг§°Ф от температуры деформации на рис. 44
показывает положение точек Аг3 (стат) для случаев статического
126
у -> a-превращения, а левый отрезок - положение точек Аг3 (дин)
для случаев динамического превращения. Понижение температуры
деформации ниже Аг™* (стат) вызывает соответствующее пониже-
ние температуры Аг3 (дин). Таким образом, после деформации при
температурах более высоких, чем Аг™* (стат) (для стали 09Г2 -
770 °C, для 09Г2ФБ - 790 °C, для 08Г2МФБ - 780 °C) для начала у - а-
превращения требуется некоторая выдержка или дополнительное
понижение температуры, в то время как деформация при равных
или более низких температурах, чем Ar^ (max) приводит к началу
у -*«-превращений в ходе самой деформации.
Сопоставление полученных результатов позволяет сделать вы-
вод о том, что влияние температуры деформации на положение кри-
тических точек Аг^ и Аг^Ф тесно связано с влиянием температу-
ры деформации на процессы рекристаллизации аустенита. Положе-
ние температурной области распада аустенита определяется вели-
чиной накопленной энергии, приобретенной металлом в результа-
те предшествующей обработки. Пластическая деформация способст-
вует повышению, а процессы рекристаллизации - понижению накоп-
ленной энергии в аустените. Чем ниже температура деформации,
тем меньше термодинамическая устойчивость аустенита, а отсю-
да - тем выше точка начала у a-превращения. Участки аустени-
та, рекристаллизованные до начала у •*«-превращения, обладают
более высокой устойчивостью и поэтому распадаются при более
низких температурах.
На рис. 46 показано влияние деформации и температуры аусте-
Рис. 46. Влияние деформации и температуры аустенитизации на положение кри-
тических точек сталей 09Г2 (а), 09Г2ФБ (б) и 08Г2МФБ (а):
1 - деформация на 25 % при 850 °C; 2 - без деформации
127
нитизации на положение критических точек у - a-превращения ста-
лей 09Г2, 09Г2ФБ и 08Г2МФБ. После деформации при температуре
850 °C до начала у -* a-превращения в сталях 09Г2ФБ и 08Г2МФБ
сохранялась перекристаллизованная структура, а в стали 09Г2 в
результате протекания рекристаллизации формировалась мелкозер-
нистая структура аустенита. Горячая деформация вызывает повы-
шение температур начала и окончания у - «-превращения. Влияние
деформации в этом направлении тем сильнее, чем выше темпера-
тура нагрева, т.е. чем выше устойчивость исходного недеформиро-
ванного аустенита. Особенно резко это выражено для сталей 09Г2ФБ
и 08Г2МФБ, так как повышение температуры нагрева до 1150 °C
способствует стабилизации недеформированного аустенита за счет
растворения ниобия. При распаде горячедеформированного аусте-
нита стали 09Г2ФБ характер превращения в значительно меньшей
степени зависит от температуры аустенитизации, чем при распаде
недеформированного аустенита. При повышении температуры аусте-
нитизации > 1000 °C для стали 09Г2 и > 1050 °C для стали 08Г2МФБ
происходит резкое понижение температуры окончания распада аус-
тенита, заканчивающегося в промежуточной области. Для стали
08Г2МФБ это обусловлено суммарным влиянием молибдена и нио-
бия, повышающих устойчивость аустенита при повышении темпе-
ратуры нагрева. Для стали 09Г2 понижение температуры окончания
у -* «-превращения в промежуточную область вызвано протеканием
рекристаллизации в исходном крупнозернистом аустените до нача-
ла у «-превращения.
На рис. 47 показано влияние степени деформации на критические
точки стали 09Г2ФБ. Температура аустенитизации была 1150 °C. Де-
формацию осуществляли при 850 °C, т.е. в температурной области,
где рекристаллизация аустенита в
данной стали не наблюдается. С
увеличением степени обжатия до
25 % точка повышается с
720 °C для случая распада неде-
формированного аустенита до
770 °C. Дальнейшее повышение
степени обжатия до 50 % практи-
чески не влияет на температуру
у * «-превращения. Несмотря на
то что 10 %-ное обжатие приводит к
повышению Аг3 на 25 °C; на темпе-
Рис. 47. Влияние степени деформации на
положение критических точек стали
128
ратуру окончания у -* «-превращения такое обжатие влияния на ока-
зывает. Это связано с тем, что часть аустенита, как и при превраще-
нии недеформированного аустенита, распадается в промежуточной
области. Однако уже после 25 %-ного обжатия распад полностью
протекает в феррито-перлитной области, за счет чего A/fe* повышает-
ся до 655 °C и при дальнейшем увеличении степени обжатия Arfe*
возрастает незначительно. Увеличение обжатия от 25 до 50 %, слабо
влияя на положение температурного интервала у -* «-превращения,
способствует получению более однородной и мелкозернистой
структуры.
При проведении контролируемой прокатки в промышленных ус-
ловиях степень обжатия в чистовой стадии (< 900 °C) обычно сос-
тавляет 50 - 70 %. Вышеприведенные результаты показывают, что
уже 25 - 30 %-ное обжатие позволяет с достаточной степенью точ-
ности оценивать влияние деформации на процессы распада аусте-
нита в случае проведения контролируемой прокатки и, в частности,
на такие важные технологические параметры, как температура на-
чала и окончания у a-превращения. В случае проведения дефор-
мации при более высоких температурах, когда рекристаллизацион-
ные процессы протекают достаточно быстро и не наблюдается эф-
фект суммирования от проходов, данное предположение тем более
обосновано, так как на распад аустенита в основном влияет дефор-
мация в последнем проходе, составляющая обычно 10 -15 %.
Сравнение микроструктуры образцов опытных сталей, подвергну-
тых горячей деформации и без деформации и охлажденных со ско-
ростью 1,5 °С/с, показывает, что предшествующая деформация во
всех случаях способствует измельчению ферритного зерна, что наибо-
лее сильно выражено на сталях с микродобавками ниобия и вана-
дия. Так, для стали 09Г2 минимальное зерно феррита получено пос-
ле деформации при 750 °C. Повышение температуры деформации
> 750 °C вызывает значительное укрупнение зерна стали 09Г2. В
стали 09Г2ФБ измельчение зерна феррита под влиянием деформа-
ции проявляется в более широком температурном интервале и из-
менение температуры деформации в этом интервале (750 - 900 °C)
слабее влияет на кинетику у -* «-превращения, чем для стали 09Г2.
Деформация аустенита вызывает изменение количественного
соотношения структурных составляющих. При охлаждении без де-
формации в сталях 09Г2 и 09Г2ФБ формируется феррито-перлито-
бейнитная структура, а в стали 08Г2МФБ - феррито-бейнитная струк-
тура. Горячая деформация при 800 - 850 °C сталей 09Г2 и 09Г2ФБ
переводит процесс у — «-превращения в феррито-перлитную область,
а в стали 08Г2МФБ уменьшает количество бейнита' и увеличивает
количество феррита.
129
Наиболее эффективное воздействие на механизм и кинетику у -♦ а-
превращения наблюдается в случае получения нерекристаллизован-
ного состояния аустенита перед началом его распада. Для сталей
с микродобавками ванадия и ниобия такое состояние можно полу-
чить в результате деформации при температурах ниже 900 °C. Для
стали 09Г2 в связи с интенсивным протеканием рекристаллизацион-
ных процессов сложнее получить перекристаллизованную структу-
ру перед у - a-превращением. В результате превращения из нере-
кристаллизованного аустенита формируется максимально дисперс-
ная структура, обеспечивающая улучшение прочности и хладостой-
кости. Поэтому деформацию стали типа 09Г2 необходимо проводить
либо непосредственно перед началом у - «-превращения, либо в
процессе превращения. Это позволит уменьшить степень рекристал-
лизации аустенита и наиболее полно использовать эффект контро-
лируемой прокатки.
На рис. 48 показан процесс распада аустенита стали 09Г2ФБ пос-
ле деформации при 800 °C. Первоначальные выделения феррита наб-
людаются в основном на границах аустенитных зерен (рис. 48, б).
При дальнейшем охлаждении процесс выделения феррита охваты-
вает внутренние объемы аустенитных зерен (рис. 48, в). Видно, что
увеличение доли ферритной составляющей происходит за счет об-
разования новых зерен феррита, а не роста ранее образовавшихся
зерен, что свидетельствует о высокой скорости зарождения новой
фазы. Зарождение зерен феррита в недеформированном аустени-
те происходит вяло, в основном, по границам зерен аустенита.
Таким образом, наблюдаемое измельчение зерна феррита при
у -* «-превращении нерекристаллизованного аустенита связано с
возрастанием частоты зарождения феррита как на границах, так и
внутри зерен аустенита.
В приведенном примере (рис. 48, в) внутризеренное зарождение
феррита происходило довольно хаотично, что свидетельствует о преи-
мущественном образовании новой фазы на субструктуре аустени-
та. Горячая деформация аустенита, увеличивая плотность несовер-
шенств в исходной фазе и повышая степень дефектности границ зе-
рен аустенита, обеспечивает наличие большого числа мест предпоч-
тительного зарождения феррита. Это приводит к увеличению скорос-
ти зарождения феррита и соответственно измельчению его зерна.
С понижением температуры и увеличением степени обжатия влия-
ние деформации на превращение аустенита исследуемых сталей
при непрерывном охлаждении усиливается. Это проявляется в повы-
шении температуры выделения свободного феррита и перлитного
превращения и усилении процессов распада. Горячая деформация,
повышая температурный интервал у -* «-превращения, может по-
130
Рис. 48. Процесс выделения феррита в
стали 09Г2ФБ, деформированной при
температуре 800 °C и е = 25 %:
а - закалка непосредственно после
деформации; б, в - охлаждение пос-
ле деформации со скоростью 1,5 °C/с
до 750 и 730 °C соответственно, с пос-
ледующей закалкой в воде
давить бейнитное превращение, либо уменьшить количество бейни-
та в структуре. Если горячая деформация существенно влияет на
кинетику у — a-превращения в феррито-перлитной области, то на
превращение в промежуточной области ее влияние менее выражено.
Горячая деформация оказывает существенное влияние на харак-
тер у -* «-превращения при непрерывном охлаждении опытных ста-
лей. Это находит выражение в том, что повышается температура на-
чала выделения свободного феррита и перлитного превращения. Фер-
ритный и перлитный выступы сдвигаются влево, а бейнитное прев-
ращение обнаруживается в деформированной стали при более вы-
соких скоростях охлаждения, чем в недеформированной.
Изучение микроструктуры исследуемых сталей после охлажде-
ния с различными скоростями показало, что повышение скорости
охлаждения в феррито-перлитной области обеспечивает значитель-
ное измельчение зерна феррита как в отсутствие, так и при предва-
рительной пластической деформации. Измельчение зерна феррита
131
при увеличении скорости охлаждения связано с тем, что распад аус-
тенита при этом начинается при более низких температурах, в ус-
ловиях повышенной скорости зарождения феррита. В полной мере
использовать эффект измельчения зерна феррита за счет увеличе-
ния скорости охлаждения при распаде недеформированного аусте-
нита не удается в связи с его частичным распадом в промежуточ-
ной области.
Понижение температуры аустенитизации также способствует из-
мельчению конечной структуры сталей. Так, наиболее дисперсная
феррито-перлитная структура была получена для стали 09Г2ФБ пос-
ле нагрева при 1050 °C, после последующей деформации при 850 °C
и охлаждения со скоростью 50 °С/с. Средний условный*1 диаметр зер-
на феррита составлял в этом случае примерно 3-4 мкм.
Легирование стали (сталь 08Г2МФБ) приводит к значительному
повышению устойчивости аустенита и в случае высоких темпера-
тур аустенитизации распад как недеформированного, так и дефор-
мированного аустенита протекает в ферритной области и области
промежуточного превращения. Для данной стали выбором условий
аустенитизации, деформации и охлаждения можно в значительных
пределах осуществлять регулирование характера у -* «-превраще-
ния с целью получения оптимального соотношения структурных сос-
тавляющих и соответственно требуемого сочетания прочностных,
вязких свойств и хладостойкости.
Горячая деформация существенно изменяет морфологию и тон-
кое строение бейнита, что обеспечивает значительное улучшение
вязких свойств сталей со структурой игольчатого феррита. •
Формирование текстуры деформации в результате
прокатки у + а-области
Контролируемая прокатка приводит к формированию в стали дос-
статочно интенсивной кристаллографической текстуры. В работах
[52, 53] изучали текстуру низколегированной стали 09Г2ФБ с карбо-
нитридным упрочнением (0,09 % С; 1,55 % Мп; 0,22 % Si; 0,005 % S;
04» 0 % Р; 0,09 % V; 0,05 % Nb; 0,03 % Al; 0,03 % Ti; 0,013 % N) и ста-
ли 09Г2, не содержащей микролегирующих добавок карбонитридо-
образующих элементов (0,11 % С; 1,6 % Мп; 0,22 % Si; 0,005 % S'
0,014 % Р; 0,03 % AI; 0,010 % N).
Нагрев заготовок сечением 70 х 70 мм под прокатку осуществля-
ли при 1150 °C, 1,5 ч, после чего их прокатывали за девять пропус-
ков на полосу толщиной 12 мм. Первые три пропуска давали в об-
ласти температур 970 - 1000 °C. Чистовая стадия прокатки включа-
ла шесть последовательных пропусков с суммарным обжатием 70 %.
132
Температуру конца прокаткки варьировали от 880 (у-область) до
680 °C (a-область). После окончания прокатки полосы охлаждали
на спокойном воздухе (уохл = 2 °С/с).
Текстуру исследовали путем построения и анализа прямых по*
люсных фигур (ППФ) типа {110}, {200} и {211}, зарегистрированных
автоматическим дифрактометром DAPT-2,0. Наиболее выразитель-
ными оказались ППФ {110}, что свидетельствует о многокомпонент-
ном характере текстуры, тогда как из ППФ {200} и {211} были отчет-
ливо видны только те ориентировки, для которых {hk/} совпадают с
индексом ППФ. Поэтому качественную и полуколичественную оцен-
ку изменения текстуры микролегированной ванадием и ниобием
стали в зависимости от температуры окончания прокатки проводи-
ли по ППФ {110}. Количественную оценку текстуры проводили по об-
ратным полюсным фигурам (ОПФ), которые рассчитывали с помощью
ЭЦВМ ”Мир-2”, используя сведения о суммарной интенсивности на
кольцах ППФ {110}, {200} и {211} в* пределах угла наклона Ф = 45°.
На рис. 49 приведены ППФ-{110} для стали 09Г2ФБ, из которых
следует, что уже прокатка с окончанием деформации при 880 °C при-
водит к формированию выраженной кристаллографической тексту-
ры с основными ориентировками {112} <110>, {111} (112), {111} (110)
и {100} (110). С понижением температуры окончания прокатки ин-
тенсивность текстуры значительно возрастает. Наиболее резкое
усиление текстуры наблюдается при снижении температуры конца
прокатки ниже точки Arfe* лежащей прй температуре около 800 °C.
Контролируемая прокатка стали 09Г2ФБ приводит к формирова-
нию текстуры с непрерывным набором ориентировок от {111} до
{001}. При этом полюсная плотность Р100 возрастает при снижении
температуры окончания прокатки ниже точки Аг^ наиболее сущест-
венно (от 1,1 при температуре конца прокатки 880 °C до 5,4 при 700 °C).
Следует, однако, учесть, что имеется непрерывный набор ориенти-
ровок от {111} до {112} с высокой плотностью, которые в совокуп-
ности преобладают над {10Q}. В результате контролируемой прокат-
ки в микролегированной стали 09Г2ФБ формируется более интен-
сивная текстура, чем в стали 09Г2. При этом усиление текстуры при
снижении температуры конца прокатки в стали с добавками ниобия,
титана и ванадия происходит более интенсивно^ начинается при бо-
лее высокой температуре, чем для нёлегированной стали. Тексту-
ра феррита в стали, подвергаемой контролируемой прокатке, может
возникнуть в результате закономерного превращения текстурован-
ного аустенита, а также при последующей деформации в у + а- или
а-области.
В случае превращения из рекристаллизованного аустенита тек-
стура в низколегированной стали довольно слабая и характеризует-
133
Рис. 49. Прямые полюсные фигуры {110}:
а - температура конца прокатки 880 °C; б - 800 °C; а - 750 *С; г - 700 *С; 1 -
{100} (011); 2-{111}(112>; 3-{112}<011>
ся двумя компонентами - {100} (011> и {112} (110). Если же превра-
щение происходит из перекристаллизованного аустенита, то тексту-
ра значительно усиливается, главным образом за счет ориентиров-
ки {112} (110). Так как введение в сталь ниобия и титана вызывает
существенное торможение рекристаллизационных процессов, мож-
но предположить, что получение более интенсивной текстуры в стали
09Г2ФБ по сранению со сталью 09Г2 обусловлено замедлением ре-
кристаллизации аустенита и феррита. Определенную роль при этом
играет повышение критической точки Аг§^ при введении микродо-
бавок ниобия и титана (критическая точка Лг^е* стали 09Г2ФБ на
15 - 20 °C выше, чем для стали 09Г2), благодаря чему при идентич-
ных условиях прокатки в интервале температур 700 - 800 °C в ста-
ли с ниобием и титаном деформированный феррит занимает боль-
ший объем, чем в стали 09Г2.
134
Таким образом, при контролируемой прокатке низколегирован-
ной стали, особенно в случае окончания деформации в нижней час-
ти двухфазной у + a-области кристаллографическая текстура с ос-
новными ориентировками {112} <110), {111} <112) и {100} <100). Пер-
вые две из них обеспечивают получение повышенного уровня проч-
ности в поперечном направлении прокатки, последняя обусловли-
вает понижение порога хладноломкости стали за счет рсобого слоис-
того характера разрушения с так называемыми расщеплениями. Су-
щественное усилие текстуры {111} <110), {111} <112), {112} <110),
{100} <110) как в микролегированной, так и в нелегированной ста-
лях происходит при снижении конца прокатки ниже точки Аг£еФ. Это
обусловливает возможность улучшения хладостойкости стали и по-
вышения прочности в поперечном направлении, наиболее важном
для листов, применяемых для изготовления труб большого диамет-
ра. При снижении температуры прокатки <730 - 700 °C наиболее
интенсивно возрастает ориентировка {100} <110), контролирующая
тенденцию к разрушению с образованием слоистого излома. Подроб-
но влияние температуры деформаций на механические свойства
и характер разрушения малоперлитных сталей, подвергаемых конт-
ролируемой прокатке, рассмотрено в последующих разделах дан-
ной главы.
Применительно к микролегированным сталям для газопроводных
труб большого диаметра оптимальное сочетание текстурных ориен-
тировок можно получить за счет прокатки с существенными обжа-
тиями в нижней части у-области, где рекристаллизация аустенита
подавлена, в верхней и средней температурных частях двухфазной
у + a-области. Для трубных сталей без микродобавок карбонитридо-
образующих элементов, тормозящих процессы рекристаллизации,
аналогичное усилие текстуры может быть получено в результате
прокатки в средней и нижней частях у + а-области.
Влияние режимов контролируемой прокатки на структуру,
механические свойства, хладостойкость и характер разрушения
микролегированных малоперлитных сталей
Контролируемая прокатка, представляет собой многостадийный
процесс термомеханической обработки с'воздушным охлаждением,
разработанный применительно к низколегированным сталям. Исто-
рически создание процесса контролируемой прокатки неразрывно
связано с освоением промышленного производства малоперлитных
сталей для газопроводных труб большого диаметра с высокими
требованиями, предъявляемыми к прочности, ударной вязкости и
сопротивлению хрупкому разрушению. Контролируемая прокатка
является конечной и наиболее ответственной стадией металлурги-
135
ческого передела малоперлитных сталей. Оказывая глубокое влия-
ние на процессы формирования структуры, протекающие в стали
при прокатке и после ее завершения, она в значительной степени
определяет уровень прочности, ударной вязкости и сопротивления
металла хрупкому разрушению.
При классических. схемах термомеханической обработки металл
подвергается деформации в какой-либо температурной области, ха-
рактерной для данного вида ТМО, и охлаждению главным образом
путем закалки. При этом происходит формирование структуры
и свойств в условиях повышенной плотности и соответствующего
распределения несовершенств строения, созданных пластической
деформацией [54 - 56]. Контролируемая прокатка предусматривает
последовательную деформацию при непрерывно понижающихся тем-
пературах в температурных областях, отличающихся структурным
состоянием и реакцией металлла на искажения его строения, вно-
симые пластической деформацией. На каждом из этапов контроли-
руемой прокатки протекают структурные процессы, воздействую-
щие на поведение металла на последующих стадиях передела и ока-
зывающие влияние на свойства стали после всего цикла термоме-
ханической обработки. В общем случае можно выделить следующие
восемь стадий контролируемой прокатки:
I - аустенитизация при температурах, обеспечивающих получе-
ние достаточно однородного структурного состояния металла перед
прокаткой (рис. 50);
II - высокотемпературная деформация стабильного аустенита
в области быстро протекающих процессов рекристаллизации, ког-
да Тдеф > Трекр;
III - среднетемпературная деформация, осуществляемая в ниж-
ней части у-области в условиях заторможенной или полностью по-
давленной рекристаллизации (Трекр > Тдеф > Arfe*);
IV - деформация нестабильного аустенита в области стимулиро-
ванного деформацией полиморфного у -* «-превращения;
V - деформация в двухфазной у + a-области аустенита и ферри-
та, образовавшегося в результате распада аустенита под влиянием
предшествовавших обжатий;
VI - деформация аустенита, феррита и перлита на стадии обра-
зования перлита (в трехфазной области);
VII - деформация феррита и перлита ниже точки Аг£еФ;
VIII - охлаждение после завершения деформации.
Аустенитизация, т.е. нагрев и высокотемпературная выдержка
перед началом деформации, оказывает большое влияние на все по-
следующие этапы контролируемой прокатки. Она характеризуется
протеканием двух взаимосвязанных процессов - растворением
136
Рис. 50. Схема технологического процесса и структурных превращений при конт-
ролируемой прокатке:
I - VIII - стадии контролируемой прокатки. Рн - начало рекристаллизации дефор-
мационного аустенита; Рк - окончание рекристаллизации деформированного
аустенита; Кн - начало выделения избыточных карбонитридных фаз в деформи-
рованном аустените; Ан п - начало перлитного превращения; Б - бейнит; П -
перлит; Ф - феррит; А - аустенит
частиц карбонитридных фаз и ростом зерна аустенита. При взаимо-
действии нерастворившихся частиц карбонитридных фаз и мигри-
рующих под влиянием нагрева границ зерен происходит поглоще-
ние энергией движущихся границ, затрачиваемой на преодоление
барьеров. Благодаря этому труднорастворимые частицы избыточ-
ных фаз тормозят огрубление зерна аустенита при нагреве. Эффек-
тивность сдерживающего влияния частиц на рост зерна аустенита
возрастает с увеличением их дисперсности. Температуру нагрева
при аустенитизации малоперлитных сталей, микролегированных
добавками ванадия, ниобия, титана и алюминия назначают с учетом
необходимости перевода в твердый раствор аустенита, а также боль-
шей части карбонитридных фаз микролегирующих элементов с целью
-их последующего управляемого выделения в процессе деформации
и охлаждения после завершения прокатки. Одновременно с этим тем-
пература аустенитизации не должна быть настолько высокой, чтобы
137
вызвать процесс собирательной рекристаллизации аустенита, про-
текающей при нагреве выше температур растворимости карбонит-
ридных фаз микролегирующих элементов. Это приводит к получе-
нию неоднородного грубого зерна и является одной из причин разно-
зернистости структуры готовой стали. В большинстве случаев тем-
пература нагрева под прокатку сталей, микролегированных добав-
ками ниобия, ванадия и титана, составляет 1150-1200 °C.
В работе [57] изучали влияние условий аустенитизации на струк-
туру и свойства малоперлитной стали типа 09Г2ФБ, применяемой
в качестве материала для изготовления газопроводных труб диамет-
ром 1420 мм при давлении 7,4 МПа для севера. Приведем химичес-
кий состав исследованных плавок (обе плавки содержат 0,22 % Si;
0,010 % Р; 0,03 % А1):
Плавка С Мп S V Nb N
А 0,12 1,60 0,005 0,07 0,04 0,014
Б 0,09 1,65 0,004 0,09 0,05 0,012
Сталь плавки Б содержала добавку титана в количестве 0,03 %.
Заготовки подвергали нагреву под прокатку при температурах 1050,
1150 и 1250 °C в течение 1,5 ч. Первые три прохода при черновой про-
катке осуществляли при 1000 - 980 °C с целью измельчения исход-
ного зерна аустенита. Степень обжатия за проход составляла 14 -
16 %, что превышает критическую деформацию для сталей подобно-
го химического состава. Чистовую, прокатку проводили за шесть про-
ходов в температурном интервале 800 - 810 °C (нижняя часть у-об-
ласти). Сталь с добавкой титана (плавка Б) прокатывали также с окон-
чанием деформации при 750 °C (у + a-область). После окончания про-
катки металл охлаждали на спокойном воздухе.
Предварительно была изучена склонность к росту зерна аустени-
та (da) обеих сталей при нагреве. Выдержка при температуре аусте-
нитизации (ta) составляла 1 ч:
ta, *С................ 1050 1150 1250
da (плавка А), мкм.... 25 65 175
da (плавка Б), мкм.... 15 41 61
Сталь с титаном не склонна к значительному росту зерна аустени-
та при нагреве до 1250 °C, в то время как в плавке без титана при
температуре 1250 °C зерно существенно выросло. При температу-
рах 1050 и 1150 °C диаметр зерна стали плавки Б был в 1,7 раза мень-
ше, чем у стали плавки А. Высокая устойчивость к росту зерна ста-
ли с титаном связана с тем, что нитриды титана не растворяются
при нагреве до температур 1250 -1300 °C.
На рис. 51 и 52 показано влияние температуры нагрева под про-
катку на механические свойства исследованной стали. Для ста-
138
1050 1150 1250
Рис.51. Влияние температуры нагрева под прокатку на ов, от (а) и б. (б) стали
типа 09Г2ФБ:
1 - сталь А; 2 - сталь Б, окончание прокатки в ^-области при 810 *С; 3 - сталь Б,
окончание прокатки в у + a-области при 750 °C
Рис. 52. Влияние температур нагрева под прокатку на KCV и Т50 стали типа 09Г2ФБ.
Обозначения см. на рис. 52
ли без титана (плавка А) повышение температуры нагрева с 1050
до 1150 и 1250 °C привело к повышению ов на 30 - 50 Н/мм3 за счет
более полного растворения карбонитридных фаз и дополнительно-
го упрочняющего эффекта при выделении дисперсных карбонитри-
дов после прокатки. Величина ударной вязкости снижается при этом
при всех температурах испытания. При повышении температуры
нагрева с 1050 до 1250 °C происходит существенное уменьшение
139
сопротивления хрупкому разрушению, что выражается в росте пере-
ходной температуры Т50 примерно на 30 °C. Наиболее резкое сни-
жение хладостойкости наблюдается при повышении температуры
нагрева с 1150 до 1250 °C.
Благодаря менее крупному исходному зерну аустенита перед на-
чалом прокатки облегчается задача получения мелкозернистого аус-
тенита перед чистовой стадией прокатки и мелкозернистого, одно-
родного феррита в готовой стали. Металлографический анализ струк-
туры стали после контролируемой прокатки показал, что понижение
сопротивления хрупкому разрушению при повышении температуры
нагрева под прокату связано с огрублением зерна феррита. Сущест-
венную роль при этом может играть появление грубых участков бей-
нита, отмечаемое в стали без титана уже после нагрева 1150 °C, а
в стали с титаном после нагрева - при 1250 °C.
Изменение температуры нагрева под прокатку оказывает различ-
ное влияние на свойства малоперлитных сталей в зависимости от
микролегирования. Так, повышение температуры нагрева под про-
катку с 1050 до 1200 °C слабо влияет на прочностные свойства ста-
ли 09Г2, в то время как аналогичное повышение температуры нагре-
ва сталей с добавками карбонитридообразующих элементов, осо-
бенно ниобия, способствует существенному росту прочности. Для
стали без микродобавок (0,08 % С; 1,4 % Мп; 0,2 % Si; t^n = 750 °C)
Д ов = 10 Н/мм2, для стали с 0,04 % Nb А ов = 70 Н/мм2; для стали
с 0,06 % V Д ов = 110 Н/мм2 и для стали с 0,04 % Nb Д ов = 110 Н/мм2.
Положительное влияние понижения температуры нагрева под про-
катку на ударную вязкость и температуру полухрупкости проявляет-
ся в большей степени на сталях с микродобавками карбонитридо-
образующих элементов, чем на стали 09Г2 вследствие снижения
эффекта дисперсионного упрочнения и более сильного измельчения
зерна.
По сравнению с температурой аустенитизации изменение длитель-
йости выдержки при температурах 1150 - 1180 °C играет второсте-
пенную роль, вызывая умеренный рост зерна аустенита микроле-
гированных сталей с ниобием и титаном [58].
Для получения конечной дисперсной структуры весьма важным
является наличие перед чистовой стадией прокатки мелкозернисто-
го фрагментированного аустенита. Как элемент термомеханичес-
кой обработки высокотемпературная деформация при контролируе-
мой прокатке преследует цель получения возможно более мелко-
го зерна аустенита за счет чередующихся многократных обжатий
и рекристаллизации, т.е. выполняет ту же роль, что и при ВТМО.
На стали 09Г2ФБ с титаном (плавка Б) изучено влияние темпера-
туры окончания черновой прокатки н§>механические свойства и
140
Рис. 53. Зависимость ов, от и 65 стали 09Г2ФБ от температуры черновой прокатки t4
Рис. 54. Зависимость KCV и Т85 стали 09Г2ФБ от температуры черновой прокатки t4
сопротивление хрупкому разрушению (рис. 53, 54). Температура
нагрева составляла 1150 °C, температура окончания прокатки на
чистовой стадии была 750 °C. Температура окончания четырех чер-
новых проходов изменялась в широких пределах 1100 + 850 °C. Раз-
ница температур в первом и четвертом проходе при каждом иссле-
дованном режиме составляла 20 - 30 °C.
Прочность стали практически не изменяется в интервале темпе-
ратур черновой прокатки с 1100 до 920 °C. Однако в случае черно-
вой прокатки при температурах 900 - 870 °C наблюдается некото-
рое снижение прочностных свойств (ов на 10 - 15 Н/мм2). Этот ин-
тервал соответствует наиболее высокой скорости выделения карбо-
нитридов ниобия в горячедеформированном аустените и уменьше-
нию содержания ниобия в твердом растворе аустенита. Понижение
температуры черновой прокатки приводит к монотонному росту
ударной вязкости при отрицательных температурах и понижению
Т50. Наиболее существенное улучшение хладостойкости наблюдает-
ся при снижении температуры черновой прокатки ниже 950 °C. Изу-
чение микроструктуры стали показало, что понижение температуры
черновой прокатки способствует получению более фрагментирован-
ной конечной структуры, что особенно выражено при черновой про-
катке в интервале 930 - 850 .°C, где рекристаллизация деформиро-
ванного аустенита практически полностью подавлена. Суммарная
степень обжатия при черновой и чистовой стадиях прокатки в тем-
141
пературной области, где рекристаллизация не происходит, в этом
случае составляет около 80 %.
В промышленных условиях при выборе температуры окончания
черновой прокатки руководствуются указанными выше соображе-
ниями, а также исходя из условий, определяющих технологичность
процесса контролируемой прокатки в целом (производительность,
усилия при прокатке). Среднетемпературная деформация осущест-
вляется для увеличения плотности дефектов кристаллической струк-
туры металла, которые служат местами образования зародышей
феррита при полиморфном у -* a-превращении. Важнейшей особен-
ностью при проведении прокатки в среднетемпературной области
малоперлитных сталей с микродобавками ниобия, титана и ванадия
является, как и при НТМО, отсутствие рекристаллизации, которая
могла бы устранить значительную часть дефектов кристаллическо-
го строения, образованных пластической деформацией. Процессы
выделения карбонитридов ниобия и титана значительно ускоряют-
ся под влиянием деформации аустенита (см. гл. III). Наиболее высо-
кая скорость выделения этих фаз наблюдается при 925 - 875 °C.
Именно в этом температурном интервале наблюдается резкое за-
медление рекристаллизации сталей, микролегированных ниобием
и титаном, по сравнению со скоростью этого процесса в нелегиро-
ванной марганцовистой, стали. Для получения мелкозернистой струк-
туры готовой стали большое значение имеют обжатия, осуществляе-
мые непосредственно вблизи точки Аг£е*, когда рекристаллизация
полностью заторможена (830 - 780 °C).
Наиболее значительное влияние на структуру и механические
свойства малоперлитных сталей оказывает прокатка, сопровождае-
мая следующими процессами, протекающими в порядке последо-
вательности: 1 - деформированием метастабильного аустенита; 2 -
динамическим у -* «-превращением, протекающим одновременно
с актом деформации, полнота которого зависит от температуры, сте-
пени и скорости деформации; 3 - статическим у -* «-превращением,
протекающим во время пауз между проходами; 4 - деформацией
и упрочнением феррита, образовавшегося в результате иницииро-
ванного деформацией у -* «-превращения; 5 - первоначальными
стадиями рекристаллизации феррита (возврат, полигонизация), ко-
торые могут происходить динамическим путем или в процессе ох-
лаждения между проходами; 6 - динамическим и статическим вы-
делениями в феррите дисперсных частиц карбонитридных фаз нио-
бия, ванадия и титана.
Каждое последующее обжатие при многопроходной деформации
в у + а-области (от 5 до 10 - 12 проходов в зависимости от схемы
прокатки) является дополнительным стимулом для развития указан-
142
рис. 55. Влияние температуры окон-
чания прокатки (Тцп) на размер зер-
на феррита малоперлитной стали типа
09-10Г2ФБ:
1 - продольный размер зерна d|; 2 -
поперечный размер зерна di; 3 -
степень вытянутости К=d|/d£
ных процессов. Структура стали после прокатки в у + a-области со-
держит два типа зерен феррита: недеформированные полигональ-
ные, с низкой плотностью дислокаций, образовавшиеся в результа-
те у -* a-превращения после завершения деформации, и деформи-
рованные, вытянутые вдоль направления прокатки, с высокой плот-
ностью дислокаций и развитой субструктурой, сформировавшейся
в результате прошедших в них процессов возврата и полигонизации.
Понижение температуры деформации в у + а-области способствует
упрочнению стали, так как при этом увеличивается степень накле-
пали возрастает доля упрочненных деформацией зерен. Одновремен-
но" происходит измельчение зерен феррита d3 и увеличивается их
вытянутость вдоль направления прокатки (рис. 55). Если дробная де-
формация заканчивается в аустенитной области, т.е. выше точки
Аг^ (например, при 810 °C для стали 09Г2ФБ), то структура ста-
ли представляет собой феррито-перлитную смесь с крупными поли-
эдрическими зернами феррита и невысокой плотностью дислокаций.
Таким образом, в горячекатаной стали полиэдрическое строение
приобретает феррит, выделившийся в результате распада аустени-
та, подвергнутого прокатке выше точки Аг§& (это сравнительно
крупнозернистый феррит). Зерна феррита, выделившегося при тем-
пературе ниже точки Аг§М по механизму ’’динамического” (в мо-
мент деформации) или ’’статического” (в паузах между проходами)
V * а-распада в период, предшествовавший по крайней мере одному
частному обжатию, в результате наклепа приобретает вытянутую
форму.
В работах [52, 59, 60] было подробно изучено влияние темпера-
туры конца прокатки и суммарной степени деформации в чистовой
стадии (III - V этапы) на механические свойства стали 09Г2ФБ (плав-
ка Б) и стали 09Г2 (0,11 % С; 1,6 % Мп; 0,22 % S; 0,03 % AI; 0,01 % N).
Заготовки сечением 70 х 70 мм прокатывали на полосы толщиной
143
12 мм по контролируемым режимам. Первые два прохода с целью
измельчения исходного зерна аустенита за счет статической рекрис-
талллизации осуществляли в высокотемпературной области при
1000 - 980 °C. Чистовая прокатка включала шесть последователь-
ных проходов с суммарным обжатием 70 %. Температуру конца про-
катки варьировали с 880 °C (у-область) до 680 °C (нижняя часть у + ос-
области). После окончания прокатки полосы охлаждали на спокой-
ном воздухе. Критические точки для условий контролируемой про-
катки с нагревом при 1150 °C, деформацией на 25 % при 800 °C и
скоростью охлаждения после деформации 2 °С/с для стали 09Г2ФБ
Рис. 66. Влияние температуры конца прокатки (ТКп) на механические свойства
сталей 09Г2ФБ (а) и 09Г2 (б):
1 - продольные образцы; 2 - поперечные
144
лежали при следующих температурах: Аг^ = 790 °C, Аг?еФ = 665 °C.
При деформации ниже 790 °C происходит частичное динамическое
у -* a-превращение. Для стали 09Г2 точка Аг^ находится при 770 °C,
точка Arf* - при 640 °C.
Изменение механических свойств обеих сталей в зависимости
от ТКП показано на рис. 56. Для оценки анизотропии прочностных
свойств стали 09Г2ФБ испытания на растяжение проводили как на
поперечных, так и продольных образцах. Испытание на ударную вяз-
кость проводили на поперечных образцах. Образцы из стали 09Г2
вырезали поперек направления прокатки.
При понижении температуры конца прокатки в аустенитной об-
ласти с 880 до 800 °C наблюдается слабое изменение прочностных
и пластических свойств и ударной вязкости при +20 °C стали 09Г2ФБ.
В то же время происходит существенное повышение сопротивления
хрупкому разрушению, оцениваемое по положению порога хладно-
ломкости Т50, а также ударной вязкости при отрицательных темпе-
ратурах. Снижение температуры окончания прокатки ниже Аг§^ до
750 - 730 °C сопровождается некоторым падением относительного
удлинения и уровня ударной вязкости при +20 °C. Однако, несмот-
ря на существенное упрочнение, наблюдается улучшение хладостой-
кости стали. Дальнейшее понижение температуры конца прокатки
до 680 °C вызывает резкий рост прочности при одновременном быст-
ром падении пластичности и ударной вязкости. Тем не менее кри-
тическая температура хрупкости при этом возрастает лишь на
10 - 15 °C.
Прочностные свойства образцов из стали 09Г2ФБ, вырезанных
в продольном направлении, имеют более низкие значения, чем у по-
перечных образцов, причем с понижением температуры прокатки
это различие усиливается.
Сравнение этих данных с результатами исследований по влия-
нию контролируемой прокатки на механические свойства стали 09Г2
показывает, что при понижении температуры конца прокатки из аус-
тенитной в двухфазную область для сталей 09Г2 и 09Г2ФБ наблю-
даются одинаковые закономерности: прочность и хладостойкость
значительно возрастают, пластичность и ударная вязкость при +20 °C
несколько падают.
Особенностью стали 09Г2ФБ является более резкое возраста-
ние прочности по сравнению со сталью 09Г2 при понижении темпе-
ратуры Конца прокатки ниже точки Arfe*. Это связано с тем, что микро-
добавки карбонитридообразующих элементов способствуют значи-
тельнЬму торможению процессов возврата и рекристаллизации де-
формированного феррита, образующегося при распаде аустенита
в процессе деформации. Отсутствие деформации в области 900 -
145
850 °C способствует выделению частиц карбонитридов микролеги-
рующих элементов в феррите в дисперсной форме, наиболее эффек-
тивно влияющей на повышение прочности. Пластическая Деформа-
ция феррита усиливает этот процесс и тем самым также способст-
вует повышению прочностных свойств. Кроме того, как показано
выше, микролегирование карбонитридообразующими элементами,
особенно ниобием и ванадием, повышает критические точки Аг£е$
и Аг{*еФ. Поэтому при прокатке ниже 800 °C у —a-превращение в ста-
ли 09Г2ФБ должно протекать более активно, чем в стали 09Г2. Это
означает, что при одинаковых- температурах прокатки в у •* «-облас-
ти в стали 09Г2ФБ существует больше феррита, чем в стали 09Г2
и, следовательно, более интенсивно развиваются процессы, приво-
дящие к упрочнению стали.
Оптимальный температурный интервал окончания прокатки ста-
Рис. 57. Изменение механических свойств стали 09Г2ФБ в зависимости от сум-
марной степени обжатия (eg) в завершающей стадии прокатки:
1 - непрерывная прокатка с окончанием при 810 °C; 2 - заключительная дефор-
мация в у + а-области при 760 - 740 *С; 3 - при 710 - 690 °C
146
ли 09Г2ФБ, обеспечивающий наиболее благоприятные условия для
получения высокой ударной вязкости и хладостойкости, лежит на
10 - 20 °C выше, чем для стали 09Г2 (750 - 720 °C для стали 09Г2ФБ,
740-700 °C для стали 09Г2).
На рис. 57 показано влияние суммарного обжатия в чистовой ста*
дии прокатки на механические свойства стали 09Г2ФБ. Температу-
ра нагрева металла под прокатку составляла 1150 °C. Два черновых
прохода проводили при 1000 - 980 °C. Исходные размеры заготовок
были подобраны таким образом, чтобы изучить влияние суммарной
степени обжатия е2 от 40 до 75 %. Температура окончания прокат-
ки составляла 810 °C (у-область), либо 750 °C (у + а-область).
Увеличение е2 от 30 до 50 % в обоих случаях слабо влияет на проч-
ностные свойства и относительное удлинение. Наиболее значитель-
ное влияние оказывает увеличение е2 на характеристики, получае-
мые при ударных испытаниях. Так, критическая температура хруп-
кости Т50 с увеличением от 30 до 50 % понижаются на 20 - 40 °C.
Увеличение суммарного обжатия при окончании прокатки в у + «•
области при 750 °C способствует более существенному улучшению
хладостойкости, чем при окончании в аустенитной области. Одна-
ко в обоих случаях достаточно низкие критические температуры хруп-
кости могут быть получены при > 65 - 70%.
Увеличение суммарного обжатия, подобно снижению температу-
ры конца прокатки, приводит к некоторому понижению ударной вяз-
кости при +20 °C, способствует повышению ударной вязкости при
отрицательных температурах, что объясняется изменением харак-
тера разрушения от хрупкого или смешанного к вязкому.
Для получения наиболее высокой хладостойкости суммарная сте-
пень обжатия в чистовой стадии прокатки должна составлять не ме-
нее 50 %, причем увеличение eg в случае прокатки в у + а-области
более эффективно для улучшения хладостойкости, чем увеличение
ех в аустенитной области.
В табл. 19 показано в каком широком диапазоне можно изменять
уровень механических свойств сталей 09Г2 и 09Г2ФБ исследован-
ного состава за счет подбора соответствующих режимов прокатки,
изменяя лишь температуру конца прокатки.
Увеличение степени обжатия в частных пропусках при темпера-
турах ниже 900 °C сопровождается значительным возрастанием уси-
лий при прокатке. В этой связи представляло интерес изучить влия-
ние дробности обжатия на механические свойства стали 09Г2ФБ.
С этой целью заготовки из стаЯи 09Г2ФБ после нагрева при 1150 °C
и двух черновых проходов при 1000 - 980 °C подстуживали до тем-
ператур 790, 815 или 830 °C. Чистовую стадию прокатки проводили
за 5, 8 или 11 проходов. Суммарная степень обжатия при этом бы-
147
Таблица 19. Изменение механических свойств малоперлитных сталей 09Г2
и 09Г2ФБ в зависимости от условий прокатки или нормализации
Свойства Значения механических свойств при температуре конца прокатки, °C Нормализа- ция 930 °C, 30 мин
810 750 700 680
ов, Н/мм2 520/560 540/595 555/685 610/710 485/520
от, Н/мм2 390/475 430/515 450/600 510/630 348/400
«5. % 34/30 32/28 29/22 24/19 34/30
КСУ_15, Дж/см2 115/170 125/150 105/120 80/100 130/180
Tso. °C -45/-70 -65/-Э5 -90/-90 -80/-75 -10/-15
Примечание. В числителе - для стали 09Г2; в знаменателе -длястали
09Г2ФБ.
ла постоянной и составляла ~ 75 %, а температура окончания про-
катки составляла 750 °C.
Увеличение количества проходов с 5 до 11 (уменьшение частных
обжатий) практически не влияло на прочностные и пластические свойст-
ва. Во всех случаях ов = 605 - 610 Н/мм2, от = 525 - 535 Н/мм2,
6 = 30 %. В то же время уменьшение степени обжатия в частных про-
количество прокодов
пусках, не только не понизило сопротив-
ления стали хрупкому разрушению, но,
наоборот, способствовало его существен-
ному улучшению.
Как видно из рис. 58, ударная вязкость
при +20 °C, независимо от количества
проходов в чистовой стадии составляет
165- 170 Дж/см2. Однако с понижением
температуры испытания выявляется зна-
чительное преимущество прокатки с бо-
лее малыми частными обжатиями. Так,
ударная вязкость KCV при -100 °C воз-
растает от 15 Дж/см2 после прокатки с
пятью чистовыми пропусками до
100 Дж/см2 после прокатки с одиннад-
цатью проходами, а доля волокна в из-
ломе возрастает соответственно от 10 до
Рис. 58. Влияние числа проходов в чистовой ста-
дии прокатки на ударную вязкость и долю волок-
на в изломе стали 09Г2ФБ. Нагрев под прокат-
ку 1150 °C, чистовая прокатка с = 75 % и окон-
чанием при 750 °C. Цифры у кривых - темпе-
ратура испытания
148
90 %. Критическая температура хрупкости Т50 понижается при этом-
с -70 до -105 °C.
Изучение микроструктуры показало, что повышение хладостой-
кости при увеличении количества проходов в чистовой стадии про-
катки в определенной степени связано с происходящей при этом
фрагментацией зеренной структуры феррита и получением более
однородной феррито-перлитной структуры. Причина получения бо-
лее однородной и фрагментированной структуры после восьми- и
одиннадцатипроходной схемы прокатки заключается в следующем.
В исследованной стали у -* a-превращение в деформированном аус-
тените начинается при 790 °C. Чистовая прокатка по схеме с пятью
пропусками начинается почти одновременно с началом у -- «-прев-
ращения. Вместе с тем, как показано, наиболее дисперсная конеч-
ная структура образуется из перекристаллизованного, сидьнодефор-
мированного аустенита. Очевидно, что это условие будет выполнять-
ся при схемах прокатки за восемь или одиннадцать проходов, так
как температура начала чистовой прокатки в этих случаях на 15 -
30 °C выше, чем Ar§s$, и три - пять пропусков будет осуществлять-
ся еще в аустенитной области.
Особенности характера разрушения металла в состоянии после
контролируемой прокатки. При испытании на удар стандартных об-
разцов по ГОСТ 9454-78 и полнотолщинных образцов DWTT, изго-
товленных из листов, прокатанных с применением метода контроли-
руемой прокатки при температурах ниже точки Аг^, в изломах об-
разцов наблюдаются вторичные трещины'или так называемые ’’рас-
щепления” небольшой глубины (1-2 мм), которые раскрываются
перпендикулярно магистральной трещине и параллельно плоскос-
ти листа (рис. 59). Количество расщеплений увеличивается с пони-
жением температуры конца прокатки (рис. 60) [61]. Особенно замет-
но количество расщеплений возрастает при снижении температу-
ры конца прокатки ниже 750 °C. Число расщеплений растет также
по мере снижения температуры испытания в области перехода от
вязкого к хрупкому разрушению. При полностью хрупком разруше-
нии они пропадают. Склонность к образованию расщеплений возрас-
тает с увеличением частных и суммарных обжатий при температу-
рах ниже точки Ar£e$. Образцы, вырезанные поперек направления
прокатки, обладают большей склонностью к образованию расщеп-
лений, чем вырезанные вдоль направления прокатки.
Основной причиной появления расщеплений при испытании метал-
ла, подвергнутого контролируемой прокатке, является формирова-
ние текстуры {100} в плоскости прокатки, что объясняет относитель-
ную легкость декогезии путем скола в плоскости прокатки [52, 53].
149
Рис. 59. Изменение вида излома стали 09Г2 в зависимости от температуры окон-
чания прокатки 715 (А), 755 (Б) и 800 °C (В) и температуры испытания 20 (/), -15
(II) и -80 *С (III) '
Это подтверждается корреляцией между увеличением полюсной плот-
ности Р100, наблюдающейся при снижении температуры конца про-
катки, и увеличением количества расщеплений (см. рис. 60).
При обычной высокотемпературной прокатке в области у возни-
кает в основном текстура {112} (011) и расщепления не образуют-
ся из-за высокой когезии (сцепления) по плоскости {100}.
Электронномикроскопические исследования поверхности расщеп-
лений с помощью сканирующего электронного микроскопа показы-
вают, что стенки расщеплений образуются преимущественно пу-
тем скола. При сравнительно высоких температурах испытания, на-
пример при +20 °C, на боковых стенках расщеплений можно наблю-
дать следы пластической деформации. Таким образом, расщепле-
150
Рис. 60. Влияние Т^п на плотность
расщеплений (£ L/A), вытянутость
зерна феррита (К = d|/di), полюсную
плотность Р100, ударную вязкость
KCV.i0 и долю вязкой составляющей
(В) в изломах ударных образцов:
L - суммарная длина расщеплений;
А - площадь излома
ткй,9с
ния - это декогезия путем хрупкого разрушения в плоскости, парал-
лельной плоскости листа, происходящая при значительной пласти-
ческой деформации вдоль или поперек направления прокатки. Для
возникновения расщеплений необходимо, чтобы в структуре сущест-
вовала фаза, хрупко разрушающаяся путем скола. В малоперлитных
сталях в состоянии после контролируемой прокатки такой фазой яв-
ляется наклепанный феррит, с резко выраженной текстурой в плос-
костях {100}. Расщепления происходят лишь в результате значитель-
ной пластической деформации в локальных объемах после образо-
вания утяжки или местного сужения в температурой области вязко-
го или вязкохрупкого разрушения. Они возникают, если при нагру-
жении металла образуется составляющая напряжения, перпендику-
лярная плоскости прокатки. Такое условие создается при испыта-
ниях на растяжение, изгиб надрезанных образцов, растяжение
труб и Т.Д.
Вместе с тем расщепления не являются только следствием напря-
женного состояния, а наоборот, напряженное состояние выявляет
имеющуюся в металле более слабую когезию слоев в направлении,
перпендикулярном плоскости прокатки.
В работе [62] рассмотрен механизм образования расщеплений
в процессе испытаний. В зоне пластической деформации, предшест-
вующей прохождению вязкой трещины, вначале вокруг частиц вто-
рой фазы образуются зоны, в которых составляющая напряжения
в направлении толщины листа имеет повышенные значения. При со-
прикосновении с устьем основной трещины в этих полостях возни-
кают расщепления вследствие недостаточного сцепления в плоскос-
тях {100}. Расщепления можно рассматривать как боковые ответвле-
151
Рис. 61. Влияние температуры отпуска;
цифры в скобках, °C, на количество рас-
щеплений в изломе ударных образцов
типа 11 по ГОСТ 9454-78 (КП - контро-
лируемая прокатка); сталь 09Г2ФБ
ния магистральной трещины (вторичные трещины), распространяю-
щейся в этом случае по механизму, аналогичному для модели много-
слойных композитных материалов.
Расщепления разделяют ударный образец на практически неза-
висимые зоны, в которых трещины распространяются параллельно.
Раскрытие многочисленных близко расположенных одно от друго-
го расщеплений ослабляет трехосное напряженное состояние. Проис-
ходит приближение к плосконапряженному состоянию и металл, заклю-
ченный мфкду двумя расщеплениями, имеет тенденцию к вязкому
разрушению путем сдвига. В результате ступенчатого распростра-
нения трещины работа ее развития увеличивается, а температура
перехода металла в хрупкое состояние понижается.
Исследование влияния режимов термической обработки на склон-
ность сталей к расщеплениями [61] показало, что количество и глу-
бина их после нагрева до разных температур с выдержкой в тече-
ние 1 ч существенно меняется по сравнению с горячекатаным сос-
тоянием (рис. 61). Максимальное количество расщеплений у стали
09Г2ФБ образуется в изломе образцов при испытаниях в интерва-
ле температур от 0 до -10 °C; максимум суммарной длины расщеп-
лений при повышении температуры отпуска (550; 650 и 700 °C) сме-
щается к более низким температурам (соответственно -0; -15 и
-20 °C). Длительный отжиг при 600 °C (в течение нескольких часов)
полностью устраняют расщепления вследствие изменений в микро-
структуре, выражающихся в росте зерен, коагуляции карбидов и
уменьшении степени локализации их по границам зерен. Однако ос-
новной причиной исчезновения расщеплений является резкое ослаб-
ление текстуры под влиянием диффузионных процессов, протекаю-
щих в стали при отпуске.
После нормализации при 900 - 950 °C с выдержкой 30 мин тек-
152
стура {100} <110> исчезает. Одновременно с этим в изломах удар-
ных образцов из нормализованной стали расщепления устраняются.
В промышленных условиях операция отпуска при 600 - 650 °C
может быть использована в случае необходимости для некоторого
повышения ударной вязкости и относительного удлинения листов,
подвергаемых контролируемой прокатке. Прочностные свойства
при этом изменяются несущественно.
Рассматривая влияние других причин на возможность появления
расщеплений при ударных испытаниях образцов из низколегирован-
ной стали контролируемой прокатки, следует отметить, что химичес-
кий состав стали является лишь вторичным фактором, способным
влиять на появление расщеплений лишь в той степени, в какой он
изменяет положение точки Аг$еФ, ниже которой осуществляется де-
формация металла в чистовой стадии прокатки [62]. Известно, что
в низколегированных сталях, поставляемых в нормализованном сос-
тоянии, даже при высоком содержании (0,02 - 0,04 %) серы расщеп-
ления не наблюдаются, в то время как в сталях, изготавливаемых с
применением контролируемой прокатки, даже при < 0,003 % S в из-
ломе возникают расщепления.
Таким образом, наличие сульфидов в стали не играет решающей
роли в формировании расщеплений. В то же время можно предпо-
ложить, что сильно вытянутые сульфиды должны способствовать
образованию расщеплений. Протяженные сульфиды формируются
в ходе прокатки при пониженной температуре, так как они намного
пластичнее матрицы. Однако следует признать, что роль вытянутых
сульфидов в образовании расщеплений не столь очевидна, как их
влияние на ослабление сопротивления разрушению в направлении,
перпендикулярном плоскости прокатки (в z-направлении). Наобо-
рот, уменьшение количества включений сульфида марганца за счет
снижения содержания серы, или изменение их морфологии путем
глобуляризации воздействием церием или кальцием увеличивают
вязкость стали и косвенно благоприятствует формированию рас-
щеплений.
В работах [62 - 64] показано, что количество расщеплений зави-
сит от скорости охлаждения металла после прокатки. При увеличе-
нии скорости охлаждения малоперлитной ванадиевониобиевой ста-
ли число расщеплений значительно сокращается и одновременно
повышается ударная вязкость. При пониженных скоростях охлаж-
дения увеличивается вероятность сегрегации примесей фосфора
на границах зерен. Исследование, проведенное с помощью микро-
анализатора (’’Комебакс”), позволило обнаружить повышенное со-
держание фосфора на внутренних поверхностях трещин расщепле-
ний. Это свидетельствует о том, что отпускную хрупкость можно рас-
153
сматривать в качестве одной из причин межкристаллитных рас-
щеплений.
Известно, что при испытании ударных образцов критическая тем-
пература хрупкости снижается по мере уменьшения толщины образ-
цов. В связи с этим и в многослойных образцах температура пере-
хода в хрупкое состояние ниже, чем в монолитных такой же толщи-
ны. Разрушение поперечных образцов с образованием расщеплений
представляет собой экстраполяцию этого механизма. Несплошнос-
ти, образующиеся в процессе испытаний на плоскостях {100}, делят
образец на большое количество слоев, разрушающихся путем сдви-
га, причем температура перехода в хрупкое состояние понижается.
Таким образом, расщепления способствуют повышению сопротив-
ления хрупкому разрушению и с этой точки зрения играют положи-
тельную роль в сталях, от которых требуется высокая работоспособ-
ность в условиях низких температур.
В соответствии с данными работы [65] сериальная кривая удар-
ной вязкости поперечных образцов из стали, склонной к образова-
нию расщеплений, может быть разделена на четыре участка (рис. 62).
Рис. 62. Изменение ударной вязкости (КС), количества расщеплений (Пр) и доли
хрупкой составляющей в изломе (В) в зависимости от температуры ударных ис-
пытаний. Внизу - вид излома образцов при характерных температурах, обозна-
ченных на кривой ударной вязкости
154
При температурах выше Тх = +60 ЭС верхняя площадка соответст-
вует 100 % вязкого разрушения без расщеплений. В интервале тем-
ператур 7\ - Т2 = (+40) -5- (-70) °C происходит плавное понижение
энергии разрушения при испытаниях на удар. Излом при этом имеет
вязкий характер, количество расщеплений возрастает по мере по-
нижения температуры. В интервале температур от -70 до -90 °C
энергия разрушения сильно снижается, число расщеплений и их глу-
бина уменьшается и излом становится все более хрупким. При даль-
нейшем понижении температуры энергия разрушения достигает ми-
нимума, излом становится полностью кристаллическим и расщеп-
ления исчезают.
При натурных пневматических испытаниях на разрыв труб из ста-
ли с разной склонностью к образованию расщеплений в изломе не
выявлено вредного .воздействия расщеплений на протяженность и
скорость распространения вязкого разрушения. Они - неизбежный
сопутствующий фактор применения контролируемой прокатки низко-
легированных сталей с повышенной прочностью, хладостойкостью
и свариваемостью. Расщепления не оказывают отрицательного влия-
ния на технологические и эксплуатационные свойства сталей и поэ-
тому их не следует рассматривать как дефект металла, а лишь как
его характерную особенность. Наличие расщеплений в изломе слу-
жит косвенным подтверждением высокой вязкости стали при дан-
ной температуре, так как в хрупком состоянии расщепления не об-
разуются.
Сравнение роли микролегирования и контролируемой прокатки.
При сопоставлении роли контролируемой прокатки и микролегиро-
вания карбонитридообразующими элементами в формировании струк-
туры и свойств малоперлитных сталей, можно заметить, что сниже-
ние температуры конца прокатки по характеру влияния совпадает
с влиянием микролегирования, хотя механизмы, обусловливающие
их, разные. При микролегировании главную роль играет выделение
дисперсных частиц карбонитридных фаз на различных стадиях го-
рячей пластической деформации, тормозящих рекристаллизацию
горячедеформированного аустенита. Это способствует измельче-
нию зерна феррита вследствие сохранения до начала у -*«-превра-
щения большого количества дефектов деформированной структуры
аустенита, которые служат центрами у •* «-перекристаллизации.
Кроме того, частицы карбонитридов оказывают самостоятельное
зародышевое влияние при у -«-превращении. Смещение интерва-
ла у -* «-превращения по температурной шкале вверх под влиянием
микролегирования способствует увеличению количества феррита,
подвергаемого деформации при прокатке в у + а-области. Выделе-
ние дисперсных частиц карбонитридных фаз в наклепанном ферри-
155
те тормозит рекристаллизационные процессы в нем, способствуя
созданию развитой субструктуры с высокой плотностью дислокаций.
При смещении интервала контролируемой прокатки вниз по тем-
пературной шкале, особенно до нижней части у-области и смешан-
ной у + a-области, рассмотренные выше явления получают разви-
тие вследствие снижения тепловой подвижности атомов кристал-
лической решетки, приводящего к замедлению процессов рекристал-
лизации в горячедеформированном аустените, формированию при
его распаде более мелкого зерна феррита. Снижение температуры
окончания прокатки до у + а-области приводит к образованию поли-
гонизированной субструктуры феррита с высокой плотностью дис-
локаций и выраженной текстурой деформации.
Контролируемая прокатка способствует созданию кристаллогра-
фической текстуры, оказывающей влияние на механические свойст-
ва и характер разрушения малоперлитных сталей. Наблюдаемое
при этом усиление ориентировок {112} (110) и {111} <112>, приводит
к повышению прочности поперечных образцов по сравнению с про-
дольными и к анизотропии пластичности. Так, после прокатки с тем-
пературой окончания деформации при 700 - 750 °C временное соп-
ротивление разрыву и предел текучести на поперечных образцах
на 20 - 25 Н/мм2 выше, чем на продольных.
Микролегирование карбонитридообразующими элементами (нио-
бием, ванадием, титаном) усиливает формирующуюся в результа-
те контролируемой прокатки текстуру {112} <110> + {111} <112> +
+ {111} (100) + {100} <100>, причем в микролегированных сталях,
в отличие от базовой стали (09Г2), интенсивная текстура возникает
уже при окончании прокатки в нижней части у-области (при 850 -
800 °C). Резкое усиление текстуры как в микролегированной, так и
в низкоуглеродистой сталях наблюдается при снижении температу-
ры окончания прокатки ниже точки Аг§еФ. Текстура с благоприятным
количественным соотношением текстурных компонентов формирует-
ся в микролегированной стали в процессе прокатки с существенны-
ми обжатиями в нижней температурной части у-области и средней
части у + a-области, а в нелегированной - в результате прокатки в
средней и нижней части у + а-области. Представляет интерес срав-
нение суммарного влияния факторов контролируемой прокатки на
свойства марганцовистой стали типа 09Г2 (0,12 % С; 1,6 % Мп; 0,22 %
Si; 0,005 % S; 0,014 % Р; 0,03 % AI) и комплексно-микролегированной
стали 09Г2ФБ (0,09 % С; 1,55 % Мп; 0,22 % Si; 0,09 % V; 0,03 % Ti; 0,05 %
Nb; 0,004 % S; 0,010 % P) после прокатки по различным режимам.
Окончание деформации при 700 °C, т.е. в нижней части у + «-об-
ласти, обеспечивает значительное повышение прочностных свойств
и сопротивления хрупкому разрушению стали 09Г2 по сравнению с
156
рис. 63. Влияние комплексного микролеги-
рования на повышение прочностных свойств
и сопротивления хрупкому разрушению
малоперлитной стали в зависимости от тем-
пературы конца контролируемой прокатки:
ДОв = °в (09Г2ФБ) - ов (09Г2); Дот =
= от (09Г2ФБ) - от (09Г2); ДТ50 = Т50
(09Г2ФБ) - Т50 (09Г2); Н - нормализация
рри 930 ’С
прокаткой в у-области (800 °C) или нормализацией. Комплексное
микролегирование резко усиливает воздействие, оказываемое конт-
ролируемой прокаткой, что проявляется в более интенсивном повы-
шении прочностных свойств стали 09Г2ФБ с понижением темпера-
туры конца прокатки по сравнению со сталью 09Г2 (рис. 63, табл. 19).
Таким образом, контролируемая прокатка позволяет в наиболь-
шей степени реализовать положительное влияние микролегирова-
ния на свойства малоперлитной стали. Из табл. 19 видно, что после
нормализации ов стали 09Г2ФБ на 35 Н/мм2 выше, чем стали 09Г2,
от - на 32 Н/мм2, Tso - ниже на 5 °C. После контролируемой про-
катки различие в прочностных свойствах обеих сталей увеличивает-
ся и при снижении температуры окончания прокатки до 700 °C оно
составляет 125 и 150 Н/мм2 соответственно. В наибольшей степе-
ни микролегирование понижает Т50 после прокатки с fK.n = 800 - 750 °C.
После прокатки с окончанием деформации при 700 °C продолжитель-
ное влияние микролегирования на порог хладноломкости уравно-
вешивается резким повышением прочности за счет наклепа ферри-
та в нижней части у + a-области. Таким образом, совместное влия-
ние комплексного микролегирования и контролируемой прокатки
с окончанием деформации при температурах 700 - 800 °C превос-
ходит сумму раздельных влияний этих факторов на прочностные
свойства [66]. Аналогичным образом влияет микролегирование в
сочетании с контролируемой прокаткой с окончанием при 800 - 725 °C
на температуру полухрупкости.Т5О.
157
Повышение механических свойств толстолистовых
углеродистых, марганцовистых и марганецкремнистых сталей
путем контролируемой прокатки
При традиционной горячей прокатке листов из низколегирован-
ных и углеродистых сталей, основная цель которой заключается в
придании металлу необходимой геометрической формы и размеров
при максимальной производительности прокатного оборудования,
заложенные в металле резервы повышения свойств реализуются не
полностью. Опыт производства сталей 09Г2, 09Г2С, 10Г2С1, СтЗ и др.
показывает, что в горячекатаном состоянии не всегда удается по-
лучать требуемый стандартами уровень прочности и ударной вяз-
кости. Для обеспечения удовлетворительных свойств листы после
горячей прокатки нередко подвергаются нормализации или закал-
ке с высоким отпуском. В связи с этим большой интерес представ-
ляет использование контролируемой прокатки для повышения ме-
ханических свойств марганцовистых, марганецкремнистых и угле-
родистых сталей массового назначения. Отсутствие в составе этих
сталей добавок карбонитридообразующих элементов придает зна-
чительные отличия влиянию горячей пластической деформации на
кинетику структурных превращений в течение всего цикла прокат-
ки по сравнению с малоперлитными сталями, упрочненными ниобием,
ванадием и титаном, что требует специального подхода при обосно-
вании выбора для них режимов контролируемой прокатки.
В ЦНИИчермете проведен ряд исследовательских работ по изу-
чению влияния условий горячей пластической деформации на про-
цессы формирования структуры на различных этапах прокатного
передела и свойства низколегированных строительных сталей, не
содержащих добавок карбонитридообразующих элементов. Изучено
влияние режимов контролируемой прокатки на механические свойст-
ва и сопротивление хрупкому разрушению указанных сталей и да-
на оценка возможности повышения уровня их механических свойств
за счет контролируемой прокатки по умеренным и сильным режимам.
В работах по изучению влияния температурно-деформационных
условий контролируемой прокатки на механические свойства мар-
ганцовистых, марганецкремнистых и углеродистых сталей (09Г2,
09Г2С, 10Г2С1, СтЗ) основное внимание уделяли исследованию влия-
ния технологических параметров прокатки (температуры нагрева,
температуры конца прокатки, степени обжатия) на их прочностные
свойства, пластичность, ударную вязкость и сопротивление хрупко-
му разрушению.
Установлено [36], что понижение температуры нагрева под про-
катку с 1250 до 1050 °C оказывает слабое влияние на механические
158
свойства после контролируемой прокатки листов толщиной 11 мм
из стали 09Г2 (0,08 % С; 1,3 % Мп; 0,3 % Si; 0,028 % Al) независимо
от температуры конца прокатки (Т^п). После нагрева при 1050 °C
отмечено лишь некоторое понижение (на ~ 5 - 8 °C) порога хладно-
ломкости Т50 (50 % вязкой составляющей в изломах ударных образ-
цов), и падение ов примерно на 10 Н/мм2, что объясняется уменьше-
нием объема, занимаемого в структуре стали включениями бейнит-
ного типа в связи с повышением точки Art из бейнитной в феррито-
перлитную область [32].
В ряде исследований изучали возможность повышения механи-
ческих свойств низколегированных сталей 10Г2С1, СтЗсп за счет
снижения Ткп в у-области [67 - 69].
В работе [67] исследование проводили на стали СтЗ серийного
производства (0,15 % С; 0,54 % Мп; 0,21 % Si; 0,031 % S; 0,018 % Р).
После выплавки в мартеновской печи металл разливали на слитки
12,5 т, которые прокатывали на блюминге на слябы 180 х 1000 х
х 2050. мм. Температура нагрева слябов под прокатку составляла
1280 - 1300 °C. Прокатку листов толщиной 20 мм осуществляли на
стане 2800 по различным режимам: 1) по действующей технологии
без регламентирования Т^; 2) с понижением температуры нагре-
ва слябов до 1200 °C; 3) с подстуживанием раскатов перед клетью
кварто до 930 - 950 °C; 4) с подстуживанием раскатов перед тремя
последними проходами на четырехвалковой клети до 860 - 930 °C.
Толщина раската перед этой клетью составляла 40 - 60 мм. Т^п из-
менялась от 1030 до 950 °C, т.е. во всех случаях лежала в у-области
значительно выше точки Аг^.
Установлено, что изменение условий прокатки в исследованных
переделах не оказало заметного влияния на прочностные свойства
и пластичность стали СтЗсп, значения которых укладывались в обыч-
ные полосы рассеивания (ов = 460 - 490 Н/мм2; от = 290 - 340 Н/мм2;
= 23 - 32 %), однако снижение температуры конца прокатки ока-
зало положительное влияние на ударную вязкость стали, особенно
при отрицательных температурах. Так, если при +20 °C средние зна-
чения ударной вязкости KCV возросли при снижении Ткп от 1030 до
850 °C в 1,7 раза (с 30 до 50 Дж/см2), то при -40 °C - в 4 раза (с 10
АО 40 Дж/см2). Повышение ударной вязкости было связано со сни-
жением доли хрупкой составляющей в изломах ударных образцов
в результате измельчения зерна феррита при снижении Ткп.
/л ®пыт исследования листов толщиной 20 - 30 мм из стали 10Г2С1
(0,09 - 0,12 % С; 1,32 - 1,63 % Мп; 0,93 - 1,03 % Si; 0,008 - 0,013 % S;
0,020 - 0,026 % Р; 0,009 - 0,013 % AI; 0,016 - 0,02 % Ti) прокатанных
непрерывнолитых слябов [68] в основном подтверждает выводы
Мботы [67]. Прочностные свойства, пластичность и ударная вязкость
159
при комнатной температуре не зависели от опробованных темпера-
турных режимов прокатки (температура нагрева слябов изменялась
от 1300 до 1200 °C; Тк п варьировалась в пределах у-области от 1000
до 800 °C). Как и для стали СтЗсп ударная вязкость при -40 °C за-
метно возрастала с понижением Тк.п (от 15 - 30 Дж/см2 при Ткп
1000 °C до 60- 120 Дж/см2 при Ткп = 800 °C, т.е. в четыре раза). От-
мечено, что понижение температуры нагрева слябов от 1300 до
1200 °C также способствует повышению ударной вязкости при -40 °C.
Последнее обстоятельство, очевидно, связано с присутствием в опыт-
ной стали небольшой добавки титана (0,02 % Ti), карбиды которого
в форме дисперсных частиц второй фазы сдерживают рост зерна
аустенита при нагреве до 1200 °C, что способствует получению бо-
лее мелкого зерна феррита после у * «-превращения.
Таким образом, контролируемая прокатка по умеренным режи-
мам, т.е. с понижением Тк.п в пределах у-области (до ~ 800 °C) не
оказывает значительного влияния на прочностные свойства низко-
легированных и углеродистых сталей, так как в процессе охлаж-
дения после такой прокатки в результате успевающей пройти рекрис-
таллизации и последующего у -* a-превращения происходит устра-
нение большей части дефектов прокатного происхождения и образо-
вавшиеся после распада аустенита полиэдрические зерна феррита
имеют структуру с низкой плотностью дислокаций. Вместе с тем по-
нижение 7^ в у-области благодаря торможению рекристаллизации
горячедеформированного аустенита и измельчению вследствие это-
го зерна феррита вызывает заметное понижение переходных тем-
ператур хрупкого разрушения и рост значений величины ударной
вязкости при отрицательных температурах [32,52].
Наблюдающееся при этом повышение температурного интерва-
ла у -» «-превращения приводит к уменьшению в структуре объема
продуктов распада аустенита в промежуточной области, что способ-
ствует дополнительному повышению характеристик вязкости стали.
В работах [52, 60, 70] изучали влияние контролируемой прокат-
ки с окончанием деформации в чистовой стадии при температурах
ниже точки Аг£вФ, т.е. в двухфазной у + a-области, на свойства и ха-
рактер разрушения стали 09Г2 (0,12 % С; 1,60 % Мп; 0,22 % Si;
0,005 % S; 0,014 % Р; 0,03 % AI; 0,010 % N).
Слитки после нагрева при 1200 °C ковали на заготовки сечением
70 х 70 мм. Нагрев под прокатку проводили при 1000 °C в течение
1,5 ч, после чего заготовки прокатывали на полосы толщиной 12 мм
по контролируемым режимам. Для имитации последних пропус-
ков при прокатке в промышленных условиях в черновой клети пер-
вые два прохода делали в высокотемпературной области при 950 °C
Окончательные чистовые проходы, начиная с толщины 45 - 50 мм
160
осуществляли после подстуживания, обеспечивающего получение
требуемой температуры окончания прокатки. Исследованы две схе*
мы прокатки в чистовой стадии: непрерывная прокатка и ступен-
чатая с дробленой деформацией. При непрерывной прокатке дефор-
мацию в черновой стадии осуществляли в два прохода при 950 °C,
в чистовой стадии - в шесть проходов в интервале температур кон-
ца прокатки 810 - 680 °C. Температура заготовки при проведении
чистовой стадии снижалась примерно на 50 - 60 °C. При ступенча-
той прокатке в три - пять пропусков в чистовой стадии осуществля-
ли в у-области при 850 - 810 °C. После выдержки для подстужива-
ния прокатку завершали в у + а- или у-области. Схема исследован-
ных режимов прокатки была составлена таким образом, чтобы изу-
чить влияние прокатки с окончательным суммарным обжатием в
10, 30 или 50 % в верхней части двухфазной области (760 - 740 °C),
в нижней части у + «-области (700 - 690 °C) и наконец в субкрити-
ческой ос-области (660 - 640 °C).
Положение черновой и чистовой стадий исследованных режимов
контролируемой прокатки по отношению к у-, у + а- и ос-областям
горячедеформированной стали 09Г2 можно определить с помощью
зависимостей критических точек Arfe* и дгдеф от температуры де-
формации (см. рис. 46). Прокатку стали 09Г2 при температурах
> 770 °C осуществляли в у-области, при температурах < 770 °C, но
при > 680 °C в смешанной у + ос-области, прокатку при температу-
рах < 680 °C (точка Arf®*) осуществляли в а-области.
На рис. 56 показано изменение механических свойств стали 09Г2
в зависимости от Т^п в интервале 810 - 680 °C после прокатки по
непрерывной схеме. Снижение температуры окончания прокатки
из у-области (810 °C) в нижнюю часть у + ос-области (700 °C) приво-
дит не только к резкому улучшению всех показателей вязкости ста-
ли при пониженных температурах, но, что очень важно, к одновре-
менному и довольно существенному приросту прочностных харак-
теристик: временное сопротивление повышается на 35 Н/мм2, пре-
дел текучести на 55 Н/мм2, а по сравнению с нормализованным сос-
тоянием указанные характеристики возросли соответственно на 75
и 100 Н/мм2 (табл. 20). Максимальный прирост прочностных свойств
наблюдается при снижении Т^п с 700 до 680 °C. Предел текучести
возрастает при этом с 450 до 510 Н/мм2, а временное сопротивле-
ние с 560 до 610 МПа. Относительное удлинение практически не из-
меняется с понижением Ткп с 810 до 750 °C. После прокатки при
680'°C относительное удлинение снизилось. В работе [69] на стали
СтЗ, прокатанной в промышленных условиях на листы толщиной 10
и‘16 мм, получены данные, подтверждающие представленные выше
"Результаты. При снижении 7\п с 800 до 730 °C отмечено повышение
161
временного сопротивления на 50 Н/мм2, предела текучести пример-
но на 100 Н/мм2, тогда как снижение Тк п с 920 до 800 °C оказало
весьма слабое влияние на обе эти характеристики (предел текучес-
ти повысился на 10 -14 Н/мм2).
Снижение Т^„ в у + а-области значительно увеличивает долю вяз-
кой составляющей в изломах ударных образцов из стали 09Г2 при
испытании в области вязко-хрупкого разрушения. Так, если после
Таблица 20. Механические свойства стали 09Г2
после контролируемой прокатки
Л(.П’ °C °в» Н/мм2 °Т> о Н/мм2 б 5, % ксу.4О, Дж/мм2 Т5о,°С Лоо» °C
Нормализация 930 °C, 30 мин
820 485 348 34,2 87 -40 -10
Контролируемая прокатка по непрерывной схеме
810 325 395 35 75 -40 -10
750 540 425 33 110 -65 -to
700 560 450 28 82 -90 -60
680 620 510 23 62 -82 —60
Трехступенчатая прокатка (на последней ступени е=50%)
740 545 435 34 100 -80 -60
690 570 470 27 79 -65 -40
640 640 545 21 52 -65 -40
окончания прокатки в нижней части у-области (810 °C) доля ВЯЗЮ эй
составляющей при -60 °C составляла 15 %, то после прокатки при
720 °C и ниже излом был полностью вязким. Установлено, что мак-
симум ударной вязкости для каждой температуры испытания в за-
висимости от ТК'П достигается после прокатки, обеспечивающей по-
лучение 100 % вязкой составляющей в изломе ударных образцов.
Излишнее понижение Ткп после того, как обеспечено вязкое разру-
шение при заданной температуре испытания, приводит к снижению
ударной вязкости и пластичности стали вследствие роста проч-
ности [60].
Прокатка в двухфазной у + а-области позволяет значительно по-
низить температуру перехода к хрупкому разрушению. Так, .крити-
ческая температура хрупкости Т50 при снижении из у-области (810 °C)
в нижнюю часть у + а-области (700 °C) понизилась с 40 до -95 °C
(см. рис. 56).
Важную роль играет суммарная степень обжатия в завершающей
стадии при прокатке в двухфазной у + а-области (760 - 740 °C). Уве-
162
личение степени обжатия при этих
.'температурах с 10 до 50 % сущест-
венно улучшает комплекс механи-
ческих свойств. При этом наряду с
^повышением прочностных характе-
ристик происходит повышение
ударной вязкости при отрицатель-
ных температурах испытания, а от-
носительное удлинение и ударная
вязкость при комнатной темпера-
туре практически не снижается по
сравнению с прокаткой в у-облас-
ти. Увеличение степени обжатия в
исследованных пределах спо-
собствует понижению критической
температуры хрупкости Т50
(рис. 64).
В целом уровень свойств стали
09Г2 исследованного состава
после контролируемой прокатки по
непрерывной и ступенчатой схе-
мам (для сравнения также после
нормализации при 930 °C, 30 мин)
характеризуется показателями,
Рис. 64. Влияние степени обжатия на
механические свойства стали 09Г2
(Тк.п = 740 ’С)
представленными в табл. 20. Видно,
что непрерывная прокатка с окончанием при 700 °C по сравнению
с нормализацией обеспечивает повышение временного сопротив-
ления на 75 Н/мм2, предела текучести на 102 Н/мм2, понижение
переходных температур Т50 и Т100 на образцах типа 11 (ГОСТ 9454-78)
на -50 °C при значительном понижении ударной вязкости при -40 °C
и снижении удлинения на 6 %. Наиболее высокая ударная вязкость
при -40 °C (110 Дж/см2) наблюдается после прокатки с окончанием
при 750 °C, самая высокая прочность (ов = 620 Н/мм2) - после про-
катки при 680 °C.
Применение контролируемой прокатки по разработанным режи-
мам переводит низколегированную сталь типа 09Г2 в более высо-
кую категорию качества по критериям прочности и вязкости и позво-
ляет рассматривать ее после такой обработки и некоторой коррек-
тировки химического состава как материал, перспективный для при-
менения в ответственных конструкциях в северном исполнении в
том числе для газопроводных труб большого диаметра.
163
3. ВЛИЯНИЕ ПРИМЕСЕЙ НА СВОЙСТВА
МАЛОПЕРЛИТНЫХ СТАЛЕЙ
влияние серы
Ударная вязкость сталей, являясь структурно-чувствительной ха-
рактеристикой, отражающей способность металла оказывать сопро-
тивление зарождению и распространению трещины при заданных
условиях испытания, зависит от многочисленных факторов химичес-
кого состава, структуры и технологии производства, в частности
для трубных сталей, - от режимов контролируемой прокатки. Но наи-
более сильное влияние на величину ударной вязкости оказывает со-
держание в металле серы.
В спокойных, раскисленных кремнием и алюминием низколеги-
рованных сталях с содержанием марганца не менее 1и% сера при-
сутствует в форме чистых сульфидов MnS. При снижении темпера-
туры деформациии они становятся более мягкими, чем матрица, и
раскатываются в длинные строчечные включения, что облегчает рас-
пространение разрушения и уменьшает способность металла к плас-
тическому деформированию в процессе разрушения на стадии за-
рождения и развития трещины. При этом происходит снижение удар-
ной вязкости, особенно в направлении поперек оси прокатки. Поэто-
му понижение температур прокатки, практикуемое для повышения
свойств малоперлитных микролегированных сталей, усиливает от-
рицательное влияние сульфидов марганца.
Известно, что низколегированные стали обладают пониженными
свойствами в направлении, перпендикулярном плоскости прокат-
ки (в z-направлении), что объясняется действием полосчатости фер-
рито-перлитного зерна и сернистых включений. При изучении поверх-
ности изломов образцов, вырезанных перпендикулярно плоскости
листа, после испытания на растяжение видно их слоистое строение.
На этих поверхностях во многих случаях располагаются включения
сульфидов марганца, вытянутые вдоль направления прокатки, встре-
чаются участки интеркристаллитного разрушения. Поверхности раз-
дела сульфид - матрица являются наиболее вероятными местами
возникновения микротрещин, протяженность которых растет с уве-
личением размеров сульфидных включений. При динамическом
нагружении ударных образцов, вырезанных поперек оси прокатки,
й особенно перпендикулярных к поверхности листа, роль этого ме-
ханизма зарождения трещин усиливается. Следует указать, что в
связи с особенностями нагружения газопроводных труб большого
диаметра внутренним давлением газа требования к свойствам в
z-направлении основного металла газопроводных труб не предъяв-
ляются. Это позволяет успешно использовать при их изготовлении
164
.^прогрессивную технологию термомеханической обработки по режи-
мам контролируемой прокатки.
В спокойных низколегированных" сталях можно добиться умень-
шения протяженности сульфидов марганца за счет снижения содер-
жания марганца ниже 1 %. Однако для высокопрочных трубных ста-
лей этот путь нежелателен, так как марганец как легирующий эле-
мент обладает рядом полезных свойств. Он регулирует кинетику
у -* a-превращения, упрочняет феррит, увеличивает сопротивление
Хрупкому разрушению, способствует увеличению растворимости
микролегирующих элементов в аустените и усиливает их упрочняю-
щее влияние.
Наиболее радикальными путями Повышения ударной вязкости
и снижения анизотропии вязких свойств в низколегированных ста-
лях, особенно подвергаемых прокатке по контролируемым режимам
является снижение содержания серы и модифицирование сульфид-
ных включений. '
Влияние снижения содержания серы на ударную вязкость и ани-
зотропию вязких свойств сталей для газопроводных труб большо-
го диаметра изучено довольно полно. Установлено, что снижение
содержания серы с 0,035 - 0,040 до 0,020 % не решает задачу сущест-
венного улучшения ударной вязкости на поперечных образцах. Толь-
ко при содержании серы менее 0,010 % достигается значительное
улучшение вязкости поперек оси прокатки (рис. 65).
На практике при внепечной обработке стали для модифицирова-
ния сернистых включений в сталях для газопроводных труб боль-
шого диаметра чаще всего используют кальцийсодержащие присад-
ки (силикокальций, карбид кальция), а также иногда редкоземель-
65. Влияние серы на ударную вяз-
кость малоперлитной ванадийниобие-
•ой стали в состоянии после контро-
ояруемой прокатки
165
ные элементы, прежде всего церий. Кроме эффекта десульфурации
эти элементы, вступая во взаимодействие с сульфидами марганца,
изменяют их механические свойства, резко снижая высокотемпе*
ратурную пластичность. Такие сульфиды сохраняют глобулярную
форму в течение всего процесса прокатки, благодаря чему их вред-
ное влияние значительно снижается (рис. 66).
Применение всего арсенала средств, имеющихся в распоряже-
нии передовых металлургическких заводов, позволяет довести га-
рантированное содержание серы до уровня < 0,002 - 0,003 %, а в
перспективе и до < 0,001 %. В сочетании с глубокой десульфурацией
эффект обработки стали модифицирующими элементами может быть
очень высоким и способен обеспечить коэффициент анизотропии
ударной вязкости в поперечном направлении около 0,8 - 0,9. Осталь-
ная доля анизотропии приходится на долю изменения структуры ме-
талла при прокатке.
В работе [71] изучали влияние количества и формы сульфидов
на величину ударной вязкости и сопротивление хрупкому разруше-
нию стали 09Г2ФБ, обработанной при выплавке силикокальцием или
РЗМ. В открытой индукционной печи были выплавлены три опытные
плавки стали с различным уровнем серы (0,003; 0,012 и 0,020 %). Ме-
талл каждой плавки разливали фракционно в три слитка. На дно вто-
рой изложницы вводили мишметалл с содержанием 45 % Се, 6 % Fe
£ РЗМ = 90 % из расчета 2 кг/т, а в третью изложницу - SiCa из рас
чета 3 кг/т.
Слитки были прокатаны на листы по контролируемому режиму
Нагрев металла осуществляли при 1250 °C, 30 мин, после чего загс
Рис. 66. Морфология сульфидных включений в малоперлитных сталях после конт
ролируемой прокатки (х 5000):
а - немодифицированные сульфиды; б - после обработки силикокальцием
166
товки подстуживали до 950 °C и прокатывали с толщиной 80 мм на
12 мм за восемь пропусков; Тк.п составляла 800 °C.
В металле, не обработанном модификаторами, сульфидные вклю*
чения имели форму длинных строчек протяженностью 100 — 350 мкм,
вытянутых вдоль направления прокатки. При увеличении содержа-
ния серы в стали от 0,003 до 0,020 % число таких включений пропор-
ционально возрастало.
Ввиду небольших размеров слитков вводимые добавки РЗМ и
силикокальция оказывали модифицирующее влияние практически
без эффекта десульфурации, так как малое время кристаллизации
слитка не обеспечивало условий для всплывания модифицирован-
ной твердой сульфидной фазы. Модифицирование РЗМ и SiCa при-
водит к сфероидизации сульфидных включений. Диаметр включе-
ний не превышает, как правило, 10 мкм. Основная доля неметалли-
. ческих включений после обработки РЗМ имела размер 3-4 мкм,
а после обработки SiCa - 5 - 6 мкм.
Изменение содержания серы и введение добавки РЗМ или силико-
кальция практически не отразились на прочностных свойствах ста-
ли. Для всех плавок ов = 640 - 670 Н/мм2, от = 425 - 460 Н/мм2.
На рис. 67 показано влияние содержания серы и обработки моди-
фицирующими добавками на характеристики вязкости стали 09Г2ФБ
при испытании в области температур полностью вязкого разруше-
ния (+20 °C). Изменение содержания серы и применение модифи-
цирования оказывает относительно слабое влияние на величину удар-
ной вязкости образцов, вырезанных вдоль направления прокатки.
Напротив, увеличение содержания серы от 0,003 до 0,019 % в слит-
ках, не подвергнутых модифицирующей обработке, приводит к су-
щественному понижению ударной вязкости от 150 до 80 Дж/см2 на
поперечных образцах с круглым надрезом (тип 1 по ГОСТ 9454-78).
Особенно сильно (от 85 до 35 Дж/см2) понижается при этом состав-
ляющая ударной вязкости а3, характеризующая работу зарождения
трещины, и увеличивается анизотропия ударной вязкости в продоль-
ном и поперечном направлении (от 0,9 до 0,52). Работа развития тре-
щины ар изменяется при этом слабее (от 60 до 44 Дж/см2).
Введение в сталь РЗМ или SiCa в значительной степени устраняет
вредное влияние серы на общий уровень ударной вязкости на попе-
речных образцах и особенно на а3, а также снижает анизотропию
, вязкости.
В работе [72] было установлено, что в то время как в результате
снижения серы или изменения формы сульфидов ударная вязкость
стали повышается, переходная температура хрупкого разрушения,'
оцениваемая долей вязкой составляющей в изломах ударных образ-
цов, сдвигается в сторону более высоких температур. Этот, так на-
Рис. 67. Влияние содержания серы и обработки модифицирующими добавками
на характеристики вязкости стали 09Г2ФБ:
а - поперечные образцы; б - продольные образцы; е - коэффициент анизотропии К;
1 - SiCa; 2 - РЗМ; 3 - без добавки
зываемый ’’сульфидный эффект” особенно сильно выражен на по-
перечных образцах. Объяснение ’’сульфидного эффекта” связывают
с более сильной пластической деформацией обессеренного или под-
вергнутого модифицирующей обработкке силикокальцием (или РЗМ)
металла на стадии зарождения трещины. Повышенный вследствие
этого наклеп зоны распространения трещины обусловливает пере-
ход к смешанному или хрупкому разрушению при более высоких
температурах.
В работах [73, 74] получена зависимость Т50 от содержания серы,
имеющая двоякий характер. При увеличении содержания в стали
09Г2ФБ серы от 0,007 до 0,09 % наблюдалось снижение Т50 на 30 °C,
т.е. около 4 °C на 0,01 % повышения концентрации серы при одновре-
менном значительном снижении ударной вязкости от 100 до 30 -
50 Дж/см2 на поперечных образцах. В то же время глубокая десуль-
фурация (ниже 0,007 %) или полная глобуляризация сульфидов по-
вышают сопротивление как вязкому, так и хрупкому разрушению.
На практике влияние ’’сульфидного эффекта” на переходную тем-
168
пературу хрупкого разрушения сталей, подвергаемых глубокой де-
сульфурации, полностью перекрывается благоприятным влиянием
структурных изменений, протекающих в сталях в процессе контро-
лируемой прокатки (измельчение зерна, формирование субструк-
туры и текстуры).
В работе [75] изучали влияние структуры и морфологии сульфи-
дов на свойства стали 09Г2ФБ промышленного производства. Сталь
выплавляли в большегрузных конвертерах емкостью 350 т с разлив-
кой на машинах непрерывного литья. С целью снижения содержа-
ния серы до уровня < 0,010 % металл обрабатывали в ковше жидким
синтетическим шлаком, а затем силикокальцием, продуваемым в
струе аргона для дальнейшей десульфурации и глобуляризации суль-
фидных включений. Непрерывнолитые слябы прокатывали на ревер-
сивном стане 3600 на листы толщиной 17 мм по контролируемому
режиму с окончанием деформации при 715 - 740 °C.
В результате обработки стали силикокальцием сернистые вклю-
чения приобретали форму сфероидизированных комплексов, пред-
ставляющих собой оксиды, окруженные оболочкой сульфида мар-
ганца. В ряде плавок в связи с недостаточной модифицирующей об-
работкой силикокальцием наряду со сфероидизированными встре-
чались и вытянутые включения сульфида марганца длиной до 120 мкм.
Эффективность модифицирующей обработки можно оценивать по-
казателем, характеризующим суммарную длину включений в едини-
це площади просматриваемого шлифа £ I/F см/см2 (Z I - суммар-
ная длина включений MnS; F - площадь шлифа). Чем меньше этот
показатель, тем эффективнее модифицирование.
С увеличением содержания серы от 0,003 до 0,011 % величина
показателя ZI/F возрастала в среднем от 0,5 до 5, т.е. на порядок.
Однако даже при одинаковом содержании серы в плавках колеба-
ния этого показателя были весьма значительны, что указывает на
различную степень глобуляризации включений за счет обработки
силикокальцием.
Было определено, что предельная длина сульфидных включений,
при которой обеспечивается гарантированная величина ударной вяз-
кости KCV при -15 °C > 88 Дж/см2 составляет около 1,7 см/см2
при ов = 559 - 569 Н/мм2, а при ов = 598 - 638 Н/мм2 требуемая
ударная вязкость может быть обеспечена только при практически
полной глобуляризации сульфидов. Величина показателя 21/F опре-
деляет также в значительной степени анизотропию ударной вязкос-
ти в продольном и поперечном направлении. На лучших плавках ста-
ли 09Г2ФБ с величиной отношения Z l/F= 0,2 + 0,3*анизотропия удар-
ной вязкости составляет примерно 0,6, в то время как при Z f/F = 3
она равна 0,35 - 0,4.
169
В литературе отсутствуют достаточно полные данные о модифи-
цирующей роли титана в сталях для газопроводных труб большого
диаметра. Поэтому мы сформулируем лишь некоторые общие сооб-
ражения по данному вопросу.
В связи с тем, что титан обладает более высоким сродством к
азоту, кислороду и углероду, чем к сере, реализация его способнос-
ти к образованию труднодеформируемых сульфидов в низколегиро-
ванных сталях затруднена. Одним из условий, обеспечивающих воз-
можность взаимодействия титана и серы, является глубокое раскис-
ление стали марганцем и алюминием, предшествующее вводу это-
го элемента в сталь. Для образования сульфида титана количество
вводимого в сталь титана должно быть по меньшей мере выше, чем
необходимо для связывания азота в TiN (% Ti > 3,4 % N). В сталях
ответственного назначения с весьма низким содержанием серы
(0,005 + 0,003 %), тщательно обработанных кальцием, роль титана,
как модифицирующего элемента, даже при относительно высоком
его содержании (например, до 0,1 %) будет скорее всего уступать
его значению, как микролегирующего элемента, оказывающего боль-
шое влияние на сдерживание роста зерна при нагреве, торможение
процессов рекристаллизации горячекатаного аустенита, измельче-
ние зерна и очистку твердого раствора от примеси азота, упрочне-
ние стали за счет выделения дисперсной фазы карбида титана.
Цирконий, как и титан, имеет более высокое сродство к кислоро-
ду, углероду и азоту, чем к сере. Поэтому перед вводом циркония
в жидкую сталь необходимо проведение тщательного раскисления
марганцем и алюминием. Взаимодействие циркония с сульфидами
возможно только после связывания азота в нитриды и карбонитри-
ды циркония. В работе [46, 73] сообщается о положительном влия-
нии добавки циркония на ударную вязкость при полностью вязком
изломе поперечных образцов из горячекатаной малоперлитной ста-
ли, которая возрастала в 2,5 раза (от 60 до 150 Дж/см2) при введе-
нии 0,08 % Zr. В результате такого модифицирования цирконием умень-
шилась анизотропия ударной вязкости и отношение ударной вязкос-
ти на поперечных и продольных образцах составляло примерно 0,8.
Влияние фосфора
Достаточно хорошо изучено отрицательное влияние фобфора на
сопротивление разрушению ряда конструкционных сталей, приме-
няемых в термическки улучшенном состоянии, а также его роль в
явлениях отпускной хрупкости [76, 77]. Известно, что фосфор отно-<
сится к числу элементов, обладающих наибольшей склонностью к
ликвации и образованию сегрегаций по границам зерен. Поэтому
170
влияние фосфора зависит не только от его концентрации, но и струк-
туры стали, в первую очередь, от суммарной площади границ зерен
и субструктуры аустенита. Чем крупнее зерно, тем сильнее охруп-
чивающее влияние фосфора.
Поверхностно-активные элементы способны вытеснять фосфор
из приграничных сегрегаций. В результате связывания фосфора в
интерметаллидные соединения понижается его отрицательное влия-
ние на сопротивление хрупкому разрушению и задержанному раз-
рушению высокопрочных конструкционных сталей.
Легируя твердый раствор, фосфор повышает прочность феррита
низколегированных строительных сталей. По данным работы [73]
при растворении в феррите 0,05 % Р предел текучести повышается
на 30 Н/мм2. Однако в сталях с высокими требованиями к сопротив-
лению хрупкому разрушению не удается эффективно использовать
способность фосфора упрочнять феррит, так как одновременно с по-
вышением содержания фосфора весьма значительно повышается
температура хрупкого разрушения (на 53 °C при повышении проч-
ности на каждые 15 Н/мм2) и усиливается отрицательное влияние
ликвационных явлений на металлургическое качество сталей.
С целью выяснения возможности повышения ударной вязкости
и сопротивления хрупкому разрушению малоперлитных трубных
сталей за счет снижения содержания фосфора авторами проведено
исследование вллияния этого элемента на механические свойства
стали 09Г2ФБ, подвергнутой контролируемой прокатке. Содержа-
ние химических элементов в стали составляло, %: 0,11 С; 1,65 Мп;
0,19 Si; 0,08 V; 0,045 Nb; 0,005 S. Содержание фосфора варьировали
от 0,008 до 0,045 %.
Слитки лабораторных плавок ковали на заготовки размером 70 х
х 70 мм. Прокатку осуществляли на полосу толщиной 12 мм за во-
семь пропусков по контролируемому режиму. Нагрев под прокат-
ку проводили при 1150 °C, температура начала прокатки в чистовой
стадии 840 - 850 °C, окончания прокатки 740 - 750 °C.
Как видно из рис. 68 и 69, увеличение содержания фосфора в ис-
следованных пределах повышает ов от 610 до 650 Н/мм2 и от от 495
до 510 - 520 Н/мм2. При этом б снижается от 23 до 19 %, а ф падает
от 71 до 65 %. Величина ударной вязкости KCVt20 уменьшается от
105 до 90 Дж/см2. Наиболее интересное с практической точки зре-
ния понижение содержания фосфора от 0,022 до 0,008 % приводит
к незначительному повышению КСУ+20, составляющему всего
5 Дж/см2. Увеличение содержания фосфора в изученных пределах
способствует росту Т50 примерно на 5 - 10 °C и снижению КСУ_15
на 10 - 15 Дж/см2. Увеличение содержания фосфора от 0,008 до
171
Рис. 68. Влияние фосфора на ов, Oj и 6 5 стали 09Г2ФБ
Рис. 69. Влияние фосфора на KCV и Т50 стали 09Г2ФБ
0,01 0,02 0,03 Р,%
0,022 % повышает Т50 примерно на 5 °C. Величина КСУ.Х5 понижает-
ся при этом от 95 до 87 Дж/см2.
Аналогичные результаты, согласующиеся с приведенными вы-
ше данными, были получены нами при изучении влияния фосфора
на механические свойства стали 17Г1С, поставляемой в нормали-
зованном состоянии в виде листов толщиной 12 мм для труб диамет-
ром 1220 мм. В статистическую обработку были включены резуль-
таты испытания механических свойств примерно 1000 серийных
промышленных плавок. Установлено, что увеличение содержания
фосфора на 0,02 % (от 0,007 до 0,027) способствует повышению ов на
18 Н/мм2, от на 10 Н/мм2, снижению 6 на 1,0 % и ударной вязкости
KCU.4O на 15 Дж/см2. Получены следующие уравнения парной кор-
реляции свойств стали 17Г1С от содержания фосфора: ов (Н/мм2) =
= 568,6 + 792,6 Р; от (Н/мм2) = 407,1 + 434,9 Р; 65 (%) = 27,33 - 44,26 Р;
KCU_40 (Дж/см2) = 81 - 740 Р.
Таким образом, на основании проведенных исследований мож-
но сделать заключение о том, что снижение гарантированного содер-
жания фосфора с 0,02 до 0,01 % Р в малоперлитных сталях контро-
лируемой прокатки или нормализованных сталях обеспечивает не-
которое повышение ударной вязкости и сопротивления хрупкому
разрушению, уступающее по своему значению эффекту от снижения
содержания серы или применения контролируемой прокатки.
В работе [78] показано, что после термической обработки имити-
рующей условия сварки (нагрев 1200 °C, охлаждение на воздухе)
отрицательное влияние фосфора на Т50 усиливается и составляет
30 °C на каждые 0,01 % Р. Чувствительность ударной вязкости мало-
перлитной стали 09Г2ФБ к повышению содержания фосфора возрас-
тает с уменьшением содержания углерода и серы.
172
Значение снижения содержания фосфора для достижения высо-
кого комплекса вязких свойств возрастает для сталей категорий
прочности Х80 - X100 (ов > 680 800 Н/мм2), имеющих бейнитную
структуру, с очень низким содержанием углерода и серы (< 0,05 % С;
<0,002 % S).
Влияние азота
В отличие от низколегированных строительных сталей с нитрид-
ванадиевым упрочнением (стали типа 16Г2АФ), в которые азот вво-
дят в качестве легирующего элемента, в малоперлитных сталях с
ниобием или титаном, а также в высокопрочных трубных сталях бей-
нитного класса, особенно, микролегированных бором, азот рассмат-
ривается как вредная примесь. Правда, некоторое количество азо-
та должно присутствовать в упрочняющей фазе в виде карбонитри-
дов ниобия, так как полное удаление азота из стали может отрица-
тельно повлиять на изменение характеристик выпавшей фазы. Од-
нако с полной уверенностью этого утверждать нельзя. В промышлен-
ных плавках содержание азота не должно превышать 0,007 - 0,01 %,
так как более высокая концентрация этого элемента может оказать
неблагоприятное влияние, вызвав вследствие уменьшения раст-
воримости Nb(C, N) избыточное выделение карбонитридной фазы
ниобия в аустените, участвующего в процессе дисперсионного твер-
дения феррита. Поэтому избыточное содержание азота приводит к
понижению предела текучести и временного сопротивления готово-
го проката.
В сталях с титаном азот образует нитрид TiN, выделяющийся в
жидкой фазе в форме грубых частиц, не участвующих в упрочнении
(см. гл. III). Ввиду большого сродства азота к бору, ведущего к свя-
зыванию этого элемента с образованием неэффективных включе-
ний нитрида бора, необходимо проведение специальных мероприя-
тий при выплавке по защите бора от вредного влияния азота.
На содержание в металле азота сильное влияние оказывает кон-
центрация в нем нитридообразующих элементов (хрома, марганца,
ванадия, титана и др.). Такие элементы повышают растворимость
азота в стали. Резкое снижение растворимости азота в стали наблю-
дается при переходе из жидкого в твердое состояние и при у а-
превращении (в последнем случае примерно на два порядка). В а-
железе растворимость азота исключительно мала и наиболее час-
то образуется твердый раствор, пересыщенный азотом. В дальней-
шем этот азот выделяется в виде нитрида железа, который повышает
твердость, а также снижает вязкость и пластичность металла. Для
предупреждения деформационного старения в сталь вводят элемен-
ты, связывающие азот в прочные нитриды.
173
С практической точки зрения при существующем уровне метал-
лургической технологии необходимо стремиться к минимально воз-
можному уровню содержания азота в стали. Отрицательное влия-
ние азота в малоперлитных сталях можно нейтрализовать путем
введения микродобавок титана в количестве, достаточном для свя-
зывания азота в высокотемпературную фазу TiN. Такое количество
титана определяется из стехиометрического соотношения элемен-
тов в формуле нитрида титана: Ti (%) > 3,42 N (%). При этом дости-
гается в первую очередь повышение вязких свойств малоперлитных
сталей при некотором снижении прочности за счет рафинирования
твердого раствора по азоту, а в сталях бейнитного класса с бором
создаются условия для эффективного использования этого элемента.
К числу технологических мероприятий по уменьшению содержа-
ния азота в сталях для газопроводных труб большого диаметра от-
носятся также продувка кислородом с минимальным содержанием
азота, защита жидкого металла от соприкосновения с атмосферой
на всем маршруте от сталеразливочного ковша до МНЛЗ и др.
За счет применения металлургических средств защиты металла
от попадания азота в настоящее время добиваются снижения содер-
жания этого элемента в сталях массового производства для труб
большого диаметра до уровня не более 0,005 - 0,006 %.
Влияние водорода1
Водород, наряду с кислородом и азотом, относится к числу скры-
тых примесей, присутствующих в любой стали в малых количествах.
Примеси серы, мышьяка, фосфора способствуют поглощению водорода.
С понижением температуры растворимость водорода в стали
уменьшается, причем скачкообразно ппри переходе металла из жид-
кого состояния в твердое или одной аллотропической формы в другую.
Благодаря высокой диффузионной подвижности водород перерас-
пределяется и сегрегирует в областях и повышенным уровнем рас-
тягивающих напряжений, например, на неметаллических включениях,
межфазных границах, дислокациях и т.п. Искажение кристалличес-
кой решетки, обусловлленное растворением водорода и образова-
нием водородных атмосфер Коттрелла затрудняет перемещение дис-
локаций, что приводит к временному снижению пластичности стали,
которая возрастает по мере десорбции диффузионно-подвижного
водорода в процессе вылеживания металла при комнатной или по-
вышенных температурах.
На рис. 70 показана зависимость скорости десорбции водорода
1 Раздел написан совместно с Т.К. Сергеевой.
174
Рис. 70. Зависимость скорости десорбции
водорода (Vn) и механических свойств
стали 09Г2ФВ от времени выдержки пос-
ле контролируемой прокатки
и механических свойств стали 09Г2ФБ от времени выдержки после
контролируемой прокатки. Значительная часть диффузионно-подвиж-
ного водорода выделяется в первые часы после прокатки. На пятые -
шестые сутки выделение водорода практически, завершается. В пер-
вые сутки происходит повышение пластичности, с последующим про-
валом на вторые - третьи сутки. В это же время наблюдается замед-
ление скорости десорбции водорода. Провал пластичности на вто-
рые - третьи сутки может быть обусловлен неблагоприятным пере-
распределением водорода по микродефектам структуры - ’’ловуш-
кам” водорода. По мере накопления водорода в них возникают но-
вые микронапряжения. В дальнейшем в связи с исчерпанием внут-
реннего источника водорода процесс развивается в сторону удале-
ния водорода во внешнюю атмосферу, как из всего металла в целом,
так и из обогащенных водородом зон. Это оказывает положитель-
ное влияние на повышение пластичности стали. Выделение водоро-
да завершается при наступлении равновесия между парциальным
давлением водорода во внешней атмосфере, растворимостью его
в феррите-и внутренним давлением в дефектах.
В процессе длительного вылеживания после выхода диффузион-
но-подвижного водорода и повышения относительного удлинения
металла наблюдается незначительное снижение прочности и умень-
шение величины внутренних напряжений кристаллической решет-
ки, определенных по уширению рентгеновских линий. Однако при
испытании на вторые - третьи сутки наблюдался небольшой подъем
прочностных свойств и уровня внутренних напряжений, обусловлен-
ный захватом части водорода "ловушками”.
Нагрев значительно ускоряет десорбцию диффузионно-подвиж-
175
ного водорода. В этом отношении выдержка 1 ч при 200 °C эквива-
лентна вылеживанию в течение двух - трех суток при комнатной тем-
пературе, а в течение 0,5 ч при 600 °C - вылеживанию в течение
четырех - пяти суток.
При поступлении в твердый металл большого количества атомар-
ного водорода из рабочей среды, например при перекачке ’’кислого”
сероводородсодержащего природного газа, может происходить яв-
ление водородного охрупчивания. Наводороживание сталей приво-
дит к смене микромеханизма разрушения: вязкое развитие трещи-
ны путем зарождения и слияния микропор частично меняется на хруп-
кое разрушение сколом или квазисколом. Для водородного охруп-
чивания важное значение имеет высокая диффузионная подвижность
водорода по сравнению с другими примесями внедрения. При этом
водород легко перераспределяется в объеме металла под действием
термических и растягивающих напряжений, электрического или маг-
нитного полей и т.п., образуя пересыщенные водородом локальные
области у неметаллических включений, межфазных и межзеренных
границ, дислокаций и вакансий. Встречаются две формы водород-
ного охрупчивания - обратимое и необратимое. Необратимое охруп-
чивание связано с образованием дефектов, заполненных молекуляр-
ным водородом (флокены, волосовины, сетчатые трещины непрерывно-
литых слябов и т.д.). Обратимое водородное охрупчивание обуслов-
лено присутствием в стали диффузионно-подвижного водорода, спо-
собного десорбировать при комнатной температуре. При производст-
ве газопроводных сталей оно проявляется во временном снижении
пластичности стали. Преждевременное разрушение наводорожен-
ного металла происходит в результате снижения когезивной проч-
ности атомов железа и возникновения дополнительных внутренних
напряжений вследствие искажения решетки при растворении ато-
мов водорода, давления молизованного в порах водорода и т.д. В
работе [79] изучали сопротивление водородному охрупчиванию в
сталях, широко применяемых для изготовления прямошовных и спи-
ральношовных труб для магистральных газопроводов большого диа-
метра. Результаты проведенной работы привели к выводу, что при
рабочих напряжениях материала трубопроводов сопротивление во-
дородному охрупчиванию контролируется общей дисперсностью
структуры и возрастает в последовательности: нормализация -* конт-
ролируемая прокатка -* закалка + отпуск. Зарождение и развитие
’’водородных” трещин контролируется структурными параметрами:
в феррито-перлитных сталях трещины связаны преимущественно
с неметаллическими включениями вытянутой формы, перлитными
колониями и бейнитными областями; в сорбитных и феррито-мар-
176
1 тенситных сталях растрескивание определяется морфологией и ко-
личеством упрочняющей фазы. Ликвационные неоднородности спо-
собствуют водородному растрескиванию. Для феррито-перлитных
1 нормализованных сталей сопротивление разрушению понижается
с увеличением количества перлита и сульфидов. Сфероидизация суль-
фидов с помощью силикокальция или РЗМ повышает сопротивление
водородному растрескиванию. В сталях контролируемой прокатки
сульфиды более опасны, чем в нормализованных, в то же время пер-
литные колонии более водородопроницаемы и меньше подвержены
растрескиванию. В связи с этим ппри изготовлении сталей для трубо-
проводов, используемых для транспортировки "кислого” природно-
го газа с влажным сероводородом, необходимо обеспечивать воз-
можно полную десульфурацию при одновременном модифицирова-
нии сульфидов.
4. СОСТАВ И СВОЙСТВА МАЛОПЕРЛИТНЫХ СТАЛЕЙ
ПРОМЫШЛЕННОГО ПРОИЗВОДСТВА ДЛЯ ГАЗОПРОВОДНЫХ ТРУБ
БОЛЬШОГО ДИАМЕТРА В СЕВЕРНОМ ИСПОЛНЕНИИ
За последние 5-10 лет отечественная металлургическая промыш-
ленность освоила серийное и массовое производства ряда низко-
, легированных малоперлитных сталей для газопроводных труб диа-
метром 1020 - 1420 мм на давление 5,4 - 7,4 МПа в северном ис-
полнении, подвергаемых контролируемой прокатке на толстолис-
товых реверсивных станах (табл. 21 и 22). При разработке состава
указанных сталей на различных этапах их освоения и применения
были использованы различные системы упрочняющего микролеги-
рования: совместными добавками ниобия и ванадия (сталь 07Г2ФБ);
комплексное микролегирование ниобием, ванадием и небольшим
количеством титана, предназначенного для связывания азота и из-
мельчения зерна (09Г2ФБ, 10Г2ФБ, 10Г2ФБ-У); карбонитридное уп-
рочнение ванадием и азотом (08Г2ФЮ); ванадием без специально-
го долегирования азотом (10Г2Ф), титаном в количестве до 0,035 %
(13ГС.43ГС-У, 13Г1С-У).
Таблица 21.. Химический состав (%) малоперлитных сталей,
изготавливаемых с применением контролируемой прокатки
Сталь С Мп Si S Р V Nb Ti Al N
07Г2ФБ 0,10 1,7 0,35 0,015 0,020 0,08 0,05 * 0,06 0,015
09Г2ФБ 0,11 1,7 0,30 0,006 0,020 0,08 0,04 0,35 0,05 0,010
,10Г2Ф 0,13 1,75 0,35 0,006 0,020 0,12 — 0,05 0,05 0,010
10Г2ФБ 0,12 1,75 0,35 0,006 0,020 0,012 0,04 0,035 0,05 0,010
ЮГ2ФБ-У 0,12 1,75 0,35 0,004 0,020 0,012 0,04 0,035 0,05 0,010
13ГС 0,15 1,45 0,6 0,020 0,020 — — 0,035 0,05 0,012
1
Таблица 22. Механические свойства (не менее) листов
из малоперлитных сталей для газопроводных труб большого диаметра
Сталь °В. Н/мм2 °т> Н/мм2 б5, % KCV.IS> Дж/см2 KCUt Дж/см2 b.dwtt %
07Г2ФБ 549 392 22 78* 59/-
09Г2ФБ 549 451 22 88 -/59 85
10Г2Ф 549 451 22 88 -/59 85
10Г2ФБ 588 460 22 88 -/64 85
* 10Г2ФБ-У 588 460 22 127 -/64 90
13ГС 509 3$2 23 — 49/-
Примечание. В числителе - ударная вязкость при -40 °C; в знаменателе -
при -60 ’С. Сталь 13ГС имеет KCV0 = 49 Дж/см2; B?WT' = 80 %.
‘При -10°C.
За время, прошедшее от промышленного опробования первой оте-
чественной малоперлитной стали 07Г2ФБ, достигнут значительный
прогресс в технологии производства сталей для газопроводных труб
большого диаметра в северном исполнении. Благодаря совершенст-
вованию методов внепечной обработки значительно понизилось со-
держание серы. Освоение режимов контролируемой прокатки с окон-
чанием деформации в средней и нижней части у + a-области позво-
лило существенно повысить прочностные характеристики и сопро-
тивление хрупкому разрушению.
Сталь 07Г2ФБ
В 1975 - 1976 гг. на металлургическом комбинате "Азовсталь”
была изготовлена опытно-промышленная партия листов из малопер-
литной стали 07Г2ФБ [80].
С повышением температуры нагрева слябов от 1150 до 1260 °C
временное сопротивление возрастает на 15 - 20 Н/мм2, предел те-
кучести на 10 - 20 Н/мм2, относительное удлинение снижается на
1 - 2 % (рис. 71). Упрочнение стали при повышении температуры
нагрева под прокатку, как было показано, обусловлено большей сте-
пенью растворения карбонитридов ниобия в аустените и последую-
щего выделения его и ванадия при охлаждении после прокатки в фер-
рите в форме мелкодисперсных карбонитридных фаз.
Понижение температуры конца прокатки с 950 до 840 °C способ-
ствует уменьшению на 30 - 40 Н/мм2 и увеличению 6 на 4 - 5 %. Пос-
ле прокатки с нагрева 1150 °C при Тц.п = 830 - 840 °C были получе-
ны следующие механические свойства: ов = 570 Н/мм2; от =
= 480 Н/мм2; 6 = 26 - 29 %. Понижение температуры нагрева с 1260
178
нс. 71. Зависимость механических
свойств стали 07Г2ФБ от температу-
рь! конца прокатки и температуры
дерева под прокатку:
t - 1260 "С; 2 - 1150 °C
до 1150 °C повышает ударную вязкость KCV на 15 - 20 Дж/см2 при
температурах испытания 0 и -20 °C и увеличивает долю вязкой сос-
тавляющей в изломах на 15 - 25 % (рис. 72).
Температурные режимы прокатки стали 07Г2ФБ на стане 3600
следующие:
Режим I П
Температура, °C: нагрева слябов 1260 ± 10 1150 + 10
конца прокатки в черно* вой клети 1100-1120 1030-1050
начала прокатки в чисто- вой клети 1030-1080 1000-1020
перед последними пятью проходами 1000-900 970-900
конца прокатки (перед пос- ледним проходом) 970-820 960-820
Понижение температуры конца прокатки с 960 до 850 - 820 °C
Повышает ударную вязкость KCV на 20 - 40 Дж/см2 (при 0 и -20 °C)
И одновременно изменяет вид изломов ударных образцов, испытан-
ных при 0 °C: от хрупкого (10 - 15 % вязкой составляющей) после
прокатки при 960 °C - до полностью вязкого после прокатки при 820 °C.
При наиболее жестком (из опробованных) режиме (нагрев 1150 °C,
\п = 800 °C) полностью вязкое разрушение наблюдается при тем-
’’•ратуре испытания -20 °C.
Влияние проглаживания в последнем пропуске со степенью де-
формации около 5 % зависит от условий прокатки. Установлено от-
179
800 850 900 950 800 850 900 ТМ,°С
me. 72. Зависимость ударной вязкости и доли волокна (В) в изломах ударных
образцов из стали 07Г2ФБ при температурах испытаний 0 (а) и -20 °C (б) от тем-
пературы нагрева под прокатку и температуры конца прокатки:
1 - нагрев 1150 °C без проглаживания; 2 - то же, с проглаживанием; 3 - нагрег
1260 °C без проглаживания; 4 - то же, с проглаживанием
рицательное влияние малых завершающих обжатий при температ
рах деформации выше 850 °C. Однако при более жестких режима
прокатки (нагрев 1150 °C, ТКЛ} = 800 - 820 °C) такие деформации
не оказывают отрицательного влияния ввиду сильной заторможен-
ности процессов рекристаллизации (см. рис. 72). Отсюда был еде
лан вывод о допустимости малых деформаций (ниже 10 %) в послед
них проходах, что имеет существенное практическое значение пр:
прокатке толстых листов на стане 3600 в области пониженных тек*
ператур (ниже 800 °C), где большие частные обжатия свыше 10 -
15 % могут привести к недопустимым нагрузкам на узлы стана.
Для определения уровня свойств в листах толщиной 16,5 мм для
газопроводных труб диаметром 1420 мм на стане 3600 завода ’’Азов
сталь” были прокатаны слябы десяти плавок стали 07Г2ФБ. Хими
ческий состав стали колебался в следующих пределах, %: D.07 -
0,10 С; 1,48 - 1,67 Мп; 0,26 - 0,34 Si; 0,063 * 0,08 V; 0,033 - 0,074 Nb
0,020 - 0,057 Al; 0,007 - 0,009 N; 0,016 - 0,024 P; 0,018 - 0,025 S.
Рассмотрим температурные режимы прокатки опытной стали:
180
Температура, °C:
нагрева слябов ......... 1260
конца прокатки в черновой клети 1100-1120
начала прокатки в чистовой клети.... 1050-1080
перед пятью последними проходами.... 920-880
прокатки перед последним проходом.... 850
Относительные обжатия в последнем проходе составляли 6 - 18 %,
в двух последних проходах 18 - 30 %, в трех последних проходах
34 - 43 %. Давление металла на валки в чистовой клети при данных
режимах прокатки не превышало допустимой величины. Выбранные
режимы прокатки стали 07Г2ФБ позволили получить ов = 560 Н/мм2;
от = 470 Н/мм2; в = 21 %; КС V_l0 > 3Q Дж/см2.
Необходимо отметить, что опробование промышленного произ-
водства стали 07Г2ФБ проводили на металле с повышенным содер-
жанием серы (0,018 - 0,025%), в связи с чем абсолютные значения
ударной вязкости на поперечных образцах были невысокие. Совер-
шенствование состава стали, технологии выплавки, внепечной об-
работки и контролируемой прокатки дозволило резко повысить весь
комплекс свойств и решить задачу создания стали для газопровод-
ных труб диаметром 1420 мм, удовлетворяющей новым повышен-
ным требованиям потребителя.
Сталь 09Г2ФБ
При разработке новой стали был учтен опыт производства листов
из стали марок 07Г2ФБ и 17Г2АФ. Для получения необходимой ве-
личины углеродного эквивалента содержание углерода в стали бы-
ло установлено не более 0,11 %. Опыт производства стали 07Г2ФБ
показал, что содержание ниобия может быть несколько понижено и
установлено на уровне 0,02 - 0,04. Для достижения необходимой
прочности и хладостойкости содержание марганца было установ-
лено в пределах 1,5 - 1,7 %. Более высокое содержание этого эле-
мента может вызвать образование грубых включений игольчатого
типа, что нежелательно с .точки зрения получения достаточной хладо-
стойкости и ударной вязкости. Решающее значение для повышения
величины ударной вязкости в готовых листах имело понижение со-
держания серы до уровня не более 0,006 % и глобуляризация оста-
точных сульфидов путем обработки силикокальцием. Комплексное
микролегирование ниобием и ванадием в сочетании с контролируе-
мой прокаткой, завершаемой в у + а-области, обеспечили необхо-
димую хладостойкость при температуре эксплуатации трубопрово-
дов (доля волокна в изломах образцов DWTT. 1S > 85 %). Новая
сталь получила наименование 09Г2ФБ [81, 82]. Ее химический сос-
>
181
тав и механические свойства согласно техническим условиям на
поставку листа приведены в табл. 21 и 22.
Сталь выплавляли в кислородных конвертерах емкостью 160 т
Раскисление, легирование и обработку синтетическими шлаками
проводили в ковше во время выпуска плавки из конвертера. С целы»
получения достаточно низкого содержания серы была осуществле
на отработка таких элементов технологии, как получение стандарт
кого полупродукта в конвертере, раскисление и легирование в ков
ше, внепечное рафинирование синтетическим шлдком и порошкооб
разным силикокальцием. Разливку осуществляли на МНЛЗ верти
кального типа на слябы сечением 240 х 1550 мм с использованием
режимов мягкого вторичного охлаждения и защитой зеркала метаг
ла в струи от окисления.
В результате комплексных исследований влияния условий пре
катки на механические свойства стали, энергосиловые параметры
прокатки и геометрию листов была принята следующая технология
контролируемой прокатки стали 09Г2ФБ на стане 3600 завода ’’Азов
сталь”. Слябы размером 240 х 1550 - 2850 мм нагревали в метода
ческих печах до температуры 1150 °C в течение 5 - 6 ч. Прокатку
в черновой клети проводили до толщины 50 мм за девять пропусков.
Затем подкат подстуживали на воздухе перед чистовой клетью д>
830 °C. Окончательную прокатку в чистовой клети осуществляли на
толщину 17,5 мм за восемь пропусков. Температура конца прокат
ки составляла 740 °C. С целью повышения выхода годного по меха
ническим свойствам были разработаны и опробованы дифференци
рованные режимы контролируемой прокатки в зависимости от зна
чения углеродного эквивалента:
Сэ................. >0,39 0,35-0,38 < 0,34
Тк.п. °C........... 735-745 720-730 710-720
Фактическое содержание химических элементов в ковшевой пр<
бе опытных плавок составляло, %: 0,07 - 0,11 С; 1,42 - 1,70 Мп; 0,19 -
0,30 Si; 0,06 - 0,08 V; 0,02 - 0,04 Nb; 0,02 - 0,05 Al; 0,003 - 0,006 S,
0,015 - 0,020 P; Сэ = 0,32 - 0,40.
На рис. 73 показаны частотные кривые, характеризующие меха
нические свойства листов из стали 09Г2ФБ массового произволе!
ва. В качестве примера приведем типичный химический состав двух
плавок стали 09Г2ФБ промышленного производства (одной ’’мягкой”
плавки А, и одной ’’жесткой” - плавки Б):
С Мп Si V Nb Al S P
А 0,08 1,50 0,95 0,07 0,020 0,048 0,005 0,016 0,344
Б 0,11 1,58 0,30 0,08 0,026 0,030 0,004 0,020 0,389
182
Рис. 73. Частотные кривые распределения механических свойств листов из ста-
ли марок 09Г2ФБ (1), 10Г2Ф (2) и 10Г2ФБ (3)
Механические свойства этих сталей (В_^гт = 100 % и 65 = 26 %
для обеих плавок):
0В, Н/мм* 0Т, Н/мм2 KCV-15, Дж/см2
А 559 481 130
Б 618 520 100
кси.м, Дж/см3
150
120
На рис. 74 представлены сериальные кривые испытания на удар-
ную вязкость из стали обеих плавок.
Макроструктура стали 09Г2ФБ в состоянии после контролируе-
мой прокатки с окончанием при 750 °C представляла собой феррито-
перлитную смесь, содержание перлита в которой составляет 8 -
15 %. Средний размер зерна феррита имел балл 11 - 12. Тонкая
Структура стали 09Г2ФБ промышленного производства характери-
зуется развитой субструктурой. Сульфиды марганца в результате
Глубокой десульфурации и модифицирующей обработке силикокаль-
183
Рис. 74. Сериальные кривые ударной вязкости и доли волокна в изломах попереч-
ных образцов (тип 11) характерных плавок (А и 5) стали 09Г2ФБ
цием, как правило, имеют округлую форму и встречаются в основ-
ном в виде разрозненных включений. Такая форма сульфидов наибо-
лее благоприятна для получения высоких значений ударной вязкости.
Механические свойства основного металла труб диаметром
1420 мм, изготовленных из стали 09Г2ФБ, удовлетворяют предъяв-
ляемым требованиям (в числителе - предельные, в знаменателе -
средние):
Значения ов, Н/мм2 Факти- 549-667 °т о Н/мм2 132-510 в 5, % 19-29 KCV-15. Дж/см2 80-200 кси.в0, Дж/см2 65-220 oDIVTT В-15 » % 80-100
ческие 592 471 23 125 125
Нормы ТУ >549 >422 >19 >80 >50 >80
Для изучения работоспособности стали 09Г2ФБ в готовых трубах
размером 1420 х 17,5 мм отобрали трубы семи плавок ”а” - ”ж”
(по одной от плавки), содержание основных элементов в которых
колебалость во всем диапазоне марочного состава (табл. 23).
Механические свойства основного металла контрольных труб при*
ведены в табл. 24 и изменялись в следующих пределах: от от 457
Таблица 23. Химический состав (%) основного металла труб
из стали О9Г2ФБ (по ковшевой пробе)
Плавка С Мп Si S Р V Nb Al сэ
а 0,09 1,53 0,28 0,004 0,017 0,07 0,020 0,033 0,359
б 0,11 1,65. 0,22 0,005 0,018 0,08 0,026 0,050 0,401
в 0,11 1,59 0,30 0,006 0,020 0,06 0,040 0,024 0,397
г 0,11 1,51 0,27 0,004 0,015 0,07 0,027 0,020 0,375
д 0,07 1,42 0,22 0,006 0,017 0,06 0,022 0,020 0,318
е 0,08 1,54 0,22 0,006 0,016 0,08 0,032 0,036 0,352
ж 0,10 1,58 0,30 0,006 0,017 0,08 0,032 0,022 0,379
184
Таблица 24. Механические свойства основного металла труб диаметром 1420 х 17,5 мм
из стали 09Г2ФБ по данным испытаний во ВНИИСТе
Плавка °т» Н/мм2 °В’ 2 Н/мм2 от/ов в 5, % KCV.1S, Дж/см3 кси.м, Дж/см3 Т.о. °C (DWTT)
468-470 579-581 0,80 24,0-25,2 139-146 143-161
а 469 490-500 580 621-639 24,6 21,3-21,6 143 109-119 153 88-107 100 -45
б 500 461-467 630 588-594 0,80 21,4 25,2-25,2 114 80-88 98 89-91 100 -26
в 464 461-463 591 577-578 0,78 25,2 25,2-26,0 88 109-121 90 100 -32
г 462 457-462 577 546-552 0,80 25,6 24,4-24,4 115 122-145 100 -26
Д 459 484-486 549 559-581 0,84 24,4 19,2-20,0 136 106-118 99-109 95 -20
е 485 473-478 570 572-576 0,85 19,6 24.0-26.0 111 143-167 103 107-157 100 -30
475 574 0,03 25,0 ♦ Применение. В числителе - предельные значения; в знаменателе 152 - средние. 136 100 -31
до 500 Н/мм2 при норме не менее 422 Н/мм2; ов = 546 - 639 Н/мм2;
отношение от/ов> косвенно характеризующее пластичность стали,
от 0,78 до 0,85; б8 от 19 до 26 %. Таким образом, прочностные и плас-
тические свойства основного металла труб полностью соответство-
вали требованиям технических условий.
Сопротивление основного металла труб хрупкому разрушению
определяли по результатам испытаний поперечных полнотолщин-
ных образцов DWTT в интервале температур от +20 до -40 °C, или
для отдельных образцов при -45 и -60 °C. Испытания образцов DWTT
проводили на маятниковом копре с запасом энергии 10 кДж.
Основной металл труб диаметром 1420 х 17,5 мм из малоперлит-
ной стали 09Г2ФБ полностью удовлетворял требованиям по вязкой
составляющей в изломе образцов DWTT (не менее 80 %) для газо-
проводов с рабочим давлением 7,5 МПа, работающих при темпера-
туре эксплуатации -15 °C. Полностью вязкие (100 % волокнистой
составляющей) изломы образцов DWTT сохранялись для основно-
го металла почти всех труб (кроме плавки ”д”) до температуры -15 °C.
Образцы металла трубы плавки ”а” имели преимущественно вяз-
кие изломы (более 80 % волокна) до -40 °C. Критическая темпера-
тура Т80 для металла большинства труб находилась в пределах от
-26 до -32 °C. Самую высокую переходную температуру Т80 имели
образцы из трубы плавки ”д”, содержащей основные элементы на
нижнем уровне марочного состава.
Сопротивление основного металла труб из стали 09Г2ФБ протя-
женному вязкому разрушению определяли по результатами испы-
таний образцов с острым надрезом (тип 11 по ГОСТ 9454-78) в ин-
тервале температур от +20 до -40 °C (рис. 75), а также по величи-
не поглощенной энергии удара при испытании образцов DWTT (рис. 76).
Требование, предъявляемое к ударной вязкости на образцах ти-
па 11 (не менее 80 Дж/см2) выполняется на всех исследованных
трубах до температуры -15 °C включительно. Металл только плав-
ки ”е” имел ударную вязкость KCV. 15 88 Дж/см2; металл остальных
труб характеризовался более высокой ударной вязкостью (111 -
153 Дж/см2). Для большинства труб ударная вязкость KCV_15 нахо-
дилась в пределах 78 - 97 Дж/см2 по средним значениям вплоть
до температуры -40 °C, что свидетельствует о большом темпера-
турном запасе вязкости стали 09Г2ФБ.
Значения поглощенной энергии удара при испытаниях образцов
DWTT при температуре -15 °C для металла всех опытных труб сос-
тавляли от 4 до 5,8 кДж. Высокая энергия разрушения (выше 2 кДж)
сохранялась для опытных труб до температур от -20 до -50 °C.
Результаты ударных испытаний образцов типа 1 в интервале тем-
ператур от +20 до -60 °C показали, что сталь обладает высоким со-
186
Рис. 75. Температурные зависимости ударной вязкости на образцах типа 11, из-
готовленных из основного металла труб размером 1420 X 17,5 мм из стали 09Г2ФБ
(а - ж - плавки в табл. 23)
И'у, «ДК
Рис. 76. Температурная зависимость поглощенной энергии удара (Wy) при испы-
таниях образцов DWTT из основного металла труб размером 1420 х 17,5 мм из
стали 09Г2ФБ. Обозначения см. на рис. 75
противлением зарождению трещины при температурах вплоть до
-60 °C; ударная вязкость KCU при этом в среднем составляла 91 -
152 Дж/см2.
При пневматических испытаниях труб из стали 09Г2ФБ установ-
лено, что Ts0 лежит ниже -15 °C и хорошо коррелирует с результа-
тами определения Т80 в изломе образцов DWTT. Низкая скорость
распространения трещины (138 - 233 м/с) характеризует высокое
сопротивление труб протяженному вязкому разрушению.
Сталь 10Г2Ф
С целью экономии дефицитного ниобия при производстве мало-
перлитных сталей для газопроводных труб диаметром 1420 мм на
давление 7,4 Н/мм2, эксплуатируемых в условиях Севера, разра-
ботана и опробована экономнолегированная сталь с ванадием и ти-
таном, не содержащая добавок ниобия, - сталь 10Г2Ф. При выборе
химического состава стали были учтены результаты лабораторных
исследований, позволяющих установить, что введение 0,09 - 0,12 % V
в сталь типа 09Г2 и проведение контролируемой прокатки в у + а-
области обеспечивают получение достаточно высокого уровня проч-
187
ностных свойств в сочетании с ударной вязкостью и сопротивлением
хрупкому разрушению [12, 36]. Небольшая добавка титана в коли-
честве до 0,05 %, связывая азот, способствует повышению ударной
вязкости за счет рафинирования a-твердого раствора. При этом пре-
дотвращается рост зерна аустенита при нагреве под прокатку и при
содержании титана более 3,42 • N (%), эта добавка вносит вклад в
упрочнение стали за счет выделения дисперсных частиц карбида TiC
[19, 38, 83]. Для компенсации потери прочности за счет исключения
из состава стали ниобия, по сравнению со сталью 09Г2ФБ, несколь-
ко увеличено содержание ванадия.
В кислородных конвертерах емкостью 160 т Новолипецкого ме-
таллургического комбината была выплавлена серия из 16 плавок
стали 10Г2Ф [84]. Технология выплавки внепечной обработки прин-
ципиально не отличалась от принятой для стали 09Г2ФБ. Химичес-
кий состав плавок колеблется в следующих пределах, %: 0,09 - 0,12 С;
1Ч55 -1/5 Мп; 0,22 - 0,35 Si; 0,004 - 0,006 S; 0,016 - 0,020 Р; 0,032 -
0,050 А1; 0,012 - 0,046 Ti; 0,095 - 0,11 V; 0,008 - 0,011 N; 0,001 -
0,003 Са. Сталь разливали на МНЛЗ на слябы толщиной 249 мм.
Нагрев слябов под прокатку на стане 3600 металлургического ком-
бината ’’Азовсталь” проводили до 1150 °C. В черновой клети металл
прокатывали за девять проходов до толщины 50 мм, подстуживали
на рольганге до 810 °C, затем прокатывали в чистовой клети на лист
толщиной 17,5 мм за восемь проходов. Т^п в зависимости от сте-
пени легированности стали поддерживали в пределах 700 - 740 °C.
Все листы из стали 10Г2Ф имели механические свойства удов-
летворяющие требованиям технических условий и незначительно
отличающиеся от свойств листов из стали 09Г2ФБ текущего произ-
водства (см. рис. 73). Более высокая ударная вязкость стали 09Г2ФБ
связана с пониженным в ней средним содержанием серы (~ 0,003 %)
по сравнению со сталью 10Г2Ф (~ 0,004 %).
Рассмотрим химические свойства двух плавок со средним (а)
и верхним (б) уровнем содержания элементов (% по массе):
Плавка С Мп Si V сэ
а 0,09 1,58 0,22 0,086 0,37
б 0,12 1,75 0,28 0,105 0,43
Механические свойства этих сталей следующие:
Плавка ов, Н/мм2 от, Н/мм2 «5.% KCV.15, Дж/см2
а 580 500 24 132
б 600 520 23 102
Сериальные
надрезом типа
испытания на ударную
11 (по ГОСТ 9454-78),
вязкость образцов с острым
вырезанных из листов, пока-
188
зали, что порог хладноломкости Т50 стали 10Г2Ф лежит при темпе-
ратурах -50 °C, а на образцах DWTT при (-35) + (-40) °C.
Микроструктура стали в состоянии после контролируемой про-
катки состоит из зерен феррита балла 10 - 11, вытянутых вдоль на-
правления прокатки, с разбитой субструктурой, и перлита, объем-
ная доля которого составляет 15 - 20 %. Благодаря присутствию в
-составе стали 10Г2Ф добавки титана она сохраняет сравнительно
мелкое зерно аустенита до температуры нагрева 1150 °C (балл 7,2 -
8,0). При дальнейшем нагреве до 1200 °C зерно начинает расти (балл
5 - 9), а при 1250 °C достигает балла 1-2.
Результаты испытания механических свойств готовых труб из
стали 10Г2Ф свидетельствуют о том, что основной металл по всем
показателям соответствует требованиям технических условий на
поставку листа и труб (ов = 561 - 587 Н/мм2; от = 432 - 499 Н/мм2;
6S = 21,8 - 28 %; KCV_1S = 9,5 - 136 Дж/см2, доля вязкой составляю-
щей в изломах образцов DWTT = 90 -.100 % при -15 °C). Значения
поглощенной энергии при -15 °C при йспытании полнотолщинных
образцов DWTT находились в пределах 4,0 - 5,6 кДж.
Коэффициент чувствительности к механическому старению (от-
ношение разницы значений ударной вязкости образца до старения
и после него к величине ударной вязкости образца до старения) при
+20 °C составлял 13 - 20 и практически не изменялся при темпера-
турах испытания до -60 °C. Сварное соединение готовых труб по
своим механическим свойствам отвечало требованиям условий
поставки.
При пневматических испытаниях труб во ВНИИСТе установлено,
что Т50 = (-39) (-59) “С, скорость распространения трещины 166 -
184 м/с, что свидетельствует об удовлетворительном сопротивле-
нии таких труб хрупкому и протяженному вязкому разрушению. Раз-
рушающее давление при гидравлических испытаниях труб достига-
ло 14,4 - 14,9 Н/мм2, что указывает на использование прочности
стали на 97,5 -100 %.
Таким образом, разработанная малоперлитная безниобиевая сталь
10Г2Ф, изготавливаемая с применением контролируемой прокат-
ки, зарекомендовала себя в листах толщиной 17,5 мм как материал,
полностью соответствующий требованиям, предъявляемым к ста-
лям для труб диаметром 1420 мм на давление 7,4* Н/мм2 для Севе-
ра. Сталь и трубы из нее получили положительную оценку у потре-
бителя.
189
Сталь 10Г2ФБ (10Г2ФБ-У)
Сталь длл труб диаметром 1420 мм на давление 7,4 Н/мм2. Ста-
тистический анализ результатов промышленных испытаний меха-
нических свойств стали 09Г2ФБ в зависимости от химического сос-
тава и параметров контролируемой прокатки, а также данные лабо-
раторных экспериментов позволили установить, что за счет некото-
рого увеличения содержания ванадия, уточнения содержания угле-
рода и марганца, корректировки режимов контролируемой прокат-
ки прочностные свойства штрипсов могут быть повышены до уров-
ня требований к сталям для труб категории прочности Х70: ов >
> 588 Н/мм2; от > 480 Н/мм2. Наиболее важно при этом то, что не-
смотря на повышение прочности стали обеспечивается сохранение
ударной вязкости, относительного удлинения и сопротивления хруп-
кому разрушению на прежнем уровне. Такое повышение прочнос-
ти позволяет уменьшить толщину стенки труб диаметром 1420 мм
с 16,7 до 15,7 мм на давление газа 7,4 Н/мм2. При достигнутых в
СССР масштабах производства стали для газопроводных труб это
дает существенную экономию дефицитного в стране листа, легирую-
щих материалов и приводит к высвобождению крупных прозводст-
венных мощностей.
На основании проведенного анализа была предложена новая ма-
лоперлитная сталь 10Г2ФБ, комплексно микролегированная добав-
ками ванадия, ниобия и титана, с низким содержанием серы.
На стане 3000 металлургического комбината им. Ильича была про-
катана по контролируемым режимам крупная партия листов из стали
10Г2ФБ из слябов металлургического комбината "Азовсталь".
Выплавку стали 10Г2ФБ осуществляли в большегрузных кисло-
родных конвертерах емкостью 350 т с внепечной обработкой путем
рафинирования в ковше жидким синтетическим шлаком, продувкой
аргоном, корректировкой химического состава и температуры ме-
талла перед разливкой на МНЛЗ криволинейного типа. Литые слябы
имели сечение 250 х 1550 1650 мм. Фактическое содержание хи-
мических элементов в плавках колебалось в довольно узких пре-
делах, %: 0,08 - 0,11 С; 1,6 - 1,75 Мп; 0,24 - 0,35 Si; 0,004 - 0,007 S;
0,017 - 0,020 Р; 0,012 - 0,023 Ti; 0,095 - 0,115 V; 0,010 - 0,025 Nb;
0,02 - 0,045 Al.
Слябы нагревали в печах с шагающими балками до температу-
ры 1170 -1190 °C в течение 3,5 -4 ч. Первые четыре пропуска в чер-
новой клети осуществляли в поперечном к оси разливки направле-
нии с целью разбивки на ширину. После кантовки проводили еще
шесть обжатий в черновой стадии прокатки с окончанием деформа-
190
Рис. 77. Влияние температуры конца про-
катки на механические свойства ста-
ли 10Г2ФБ
ЦИИ Пк
990 °C; темпеРатУРах около
ПОСТУП П°ДКат толщиной 50 мм
обводи* п°дстуживания на
лаждащ й Р°льганг- где он ох-
ы 'ся до заданной темпера-
клети .Деформация во второй
^Осуществлялась за шесть
деФоши Суммарная степень
состав ац,ии в чистовой стадии
Прокат?яла "РИМ®РНО 70 %-
ТПЛШИ1» • проводили на листы
Обь ой 15,7 "17,5 мм-
*4i промышленной пар-
тавппн ов ИЗ стали 10Г2ФБ сос-
Воэ»>оло10тысл-
ного ?0жн0сть целенаправлен-
и.... -/Правления температур-
HdIIVI DAv
не ЗОсгимом пР°катки на ста*
дойсть ° является столь же
лученияНнь|М Фактором Для по*
заданного комплекса
правили ских С8ОИСТВ как и
составаНый вь,б°Р химического
мияни? На Рис- 77 показано
свойств Тк-П на механические
щего <2> стали 10Г2ФБ следую-
025 Si- тава>%: °’09 С’’ 1>57 Мп:
’ Для0,007 S: 0,018 Р: °’040 А|: 0,016 т': 0,029 Nb: 0,10 V; Ся - °*38-
мичось Плавок с различной степенью легированности основными хи-
валент ми элементами, входящими в формулу углеродного экви-
ные Вв* экспериментально-расчетным путем найдены температур-
механи имы* обеспечивающие наиболее высокий выход годного по
нал у веским свойствам. Для плавок с Сэ = 0,37 - 0,38 оптималь-
на 735^ составляла 730 ± 5 °C, для плавок с Сэ = 0,39 - 0,41 она рав-
Сопь 6 °С’АПЯ плевок с Сэ = 0,42 - 0,43 соответственно 740 ± 5 °C.
чвс ’Чтавление куммулятивных кривых распределения механи-
сталь сексте листов массового производства показывает, что
прочно '°Г2ФБ превосходит стали 09Г2ФБ и 10Г2Ф по показателям
хрупкокГи* не УстУпая им в отношении вязкости и сопротивления
излома^У Разрушению (см. рис. 73). Доля вязкой составляющей в
была к °®Раз^ов DWTT при температуре -15 °C для стали 10Г2ФБ
далась правило равна 100 %. Лишь в отдельных случаях она сни-
До 90 %.
191
Приведем химический состав стали 10Г2ФБ двух типичных пла-
вок с разной величиной углеродного эквивалента (во всех сталях
содержится 0,006 % S), %
Плавка а С 0,09 Мп 1,63 Si 0,29 V 0,115 Nb 0,027 Ti 0,020 Al 0,046 о,з!з
б 0,10 1,68 0,31 0,105 0,031 0,014 0,020 0,40
Механические свойства этих сталей следующие:
Плавка Ов» Н/мм2 °т» Н/мм2 б5,% КСУ,15, Дж/см2 KCU^o, Дж/бм3 в, % (DWTT)
а 588 510 22 115 124 100
б 618 529 22,5 106 115 100
На рис. 78 приведены сериальные кривые ударной вязкости ста-
ли 10Г2ФБ (0,10 % С; 1,7 % Мп; 0,2 % Si; 0,006 % S; 0,019 % Р; 0,04 % AI;
0,012 % Ti; 0,032 % Nb; 0,104 % V) после контролируемой прокатки
по различным режимам. Понижение Т^п способствует сохранению
вязкой составляющей в изломах образцов DWTT до более низких
температур испытания (рис. 79).
Приведем результаты испытаний труб из стали 10Г2ФБ:
Значения........................
от, н/мм2.......................
ов, Н/мм2.......................
б5, %...........................
°т/°В ..........................
КСУ_15, Дж/см2..................
KCIL6O, Дж/см2..................
По, °C..........................
Поглощенная энергия удара на об-
разцах DWTT при -15 °C, кДж.....
ов сварных соединений, Н/мм2....
Ударная вязкость KCIL6O, Дж/см2:
металла шва.....................
линии сплавления.............
Минимальные и
максимальные
495-532
601-629
20-23
0,82-0,85
100-114
123-152
(-40) + (-50)
4,15-4,85
612-682
Требования
СНиП 11-45-75
441
538
20
<0,85
78,4
59
- 15
588
48-57 40
81-107 40
*На обазцах DWTT.
Изучение раиотоспособности труб проводили во ВНИИСТе. Были
проведены полигонные гидравлические испытания с оценкой кон-
структивной прочности труб и определены служебные характерис-
тики основного металла и сварных соединений. Химический состав
металла труб по данным ковшевого анализа был следующий, %:
0,10 С; 1,59 Мп; 0,27 Si; 0,006 S; 0,017 Р; 0,037 AI; 0,019 Ti; 0,035 Nb;
0,102 V; Сэ = 0,385. Полученные данные свидетельствуют о высокой
работоспособности труб из стали 10Г2ФБ и соответствии их свойств
192
рис. 78. Сериальные кривые ударной вязкости в изломах образцов с острым над-
резом из стали 10Г2ФБ в зависимости от температуры окончания прокатки:
1 - 760; 2 - 740; 3 - 710'С
Рис. 79. Сериальные кривые доли волокна в изломах образцов из стали 10Г2ФБ
в зависимости от температуры окончания прокатки. Обозначения см. на рис. 78
требованиям к трубам категории прочности Х70 на рабочее давле-
ние газа 7,4 МПа в северном исполнении.
Сериальные испытания поглощенной энергии полнотолщинных
образцов DWTT, изготовленных из металла труб, показали, что в ин-
тервале температур от +20 до -20 °C величина поглощенной энер-
гии удара не снижается и равна 4,15 - 4,85 кДж, а доля вязкой сос-
тавляющей в изломах всех образцов равна 100 %; В_^тт = 90 %.
Поглощенная энергия удара при этом > 3,3 кДж.
Сварные соединения были равнопрочны основному металлу, их
пластичность и сопротивляемость хрупкому разрушению соответст-
вовали требованиям для минимальной температуры строительст-
ва -60 °C. При гидравлических испытаниях разрушение труб произош-
ло при давлениях 13,9 и 14,2 МПа. Это соответствует коэффициен-
ту использования металла 1,04 и 1,07, выражающему отношение
крльцевых разрушающих напряжений к фактическому временному
сопротивлению на разрывных образцах. Разрушения труб происхо-
дили по вязкому механизму по основному металлу на расстоянии
410 и 340 мм от продольных заводских швов. Относительное удли-
нение параметров испытанных труб составило 5 % в зоне равномер-
ной деформации и 8,0 - 8,5 % - в очагах разрушения.
Таким образом, результаты полигонных испытаний свидетельст-
вуют об удовлетворительной конструктивной прочности труб диамет-
ром 1420 х 15,7 мм из стали 10Г2ФБ для строительства участков
193
Ill - IV категорий магистральных газопроводов северного назначе-
ния на рабочее давление 7,4 МПа.
Сталь для труб диаметром 1420 мм на давление 9,8 МПа. При раз-
работке стали для газопроводных труб диаметром 1420 мм с проч-
ностью не менее 588 МПа на давление 9,8 МПа для обеспечения на-
дежной работы в условиях Севера была поставлена задача получе-
ния ударной вязкости примерно в 1,5 раза более высокой (КСУ_15 >
>127 Дж/см2), чем для аналогичных труб на давление 7,4 МПа. Это
гарантировало бы достаточно высокое сопротивление развитию про-
тяженному вязкому разрушению в случае возникновения трещины
в газопроводе в процессе эксплуатации. Одновременно несколько
возросли требования к содержанию вязкой составляющей в изломах
образцов DWTT (В_15 > 90 %). Для обеспечения статической проч-
ности трубопровода при столь высоком рабочем давлении потребо-
валось увеличить толщину его стенки до 21,6 мм. Опыт промышлен-
ного производства показал, что при снижении содержания в стали
серы до < 0,003 (сравните с < 0,006 % S в стали 10Г2ФБ) и тщатель-
ной обработке металла силикокальцием с целью глобуляризации
остаточных включений сульфидов марганца величина ударной вяз-
кости штрипсов повышается до уровня, удовлетворяющего указан-
ным требованиям. Некоторая корректировка режимов контролируе-
мой прокатки в сторону снижения на 10 - 20 °C температуры кон-
ца прокатки на завершающем этапе деформации позволяет достичь
заданного уровня прочности при толщине 21,6 мм без изменения ос-
новного химического состава стали 10Г2ФБ.
Новая марка стали, отличающаяся по номинальному химическо-
му составу от стали 10Г2ФБ в основном лишь более низким (в 1,5 -
2 раза) содержанием серы, получила наименование 10Г2ФБ-У.
С учетом рассмотренных выше положений на металлургическом
комбинате им. Ильича была изготовлена промышленная партия
штрипсов из стали 10Г2ФБ-У толщиной 21,6 мм для газопроводных
труб диаметром 1420 мм на давление 9,8 МПа Харцызского трубно-
го завода.
Выплавку осуществляли в конвертерном цехе металлургическо-
го комбината ’’Азовсталь” с рафинированием синтетическим шла-
ком в разливочном ковше, продувкой силикокальцием, корректиров-
кой химического состава. Металл разливали в кристаллизаторы се-
чением 300 х 1850 мм. Нагрев слябов под прокатку проводили при
температуре 1180 - 1200 °C, черновая стадия прокатки включала
двенадцать проходов до толщины 60 мм, чистовая стадия состояла
из шести проходов до толщины 21,6 мм, температура конца прокат-
ки 710 - 735 °C в зависимости от величины углеродного эквивалента.
В табл. 25 и 26 приведен типичный химический состав и механи-
194
ческие свойства листов толщиной 21,6 мм из стали 10Г2ФБ-У. Сталь
10Г2ФБ-У по всем показателям механических свойств, особенно
по величине ударной вязкости KCV.1S, значительно превосходит
стали 09Г2ФБ и 10Г2ФБ, что свидетельствует о хорошо сбалансиро-
ванном химическом составе и режимах контролируемой прокатки.
Поглощенная энергия, затрачиваемая на разрушение образцов DWTT,
при -20 °C для стали 10Г2ФБ-У составляет 6,15 - 6,25 кДж, что в
1,5 раза выше, чем для сталей 09Г2ФБ и 10Г2ФБ.
Из листов стали 10Г2ФБ-У изготовлены трубы диаметром 1420 мм.
Механические свойства основного металла труб и сварного соеди-
нения полностью соответствовали нормам технических условий
на поставку труб диаметром 1420 мм на давление 9,8 МПа.
Таблица 25. Химический состав типичных плавок стали 10Г2ФБ-У, %
Плавка С Мп Si Р А1 Ti V Nb сэ
А 0,08 1,67 0,21 0,015 0,030 0,017 0,105 0,033 0,379
Б 0,09 1,67 0,31 0,020 0,049 0,027 0,101 0,025 0,388
В 0,12 1,60 0,16 0,020 0,043 0,014 0,105 0,030 0,407
Примечение. Во всех сталях содержится 0,003 % S.
Таблица 26. Механические свойства типичных плавок
из стали 10Г2ФБ-У в листах толщиной 21,6 мм
Плавка от, Н/мм2 ов, Н/мм2 es>% KCV. 15, Дж/см2
А 530 610 24 178
Б 530 617 22,5 142
В 509 610 22 156
Примечание. Для всех сталей B.1S = 100 % на образцах DWTT.
Сталь 13ГС
Как было отмечено, для изготовления газопроводных труб диа-
метром 1020 - 1220 мм с ов = 510 Н/мм2 на давление 5,4 Н/мм2
Применяют сталь марки 17Г1С-У (0,15 - 0,20 % С; 1,15 - 1,55 % Мп;
0,4 - 0,6 % Si; < 0,020 % S; < 0,025 % Р). Она широко освоена в чер-
ной металлургии и трубной промышленности и удовлетворительно
зарекомендовала себя для производства труб, эксплуатируемых в.
умеренной климатической зоне.. В состоянии поставки после норма-
лизации сталь 17Г1С-У обладает следующим комплексом механи-
ческих свойств (не менее): ов > 510 Н/мм2; от > 363 Н/мм2; Ss >
> 23 %; ударная вязкость КСУ0 и KCU_40 > 39 Дж/см2. Однако
вследствие общей тенденции перемещения нового строительства
195
газопроводных магистралей в районы с низкими климатическими
температурами газовой промышленностью был поставлен вопрос
о повышении ударной вязкости KCV стали для труб указанного сор-
тамента до 49 Дж/см2 при температуре О °C (температура эксплуа-
тации трубопроводов, определяемая температурой транспортируе-
мого газа) и введении требования в отношении доли вязкой состав-
ляющей в изломе образцов DWTT, которая должна составлять при
О °C не менее 80 %. Нормализованная сталь 17Г1С-У не удовлетво-
ряет этим требованиям.
В работах [52, 60] показано, что контролируемая прокатка с окон-
чанием деформации в межкритической области температур ниже
точки Аг§е$ позволяет за счет измельчения зеренной структуры и
создания субструктуры с высокой плотностью дислокаций значитель-
но повысить прочностные свойства и сопротивление хрупкому раз-
рушению марганцовистых малоперлитных сталей (см. гл. III). В то
же время известно, что небольшие добавки титана в количестве 0,02 -
0,03 % оказывают положительное влияние на ударную вязкость и
сопротивление хрупкому разрушению малоперлитных сталей, под-
вергаемых контролируемой прокатке [83]. Указанное воздействие
титана основано на рафинировании твердого раствора феррита по
азоту и измельчении зерна конечной структуры стали за счет сдер-
живания роста зерна аустенита при нагреве под прокатку и тормо-
жения рекристаллизации горячедеформированного аустенита перед
началом у — a-превращения. Эти принципы были заложены в осно-
ву разработки новой стали для труб диаметром 1020 - 1220 мм, не
содержащей дефицитных добавок и отвечающей новым требованиям.
Была предложена сталь 13ГС, химический состав и гарантируемые
механические свойства которой приведены в табл. 21 и 22 [85, 86].
Благодаря такому подходу в стали 13ГС по сравнению со сталью
17Г1С-У снижено содержание углерода на 0,04 - 0,05 % и марганца
на 0,1 %, соответственно уменьшился ее углеродный эквивалент
(Сэ = С + Мп/6) до уровня 0,39 %, тогда как для стали 17Г1С-У он сос-
тавляет 0,46 %, вследствие чего значительно улучшилась сваривае-
мость.
Листы толщиной 14 и 12 мм для газопроводных труб диаметром
1020 - 1220 мм прокатывали на толстолистовых реверсивных ста-
нах 3000 металлургического комбината им. Ильича и 3600 метал-
лургического комбината "Азовсталь”. Заготовкой служили жепре-
рывнолитые слябы металлургического комбината "Азовсталь”.
Сталь выплавляли в 350-т кислородных конвертерах по техноло-
гии, принятой для стали 17Г1С-У. При продувке аргоном корректи-
ровали химический состав стали по марганцу и алюминию. Разлив-
196
ку стали осуществляли на МНЛЗ криволинейного типа в кристалли-
заторы сечением 250 х 1550 мм.
Химический состав плавок по ковшевой пробе находился в пре-
делах, %: 0,12 - 0,15 С; 1,22 - 1,44 Мп; 0,42 - 0,56 Si; 0,01 - 0,031 Ti;
0,019 - 0,043 Al; 0,007 <- 0,018 S; 0,017 - 0,023 P. Углеродный эквива-
лент составлял 0,34 - 0,39 %.
Слябы прокатывали на листы по контролируемым режимам. Тем-
пература нагрева слябов перед прокаткой была 1130 - 1150 °C. В
черновой клети их прокатывали за девять проходов на подкат тол-
щиной 40 - 42 мм с температурой конца черновой прокатки 980 °C.
Чистовую прокатку осуществляли во второй клети стана за шесть -
восемь проходов после подстуживания до температур 830 - 850 °C.
Тк.п составляла в основном 750 - 770 °C, в отдельных случаях ее
понижали до 710 - 720 °C. Суммарная степень обжатия в чистовой
клети 70-75%.
В процессе разработки состава и освоения технологии производст-
ва стали 13ГС изучено влияние режимов контролируемой прокат-
ки на ее механические свойства (рис. 80 и 81). Прокатка с оконча-
нием дефформации при 710 - 720 °C по сравнению с прокаткой при
800 °C способствует существенному повышению временного соп-
ротивления и предела текучести- (в среднем на 40 и 50 Н/мм3) и не-
которому уменьшению оросительного удлинения. Ударная вязкость
Рис. 80. Влияние на прочностные свойства стали 13ГС
Рис. 81. Влияние Тк п на вязкие свойства стали 13ГС
197
KCV при О °C, как и доля вязкой составляющей в изломе образцов
DWTT при О °C, слабо зависит от температуры конца прокатки, в
то время как ударные испытания при -40 °C выявляют значительное
влияние Тк.п на этот показатель. Доля вязкой составляющей в изло-
мах ударных образцов при -40 °C с понижением Тк.п также возрастает.
Полученные результаты показывают, что сталь 13ГС обладает не-
которым резервом прочности, которая может быть повышена прак-
тически без изменения химического состава на 30 - 50 Н/мм2 за
счет понижения температуры конца прокатки.
Сталь 13ГС в состоянии поставки имеет феррито-перлитную струк-
туру. Доля перлита в зависимости от содержания углерода состав-
ляет 10 - 15 %. Понижение температуры конца прокатки с 830 (у-об-
ласть) до 710 °C (у + a-область) приводит к измельчению зерна
феррита с 10 до 13 балла. После прокатки при 830 °C феррит имеет
полигональное строение с низкой плотностью дислокаций, которая
составляет 2 • 10’ см-2. Внутри ферритных зерен наблюдаются вы-
деления частиц квадратной формы с размером грани 30 - 50 нм, не-
которые частицы достигают размера 100 нм. Электронографичес-
ким анализом показано, что параметр их кристаллической решетки
соответствует нитриду TN. При понижении до 730 °C примерно
50 % зерен феррита имеют развитую субструктуру. В результате за-
вершения процесса полигонизации внутри каждого зерна формирует-
ся 8 - 15 субзерен размером 0,3 - 1,5 мкм. Дислокации в субзерен-
ном феррите располагаются в форме сеток и стенок. Средняя плот-
ность дислокаций составляет 2,2 • 1010 см-2.
Дальнейшее понижение Т^п до 710 °C вызывает еще большее из-
мельчение зерна. В структуре повышается доля субзеренного фер-
рита. Средний размер субзерен снижается до 0,2 -1 мкм.
При низких Тк.п наблюдается процесс дробления и сфероидиза-
ции цементитных пластин перлита. Цементит приобретает форму
располагающихся цепочками округлых частиц размером 0,1 - 0,3 мкм.
Механические свойства листов всех плавок исследованной пар-
тии стали 13ГС, прокатанных с Т^п = 720 - 740 °C, имели комплекс
механических свойств, удовлетворяющий требованиям техничес-
ких условий (рис. 82). Сталь 13ГС принципиально превосходит тра-
диционную сталь 17Г1С-У по сопротивлению хрупкому разрушению,
оцениваемую по содержанию вязкой составляющей в изломах удар-
ных образцов DWTT. Так, изломы всех образцов плавок стали 13ГС
содержали не менее 85 % волокнистой составляющей, в то время
как только около половины плавок стали 17Г1С-У удовлетворяли
нормам по этому показателю (> 80 % вязкой составляющей). Сталь
13ГС имеет более высокий предел текучести: 20 % плавок стали
17Г1С-У не имели даже минимальной величины предела текучести
198
<tW МО 510 530 550 570 20- 26 28
30 50 70 90
КМ,Дж/ыг
Лю. 82. Частотные кривые распределения механических свойств и доли волокна
в изломах образцов DWTT стали 13ГС (?) и стали 17Г1С-У (2) массового произ-
водства
(от = 382 Н/мм2), установленной для стали 13ГС. Обе стали в рав-
ной степени удовлетворяют требованиям в отношении временного
сопротивления ов > 510 Н/мм2, хотя сталь 13ГС и содержит мень-
ше углерода.
Типичные плавки (А и Б) стали 13ГС с пониженным и относитель-
но высоким содержанием углерода имели следующий состав, %:
Плавка С Мп Si Ti Ai S p
А 0,12 1,30 0,49 0,027 0,037 0,018 0,021
Б 0,15 1,36 0,51 0,018 0,036 0,009 0,018
Обе плавки удовлетворяли требованиям технических условий на
поставку стали 13ГС. Излом на образцах DWTT в обоих случаях был
практически полностью вязким. Механические свойства характери-
зовались следующими значениями (среднее):
Плавка Ов» Н/мм2 °т» , Н/мм2 б 5, % КСУ0. Дж/см2 кси.4О, Дж/см2
A 515 398 29 50 67
Б 562 424 28 80 102
199
&
Рис. 83. Температурная зависимость
ударной вязкости и доли вязкой сос-
тавляющей в изломах ударных об-
разцов и полнотолщинных образцов
DWTT из стали 13ГС (0,14 % С;
1,36 % Мп; 0,52 % Si; 0,021 % Ti;
0,04 % Al; 0,016 % S; 0,018 % P)
Несмотря на более высокую проч-
ность, благодаря пониженному со-
держанию серы плавка Б превос-
ходит плавку А в отношении удар-
ной вязкости, что указывает на воз-
можность значительного повыше-
ния общего уровня вязкости стали
за счет более полной ее десульфу-
рации.
На рис. 83 показаны результаты
сериальных испытаний ударных
образцов типов 1 и 11 (по
ГОСТ 9454-78) и образцов DWTT,
проведенных с целью определения
вязкости и хладостойкости стали
13ГС промышленного производст-
ва. До температуры испытания
(-20 °C) ударная вязкость и доля
волокнистой составляющей в из-
ломе стандартных образцов из-
меняются незначительно, но при
более низких температурах (от -40
до -60 °C) они снижаются доста-
точно сильно. Переходная темпе-
ратура Т50 лежит при -40 °C, что
указывает на высокое сопротивле-
ние листов из стали 13ГС хрупко-
му разрушению. Переходная тем-
пература Т50 для образцов DWTT
лежит при -15 °C. Из стали 13ГС на трубных заводах изготовлены
трубы диаметрами 1020 и 1220 мм с толщиной стенки 12 и 14 мм. Меха-
нические свойства основного металла труб полностью удовлетворя-
ли требованиям, предъявляемым к трубам класса прочности К52,
превосходя их в отношении показателя вязкости (на образцах DWTT
при 0 °C). Сварные соединения были равнопрочны основному метал-
лу, ударная вязкость сварного соединения соответствовала требо-
ваниям технических условий на поставку труб.
влияние повторного нагрева на механические свойства
малоперлитной стали контролируемой прокатки
Изучено влияние повторного нагрева при температурах высоко-
го отпуска, в межкритической у + а- и у-областях с последующим
охлаждением на воздухе на структуру и свойства стали 09Г2ФБ,
200
У - и
^подвергнутой контролируемом прокатке. Исследование проводили
де промышленной стали следующего состава, %: 0,09 С; 1,55 Мп;
0,25 Si; 0,08 V; 0,03 Nb; 0,003 S; 0,018 Р; 0,025 Al; 0,007 N. Прокатку
на лист толщиной 17,5 мм осуществляли в потоке по режиму: тем-
пература нагрева 1150 °C, Тц.п 740 °C [61]. Время выдержки 1 ч при
температурах 550 - 780 °C и 30 мин при 800 - 950 °C, охлаждение
на спокойном воздухе.
Высокий отпуск при 550 - 700 °C приводит к снижению времен-
ного сопротивления (рис. 84). После отпуска при 650 °C временное
сопротивление оказалось на 50 Н/мм3 ниже, чем в исходном сос-
тоянии. При этом наблюдается небольшое повышение условного пре-
дела текучести оо2 при отпуске 550 - 650 °C, что связано с устране-
84. Влияние повторного нагрева на механические свойства стали 09Г2ФБ
ролируемой прокатки
201
нием незначительных включений бейнита, присутствующих в сталях
подобного типа в состоянии после контролируемой прокатки. Отно-
сительное удлинение при этом растет на 2 - 4 %.
Ударная вязкость с повышением температуры отпуска до 650 °C
растет (примерно на 50 Дж/см2 при -15 °C). Отпуск до 600 °C не ока-
зывает заметного влияния на содержание волокна в изломах удар-
ных образцов, которое при -15 °C составляет 100 %. Повышение тем-
пературы отпуска до 650 °C и, особенно, до 700 °C оказывает отри-
цательное влияние на характер разрушения стали, что проявляется
в снижении доли вязкой составляющей в изломах ударных образцов
до 70 % при -15 °C. Испытания в более жестких условиях на образ-
цах DWTT при -15 °C выявляют некоторое отрицательное влияние
отпуска на вид излома уже при 550 и 600 °C. Содержание вязкой сос-
тавляющей после отпуска при 600 °C понизилось до 70 % по срав-
нению с 95 % в горячекатаном состоянии. При температурах нагре-
ва в области 750 °C (у + a-область) наблюдается сильный рост вре-
менного сопротивления (от 600 до 770 Н/мм2) и резкое падение ха-
рактеристик пластичности и вязкости стали 09Г2ФБ. Предел теку-
чести остается при этом на сравнительно высоком уровне (490 Н/мм2).
Дальнейшее повышение температуры нагрева до 780 - 800 °C при-
водит к снижению характеристик прочности. Минимальные значения
ударной вязкости на образцах 11 типа (ГОСТ 9454-78), а также со-
держание волокна в изломах ударных образцов и образцов DWTT
отмечается после отпуска в интервале температур 750 - 800 °C, ко-
торый является межкритической у + а-областыо для стали 09Г2ФБ.
Повышение температуры нагрева до 850 - 950 °C способствует
восстановлению пластичности, ударной вязкости и частично сопро-
тивления хрупкому разрушению. Нормализованная сталь (темпера-
тура нагрева 900 - 950 °C) значительно превосходит сталь после
контролируемой прокатки по величине ударной вязкости (220 -
250 Дж/см2 против 140 - 150 Дж/см2 при -15 °C) и относительного
удлинения (~ 30 % против 24 %), однако существенно уступает ей в
отношении прочности (ов = 530 - 560 Н/мм2 против 650 Н/мм2 в сос-
тоянии после контролируемой прокатки) и содержания волокна в из-
ломе образцов DWTT при -15 °C (57 - 60 % против 95 % в состоя-
нии после контролируемой прокатки).
При изучении характера разрушения в изломах ударных образ-
цов и образцов DWTT в зависимости от температуры отпуска было
замечено, что количество и глубина расщеплений в исходном сос-
тоянии после контролируемой прокатки и после нагрева до разных
температур вплоть до температуры нормализации существенно ме-
няется. Кроме того, количество расщеплений в изломах ударных
образцов зависит от температуры испытания.
202
Понижение температуры испытания приводит сначала к увеличе-
нию количества расщеплений (суммарной длины), а затем к их умень-
шению вплоть до полного исчезновения (см. рис. 61). Максимальное
количество расщеплений наблюдается для данной стали в интерва-
ле (0) (-10) °C. Термическая обработка после контролируемой про-
катки (высокий отпуск) приводит к уменьшению количества расщеп-
лений, хотя максимум их наблюдается при тех же температурах ис-
пытания [(0) + (-10) °C]. Нормализация полностью устраняет это
явление.
С целью лучшего понимания процессов, происходящих в стали
09Г2ФБ, подвергнутой контролируемой прокатке, при последующем
нагреве в интервале температур 550 - 950 °C, было проведено изу-
чение ее фазового состава и тонкой структуры.
Установлено, что в горячекатаном состоянии практически весь
ниобий 0,03 %) находится в связанном, химически определимом
состоянии, в то время как из 0,08 % ванадия лишь около 0,03 % при-
ходится на химически определимую карбидную фазу. Остальная часть
ванадия присутствует либо в составе дисперсной карбонитридной
фазы V(C, N) (< 5 нм), не обнаруживаемой данным методом, либо в
составе твердого раствора. Повышение температуры нагрева до
> 850 °C увеличивает количество ванадия, связанного в химически
определимую фазу, до ~ 0,06 - 0,07 % и за счет этого снижает эф-
фект дисперсионного твердения, чем в основном и можно объяснить
понижение прочности нормализованной стали по сравнению с горяче-
катаной.
Количество цементита заметно изменяется в зависимости от тем-
пературы нагрева (рис. 85). После нагрева в области межкритичес-
ких температур (750 - 800 °C) количество цементита уменьшается
вдвое. Это свидетельствует о растворении значительной части уг-
лерода в образующемся в результате а -* у-превращения аустени-
та. В процессе охлаждения обогащенный углеродом аустенит прев-
ращается в мартенсит, что вызывает значительное упрочнение, а
также понижение вязкости и пластичности стали. Дальнейшее повы-
шение температуры нагрева в у + a-области способствует умень-
шению удельной концентрации углерода в аустените в результате
более Полного у — a-превращения и уменьшению его склонности
к закалке при охлаждении на воздухе. Это приводит к понижению
прочностных свойств, росту вязкости и пластичности стали. После
нагрева до температур нормализации (> 850 °C) количество цемен-
тита восстанавливается до исходного и становится таким же, как
в состоянии после контролируемой прокатки.
Исследование тонкой структуры, проведенное на фольгах с по-
мощью микроскопа BS-613, показало, что после контролируемой про-
203
Рис. 85. Влияние температуры повторного нагре-
ва на количество цементита в стали 09Г2ФБ конт-
ролируемой прокатки
катки сталь имела в основном совершенную субструктуру феррита
с высокой плотностью дислокаций. Заметна вытянутость как самих
зерен, так и субзерен в направлении прокатки. Нагрев до темпера-
тур > /00 - 750 °C увеличивает размеры субзерен в результате про-
'текания процессов возврата. Повышение температуры нагрева до
> 800 °C практически полностью устраняет субструктуру и вытяну-
тость зерен феррита. Анализ дебаеграмм показал, что полюсная плот-
ность Р100 с повышением температуры нагрева до 800 °C ослабе-
вает примерно в два раза по сравнению с состоянием после контро-
лируемой прокатки.
Данные наблюдения согласуются с отмеченным ранее пониже-
нием доли вязкой составляющей в изломах ударных образцов, умень-
шением, а затем и исчезновением расщеплений на поверхности
изломов.
Таким образом, на основании исследования влияния нагрева в
различных температурных областях на структуру и механические
свойства стали 09Г2ФБ, подвергнутой контролируемой прокатке,
можно сделать заключение о том, что высокий отпуск до темпера-
тур 650 - 700 °C слабо влияет на прочностные характеристики, од-
нако приводит к заметному увеличению пластичности и повышению
ударной вязкости стали. Высокий отпуск может быть использован
в практике производства стали 09Г2ФБ по методу контролируемой
прокатки для исправления относительного удлинения отдельных пла-
вок с высокими показателями прочности и сопротивления хрупко-
му разрушению.
Нормализация стали 09Г2ФБ повышает ударную вязкость и (плас-
тичность, но снижает долю вязкой составляющей в изломах ударных
образцов и, особенно резко, - образцов DWTT. Прочностные свойст
ва нормализованной стали ниже, чем после контролируемой прокатки
В изломах ударных образцов и образцов DWTT стали, подверг
нутой контролируемой прокатке, наблюдаются расщепления. Отпуск
204
I’ в интервале 550 - 700 °C способствует уменьшению количества рас-
| щеплений вследствие ослабления текстуры деформации. Нагрев
| в у + а- или у-областях полностью устраняет это явление.
Охлаждение стали 09Г2ФБ после нагрева из у + а-области (тем-
f пература нагрева примерно 750 °C) приводит к образованиию двух-
> фазной феррито-мартенситной структуры, состоящей из зерен фер-
рита, окаймленных мартенситной сеткой. Такая структура харак-
теризуется высокой прочностью, низкой пластичностью и вязкостью.
Глава IV. ВЫСОКОПРОЧНЫЕМИКРОЛЕГИРОВАННЫЕСТАЛИ
СО СТРУКТУРОЙ НИЗКОУГЛЕРОДИСТОГО ВЕРХНЕГО БЕЙНИТА
1. СТАЛИ С МОЛИБДЕНОМ
Работы в области создания высокопрочных сталей для газопро-
водных труб большого диаметра, предназначенных для эксплуата-
ции в условиях Севера, привели'к разработке в 70-х годах ряда вы-
сокопрочных свариваемых марганецмолибденониобиевых (Мп -
Mo - Nb) сталей со структурой игольчатого феррита. Основная идея,
положенная в основу создания данных сталей, заключается в исполь-
зовании молибдена как элемента, который препятствует превраще-
нию аустенита в полигональный феррит и перлит и способствует сме-
щению интервала у - «-превращения в область температур форми-
рования верхнего бейнита. В регулировании кинетики превращения
горячекатаного аустенита принимают участие и другие элементы,
.входящие в состав этих сталей - углерод, ниобий, марганец. Одна-
ко молибден и марганец играют основную роль в регулировании
объема образующегося игольчатого феррита.
Матрица указанных сталей состоит из игольчатого феррита, имеет
мелкозернистое строение и развитую субструктуру с высокой плот-
ностью дислокаций. Это в сочетании с дисперсионным упрснчени л
выделениями ниобийсодержащей карбонитридной фазы обеспечи-
вает получение высоких прочностных свойств, несмотря на очень
.низкое содержание углерода. Благодаря тому, что матрица молиб-
денсодержащих сталей претерпевает у -* «-превращение при более
низких температурах, чем в сталях феррито-перлитного класса, вы-
деление в них упрочняющей дисперсной фазы протекает с более мед-
ленной скоростью. Такой процесс выделения дисперсной фазы лег-
че поддается управлению, а само выделение протекает более равно-
мерно по всему сечению листа или рулона. Снижение содержания
углерода в молибденсодержащих сталях в 1,5 - 2 раза по сравне-
нию с его концентрацией в малоперлитных сталях обеспечивает по-
205
лучение хорошей ударной вязкости, свариваемости, сопротивления
хрупкому разрушению и свариваемости.
В зависимости от требуемой величины показателей прочности
химический состав молибденсодержащих сталей может изменять-
ся в широких пределах, %: 0,02 - 0,08 С; 1,3 - 2,2 Мп; 0,1 - 0,5 Мо;
0,03 - 0,1 Nb. Стали могут быть легированы также хромом, никелем
и медью (до 0,2 %) и содержать микродобавки ванадия и титана.
На рис. 33 показано, что влияние микролегирования молибденом
в количестве 0,23 % в стали, содержащей 0,07 % С; 1,6 % Мп;
0,22 % Si; 0,07 % V и 0,05 % Nb, проявляется в замедлении у -* «-прев-
ращения при температурах 700 - 500 °C, т.е. в феррито-перлитной
и верхней части промежуточной области. Изотермический распад
аустенита при указанных температурах не проходил до конца в те-
чение выдержек, принятых в практике прокатки.
При изучении влияния комплексного микролегирования ниобием,
ванадием и молибденом на критические точки начала и окончания
у -* «-превращения при непрерывном охлаждении в зависимости
от температуры аустенитизации (см. рис. 34) было установлено, что
присутствие добавки молибдена (0,23 %) способствует значитель-
ному понижению точки Агх недеформированного аустенита, которая
смещается в верхнюю часть промежуточной области (575 - 525 °C)
при нагреве до температуры аустенитизации не ниже 1050 °C. По-
вышение температуры аустенитизации в пределах 900 - 1250 °C вы-
зывает более сильное укрупнение зерна аустенита для стали с мо-
либденом, несмотря на практически одинаковое количество микро-
легирующих элементов ванадия и ниобия со сталью 09Г2ФБ. Это
объясняется повышением растворимости карбонитрида ниобия в
аустените, легированном молибденом, и уменьшением роли его
частиц в торможении роста зерна аустенита.
Согласно результатам изучения кинетики распада аустенита комп-
лексно-микролегированных сталей при непрерывном охлаждении
при введении в сталь 0,23 % Мо превращение в полигональный фер-
рит происходит при более низких скоростях охлаждения, так как дан-
ный элемент повышает устойчивость аустенита, расширяет область
промежуточного превращения, способствует формированию струк-
туры игольчатого феррита при охлаждении стали на воздухе (см.
рис. 35).
Деформация аустенита путем горячей прокатки, предшествую-
щая у - «-превращению в сталях, микролегированных добавками
ванадия, ниобия и молибдена, способствует ускорению распада аус-
тенита и повышению критических точек. Однако характер влияния
молибдена, выявленный при изучении превращения недеформиро-
ванного аустенита, сохраняется.
206
Микроструктура марганцемолибденониобиевых сталей представ-
ляет собой игольчатый феррит (матрица) с незначительным количест-
вом цементита и островками мартенсита. Игольчатый феррит - это
иеравноосный феррит с сильно развитой субструктурой, образую-
щейся при непрерывном охлаждении в результате смешанного диф-
фузионного и сдвигового превращения, которое начинается при тем-
пературе незначительно превышающей температуру превращения
в верхний бейнит. В отличие от бейнитных структур в структуре иголь-
чатого феррита не наблюдается сетки границ зерен остаточного аус-
тенита. Поэтому стали с такой структурой имеют лучшую ударную
вязкость, так как в них не образуются высокоугловые границы, вы-
зывающие охрупчивание вследствие выделения в них вторичных фаз
или сегрегации примесей. При недостаточном количестве молибде-
на в стали могут быть участки полигонального феррита. С увеличе-
нием содержания молибдена объем участков игольчатого ферри-
та в стали увеличивается и при добавлении > 0,5 % его количество
составляет 100 %. Одновременно с этим значительно повышается
плотность дислокаций.
Ниобий улучшает качество сталей системы Мп - Mo - Nb посред-
ством нескольких механизмов. Выделяясь в аустените в процессе
горячей прокатки, он препятствует рекристаллизациии аустенита,
тем самым способствует измельчению зерна игольчатого феррита
в готовой стали. Образование дисперсных частиц фазы Nb(C, N) пос-
ле завершения деформации или при дополнительном отпуске лис-
тов или рулонов способствует повышению прочности.
Стали системы Мп - Mo - Nb могут содержать от 0,03 до 0,1.% Nb.
Это количество превышает количество ниобия, добавляемого в мало-
перлитные стали (0,02 - 0,05 %). Оно допустимо в связи с тем, что
в сталях системы Мп - Mo - Nb содержится значительно меньше уг-
лерода, от концентрации которого зависит растворимость карбонит-
рида ниобия в аустените. Так, если в стали с 0,05 % С при 1250 °C
может раствориться 0,13 % Nb, то в стали с 0,2 % С - только с 0,03 %
Nb. Молибден со своей стороны также увеличивает растворимость
карбонитридов ниобия в аустените.
Легируя твердый раствор аустенита, ниобий, наряду с молибде-
ном и марганцем, задерживает распад аустенита, способствуя об-
разованию игольчатого феррита. Часть нерастворившегося при нагре-
ве под прокатку ниобия в форме частиц Nb(C, N) предупреждает из-
быточный рост зерна и вносит свой вклад в измельчение структуры
готовой стали.
Добавки марганца повышают временное сопротивление ферри-
та приблизительно на 30 Н/мм3 на 1 % Мп. Марганец так же, как и
207
молибден, способствует протеканию превращения в промежуточ-
ной области. В том случае, если в результате условий прокатки или
охлаждения не происходит полного превращения в промежуточной
области, то марганец способствует образованию чрезвычайно мел-
кой ферритной структуры. Такая структура имеет более высокие
вязкие и прочностные свойства. Понижение содержания марганца
требует увеличения критической скорости охлаждения.
В сталях феррито-перлитного класса и марганцовистых сталях
с молибденом и ниобием со структурой игольчатого феррита роль
углерода различна. Около 0,01 - 0,02 % С требуется для образова-
ния частиц карбонитридной фазы ниобия, вызывающих дисперсион-
ное упрочнение. Присутствующий сверх этого количества углерод
в зависимости от требований к качеству стали, строго говоря, сле-
дует считать вредной примесью. Дело в том, что в результате у -» а-
превращения в промежуточной области в марганцовистых сталях
с молибденом и ниобием могут образовываться островки мартен-
ситной структуры с высоким содержанием углерода (до 1 %) и участ-
ки остаточного аустенита. Наличие таких включений отрицательно
влияет на сопротивление хрупкому разрушению. Наблюдения пока-
зывают, что содержание более 0,06 % С в марганцемолибденониобие-
вой стали со структурой игольчатого феррита нежелательно. Очень
низкое содержание углерода (< 0,03 %) положительно влияет на соп-
ротивление хрупкому разрушению, особенно в листах толщиной бо-
лее 13 мм.
Увеличение содержания углерода способствует повышению проч-
ности игольчатого феррита и вносит свой вклад в предотвращение
распада аустенита с образованием полигонального феррита. Если
содержание углерода снижается с целью получения высокого соп-
ротивления хрупкому разрушению, то некоторое увеличение концент-
рации элементов, легирующих твердый раствор (марганец, молиб-
ден) обеспечивает получение игольчатой структуры.
Основное влияние кремния на марганцовистую сталь с молиб-
деном и ниобием заключается в небольшом уменьшении прокали-
ваемое™, т.е. при всех других постоянных условиях при увеличе-
нии содержания кремния увеличивается объем полигонального фер-
рита. Это создает избыток крупнозернистого полигонального фер-
рита, который уменьшает прочность и ударную вязкость. В связи с
этим рекомендуется содержание кремния не более 0,15 %. Отрица-
тельное влияние повышенного содержания кремния на прокаливае-
мость может быть компенсировано путем незначительного увели-
чения содержания марганца или молибдена.
Влияние серы на свойства указанной стали принципиально не
отличается от влияния ее в малоперлитных и низколегированных
208
строительных и трубных сталях. Ударная вязкость сталей с молиб-
деном может быть существенно повышена за счет снижения содер-
жания серы до минимального уровня. Это обеспечивается промыш-
ленной технологией выплавки стали с последующей обработкой жид-
кого металла в ковше модифицирующими добавками .кальцийсо-
держащих компонентов или РЗМ с целью перевода оставшихся суль-
фидов в труднодеформируемую при горячей пластической деформа-
ции форму (см. гл. III). Устранение отрицательного влияния серы на
ударную вязкость приобретает особое значение для трубных сталей
с временным сопротивлением более 650 - 700 Н/мм2, к которым
предъявляются весьма высокие требования в отношении величины
этого показателя, определяемого на образцах с острым надрезом
при температуре эксплуатации трубопроводов.
На рис. 86 показано влияние молибдена и ниобия на механичес-
кие свойства листов толщиной 12,7 мм из стали, содержащей 0,05 % С;
1,9 % Мп и 0,09 % Nb [87]. С увеличением содержания молибдена
от 0 до 0,55 % происходит значительное повышение временного соп-
ротивления как горячекатаного, так и отпущенного после горячей
прокатки металла (на 100- 120 Н/мм2). Предел текучести оо 2 в сос-
тоянии после прокатки при увеличении содержания молибдена из-
меняется мало, хотя доля игольчатого феррита в структуре все бо-
лее возрастает. Это связано с тем, что за счет увеличения содержа-
ния молибдена и смещения интервала у -* a-превращения в проме-
жуточную область ослаблен эффект дисперсионного упрочнения.
Максимальное повышение предела текучести может быть получе-
но в этих сталях после старения путем повторного нагрева до 600 -
620 °C, или замедленного охлаждения рулонов после смотки при
указанных температурах. Изменение предела текучести после от-
пуска на дисперсионное твердение показывает, что марганцемолиб-
денониобиевая сталь обладает тем большими резервами упрочне-
ния за счет дисперсионного твердения, чем больше содержание мо-
либдена и чем ниже температура у •* a-превращения в промежуточ-
ной области. Увеличение предела текучести при отпуске тем боль-
ше, чем выше содержание молибдена и при 0,3 % Мо составляет око-
ло 120 Н/мм2. При этом отношение оо 2/ов возрастало от 0,7 до 0,85.
Относительное удлинение находилось в пределах 24 - 29 %.
На рис. 86 показано также влияниие ниобия при изменении его
.содержания от 0,05 до 0,11 % на предел текучести стали, содержа-
щей 0,04 - 0,06 % С; 1,8 - 2,0 % Мп и 0,25 % Мо, прокатанной с Тк.п
при 870 °C и охлажденной на воздухе. При увеличении содержания
ниобия до 0,09 % предел текучести возрастает примерно на 18 Н/мм2
на каждые 0,01 % Nb как в горячекатаном, так и в йысокоотпущен-
ном состояниях. Дополнительный отпуск способствует повышению
209
Рис. 86. Влияние молибдена и ниобия на механические свойства листов:
сплошные линии - после старения: штриховые - в горячекатаном состоянии
предела текучести при всех уровнях содержания ниобия на 120 -
140 Н/мм3 по сравнению с горячекатаным состоянием. Увеличение
содержания ниобия свыше 0,09 % не вызывает дополнительного уп-
рочнения, что указывает на насыщение твердого раствора аустени-
та стали данного химического состава фазой Nb(C, N). Избыточ-
ное количество ниобия в форме грубых частиц высокотемператур-
ной фазы Nb(C, N) не участвует в процессе упрочнения как в горяче-
катаном состоянии, так и после отпуска.
В конце 70-х годов ЦНИИЧерметом им. И.П. Бардина была разра-
ботана сталь системы Мп - Mo - Nb - V марки 08Г2ФБ, предназна-
ченная для изготовления газопроводных труб диаметром 1420 мм
с > 588 Н/мм3 на давление 7,4 Н/мм3 для условий Севера.
Согласно техническим условиям на поставку листов содержание
химических элементов не должно превышать следующие нормы, %:
0,12 С; 1,7 Мп; 0,5 Si; 0,3 Мо; 0,08 V; 0,05 Nb; 0,010 S; 0,020 Р; Сэ < 0,43.
В связи с тем, что кроме химического состава не меньшую роль
в формировании свойств играет контролируемая прокатка было ис-
следовано влияние основных параметров контролируемой прокат-
ки - температуры нагрева и температуры конца прокатки - на ме-
ханические свойства и сопротивление разрушению стали 08Г2МфЬ [88].
Исследование проводили на двух лабораторных плавках с раз-
личным содержанием молибдена следующего химического состава,
(% по массе):
Плавка Si Р Мо Nb At
1 0,22 0,013 0,23 0,05 0,02
2 0,23 0,010 0,16 0,045 0,03
210
Рис. 87. Влияние температуры нагрева под прокатку на механические свойства
стали 08Г2МФБ (Тк.п = 810 °C)
Во всех плавках содержится 0,07 % С; 1,65 % Мп; 0,005 % S;
0,07 % V; 0,010 % N. Сталь выплавляли в 60-кг индукционной печи.
Слитки массой 17 кг ковали при 1200 °C на заготовки сечением
70 х 70 мм.
Нагрев под прокатку опытной стали осуществляли при 1050 -
1250 °C в течение 1,5 ч. Заготовки прокатывали по контролируемым
режимам на полосу толщиной 15 мм. Первые черновые три пропус-
ка осуществляли в высокотемпературной области > 950 °C. Окон-
чательные пропуски в чистовой стадии прокатки проводили после
подстуживания, обеспечивающего необходимую температуру кон-
ца прокатки, которая изменялась от 850 до 715 °C.
На рис. 87 показано изменение механических свойств стали с
0,23 % Мо в зависимости от температуры нагрева под прокатку. Тем-
пература нагрева под прокатку составляла 1050,1150 и 1250 °C. Пер-
вые три пропуска с толщины 70 и 45 мм проводили через 5 - 10 с
после выдачи заготовок из печи, т.е. при 1230 -1190 °C, 1130 -1090 °C
211
и 1040 - 1000 °C. Чистовую стадию прокатки проводили за семь про-
пусков в интервале температур 880 - 810 °C (у-область).
Наиболее высокая прочность наблюдалась после нагрева при
1250 °C. После нагрева при 1150 °C прочность была несколько ни-
же (на ~ 10 - 20 Н/мм2). Значительное падение временного сопро-
тивления (на ~ 50 Н/мм2) и, особенно, предела текучести (на 70 МПа)
наблюдалось при понижении температуры нагрева до 1050 °C. По-
нижение прочности обусловлено уменьшением количества карбо-
нитрида ниобия, перешедшего в твердый раствор, и снижением чис-
ла дисперсных частиц фазы Nb(C, N), вызывающих эффект диспер-
сионного твердения феррита при выделении в процессе охлаждения
после прокатки.
Понижение температуры нагрева под прокатку оказывает поло-
жительное влияние на ударную вязкость и критическую температу-
ру хрупкости Т50. С понижением температуры нагрева с 1250 до
1050 °C ударная вязкость при температурах от 0 до -40 °C повыси-
лась на 60 - 70 Н/мм2, а переходная температура Т50 сместилась
в сторону отрицательных температур на 30 °C (с -20 до -50 °C).
Исследование микроструктуры позволило установить, что паде-
ние прочностных свойств стали 08Г2МФБ при понижении темпера-
туры нагрева под прокатку связано не только с уменьшением эффек-
та дисперсионного упрочнения, но также и снижением количества
бейнита. Так, после прокатки с нагревом при 1150 и 1250 °C конеч-
ная структура стали плавки 1 (0,23 % Мо) состояла из феррита и 35 %
бейнита. Понижение температуры нагрева до 1050 °C сопровождает-
ся появлением в структуре перлита и уменьшением количества бей-
нита (рис. 88). Это достаточно хорошо предсказывают результаты
дилатометрических испытаний по определению положения крити-
ческих точек и построения термокинетических диаграмм распада
горячедеформированного аустенита стали 08Г2МФБ в зависимос-
ти от температуры нагрева перед деформацией (см. рис. 35 и 46).
Контролируемая прокатка с нагревом 1250 °C приводит к получению
неоднородной феррито-бейнитной структуры, содержащей как разно-
зернистый полигональный феррит, так и крупные участки бейнита.
•Снижение температуры нагрева до 1150 °C способствует получе-
нию более однородной микроструктуры. Наиболее дисперсная струк-
тура наблюдалась после нагрева при 1050 °C. Понижение прочнос-
ти стали, уменьшение количества бейнита в структуре и увеличение
степени ее однородности и дисперсности, наблюдаемые при сниже-
нии температуры нагрева от 1250 до 1050 °C, определяют значитель-
ное повышение вязкости и пластичности и особенно хладостойкос-
ти стали. Так, при понижении температуры нагрева от 1250 до 1050 °C
ударная вязкость KCV при температурах (0) + (-40) °C повысилась
212
Рис. 88. Влияние температуры нагрева под прокатку на микроструктуру стали
08Г2МФБ (Тк.п = 810’С):
а - <н = 1050’С; б - tH = 1250 с
на 60 - 70 Дж/см2, а критическая температура хрупкости Т50 на об-
разцах с острым надрезом понизилась на 30 °C.
При одинаковой температуре нагрева (1250 и 1150 °C) понижение
температуры деформации в черновой стадии с 1200 и 1100 °C до
1000 - 970 °C приводит к измельчению з?рна аустенита перед нача-
лом чистовой прокатки. В результате происходит дополнительное
измельчение конечного зерна феррита и повышение однородности
всей структуры. Получение однородной феррито-бейнитной струк-
туры после черновой прокатки при 1000 - 970 °C связано с тем, что
в этом температурном интервале рекристаллизация горячедефор-
мированного аустенита идет достаточно быстро, в то время как рост
рекристаллизованных зерен заторможен.
На рис. 89 показано влияние Т^п в чистовой стадии на механичес-
кие свойства обеих исследованных плавок стали 08Г2МФБ. Темпе-
ратура нагрева под прокатку составляла 1150 °C, температура про-
катки в черновой стадии 1000 - 980 °C. Черновую прокатку осущест-
вляли за два прохода с толщины 70 мм на толщину 45 мм. Чистовая
стадия включала шесть последовательных проходов с суммарным
обжатием 70 %. Температуру конца прокатки варьировали от 850
(у-область) до 720 °C (у + a-область). Критические точки Аг§:е$ иссле-
дованных сталей, определенные путем дилатометрического иссле-
дования с предварительной горячей пластической деформацией, ле-
жали при температуре 795 °C для стали с 0,16 % Мо (плавка 2) и при
780 °C для стали с 0,23 % Мо (плавка 1).
Как и для стали 09Г2ФБ, при понижении Т^п в у-области прочност-
213
Рис. 89. Влияние температуры окончания прокатки на механические свойства
стали 08Г2МФБ:
1 - 0,23 % Мо; 2 - 0,16 % Мо
ные свойства изменяются слабо, тогда как сопротивление хрупко-
му разрушению существенно повышается, что выражается в пони-
жении критической температуры хрупкости Т50 и росте ударной вяз-
кости при отрицательных температурах.
При окончании прокатки ниже Аг§е$ происходит существенное
повышение прочностных свойств, особенно предела текучести, ко-
торый возрастает с 580 до 460 Н/мм2 после окончания прокатки при
800 °C до 610 и 570 Н/мм2 после окончания прокатки при 720 °C для
сталей плавок 1 и 2 соответственно. 'Временное сопротивление с
понижением температуры конца прокатки ниже Аг$е$ растет менее
интенсивно, чем предел текучести: с 640 и 600 Н/мм2 после окон-
чания прокатки при 800 °C до 740 и 670 Н/мм2 после окончания про-
катки при 720 °C для сталей плавок 1 и 2.
Относительное удлинение б5 для стали с 0,16 % при всех темпе-
ратурах окончания прокатки имеет более высокие значения, чем у
стали с 0,23 % Мо. При понижении температуры окончания прокат-
ки ниже Аг§*$ относительное удлинение снижается вследствие уп-
214
Рис. 90. Сопоставление механи-
ческих свойств сталей 09Г2 (1);
09Г2ФБ (2); 08Г2МФБ с 0,23 % Мо
(3) и 08Г2МФБ с 0,16 % Мо (4)
после прокатки по контролируе-
мым режимам
20
140
60
-20
-40
-60
-80
-100
500 550 600 650 700 6й,Н1ммг
рочнения стали, причем наиболее заметно это выражено для менее
прочной и более пластичной стали с 0,16 % Мо (с 28 % после прокат-
ки при 800 °C до 21 % после окончания прокатки при 720 °C).
Снижение температуры конца прокатки ниже Аг£еФ по-разному
влияет на характеристики вязкости в зависимости от температуры
испытания стали и температурной области, в которой завершается
прокатка. Ударная вязкость при +20 °C монотонно падает при сни-
жении температуры конца прокатки от 820 до 720 °C. При этом раз-
рушение ударных образцов обеих сталей имеет полностью вязкий
характер независимо от
При испытании стали в области отрицательных температур в ин-
тервале перехода от вязкого разрушения к хрупкому выявляется
преимущество прокатки при пониженных температурах вследствие
215
снижения переходной температуры хрупкого разрушения. Наиболее
низкие значения переходной температуры Т50 получены для обеих
сталей после окончания прокатки при 750 - 760 °C. Увеличение до-
ли вязкой составляющей в изломах ударных образцов при отрица-
тельных температурах испытания, происходящее при снижении тем-
пературы конца прокатки от 850 - 820 °C (у-область) до 760 - 750 °C
(у + a-область), приводит к увеличению ударной вязкости стали, не-
смотря на повышение прочности и снижение пластичности. Однако
при дальнейшем снижении температуры окончания прокатки до 720 °C
ударная вязкость при -60 °C снижается, несмотря на сохранение
полностью вязкого излома, что связано с сильным повышением проч-
ности стали.
Из рис. 90 видно, что для стали с 0,16 % Мо при одинаковом уров-
не временного сопротивления со сталью с 0,23 % Мо переходная тем-
пература ТВ5 во всех случаях была ниже на 10 - 20 °C. Это свиде-
тельствует о том, что избыточное легирование молибденом вредно
в том случае, когда необходимый уровень прочности может быть
достигнут иными средствами. В то же время высокая прочность
(ов > 650 Н/мм2) при низких значениях Т50 (< -70 °C) для стали с
0,23 % Мо достигается, если Ткп составляет 760 - 770 °C, в то вре-
мя как для стали с 0,16 % Мо прокатку необходимо заканчивать при
температурах ниже 730 - 740 °C.
Сравнивая уровень механических свойств стали 09Г2ФБ и 08Г2МФБ,
можно отметить, что наиболее высокими вязкими и пластическими
свойствами, а также сопротивлением хрупкому разрушению обла-
дают стали 09Г2ФБ и 08Г2МФБ с 0,16 % Мо. Их пределы текучести
примерно одинаковые для всех температур окончания прокатки, од-
нако временное сопротивление стали с 0,16 % Мо на 40 - 50 Н/мм2
превышает значение ов стали 09Г2ФБ, что объясняется упрочняющим
влиянием молибдена.
Введение 0,23 % Мо приводит к получению более высоких значе-
ний временного сопротивления (на ~ 40 - 80 Н/мм2) по сравнению
со сталями 09Г2ФБ и 08Г2МФБ с 0,16 % Мо. В то же время пределы
текучести исследованных сталей после контролируемой прокат-
ки мало отличаются. Это связано с тем, что диаграмма растяжения
(нагрузка - деформация) стали 08Г2МФБ с 0,23 % Мо не имеет пло-
щадки текучести, в то время как диаграммы растяжения сталей
09Г2ФБ и 08Г2МФБ с 0,16 % Мо такую площадку имеют (рис. 91). От-
сутствие площадки текучести указывает на наличие в структуре зна-
чительного количества бейнита. В стали с 0,23 % Мо в процессе ох-
лаждения после прокатки формируется смешанная феррито-бейнит-
ная структура, в стали с 0,16 % Мо - структура, состоящая из фер-
рита, перлита и бейнита. С понижением Ткп микроструктура стано-
216
Рис. 91. Типичные кривые деформация - растяжение сталей типа 09Г2ФБ с фер-
рито-перлитной (а) структурой и стали 08Г2МФБ со структурой игольчатого фер-
рита (б):
1 - предел текучести листа; 2 - истинный предел текучести стали трубы до экс-
пандирования; 3 - то же, после экспандирования; 4 - предел текучести, измерен-
ный на образце, вырезанном из трубы после экспандирования
вится более мелкозернистой и однородной, что способствует повы-
шению сопротивления хрупкому разрушению. Прокатка с окончанием
при 720 - 715 °C приводит к образованию сильнодеформированной,
вытянутой структуры.
На рис. 90 сопоставлен уровень механических свойств исследо-
ванных сталей после контролируемой прокатки по различным режи-
мам. Из приведенных данных видно, что комплексное микролегиро-
вание малоперлитных сталей добавками ниобия, ванадия и тйтана
(сталь 09Г2ФБ) способствует значительному повышению прочнос-
ти (на 80 - 150 Н/мм2) при сопоставимых режимах контролируемой
прокатки.
Несмотря на более высокую прочность, сталь 09Г2ФБ обладает
по ^сравнению со сталью 09Г2 более высокими показателями удар-
ной вязкости, пластичности и сопротивления хрупкому разрушению.
Вместе о тем понижение 7"|еп стали 09Г2 до 700 °C позволяет обес-
печить получение уровня прочности, характерного для стали 09Г2ФБ
после прокатки при 800 °C (у-область) при значительно более низ-
ком'положении переходной температуры.
Понижение Т^п в у- и у + a-областях способствует повышению
ударной вязкости исследованных сталей при температурах испы-
тания, где разрушение имеет смешанный вязко-хрупкий характер,
что объясняется увеличением энергоемкости разрушения за счет
увеличения доли вязкого разрушения. И наоборот, при температу-
рах испытания, где разрушение полностью вязкое (например, при
217
+20 *С) понижение Т^п приводит к снижению величины ударной вяз-
кости в результате повышения прочности.
Переходная температура хрупкого разрушения Твв понижается
при снижении для стали 09Г2 до 700 °C, для сталей 09Г2ФБ и
08Г2МФБ - до ~750 °C.
В целом можно отметить, что снижение Т^п в смешанную у + а-
область позволяет резко повысить весь комплекс механических
свойств исследованных сталей. Регулированием 7^ в у + «-облас-
ти можно добиться в зависимости от предъявляемых требований
получения либо высокой вязкости и пластичности, либо повышенной
прочности. Так, на простой по составу стали 09Г2 в листах толщи-
ной 12 - 15 мм понижением Т^п до 700 - 680 °C можно получить га-
рантированные значения ов > 520 Н/мм2; от > 440 Н/мм2; Т50 на
образцах с острым надрезом тип 11 (по ГОСТ 9454-78) не выше
(-60) ♦ (-70) °C, ударной вязкости на образцах типа 11 при -60 °C
не менее 60 Дж/см2. Таким образом, сталь 09Г2 после контролируе-
мой прокатки удовлетворяет требованиям, предъявляемым к труб-
ным сталям категорий прочности не ниже Х58.
На стали 09Г2ФБ оптимальный комплекс свойств достигнут пос-
ле прокатки при 750 - 700 °C и был значительно выше, чем у стали
09Г2: ов = 590 - 680 Н/мм2; от = 510 - 600 Н/мм2; КСУ_60 = 80 -
120 Дж/см2; Tso на образцах типа 11 (-90) + (-100) °C. Такие свойст-
ва соответствуют сталям категории прочности Х70.
Введением молибдена достигается значительное упрочнение ста-
ли, что позволяет получать высокие прочностные свойства в листах
толщиной более 20 мм. Упрочняющее влияние молибдена полностью
выявляется после трубного передела, в процессе которого проис-
ходит значительное увеличение предела текучести основного метал-
ла труб (на 50 - 100 Н/мм2).
На стали 08Г2МФБ с 0,16 % Мо после контролируемой прокатки
с окончанием при температурах 750 - 725 °C были получены следую-
щие свойства: ов = 620 - 650 Н/мм2; от = 500 - 520 Н/мм2; 6 = 26 -
24%; КСУ_60 = 100 - 90 Дж/см2; Т50 < -85 °C.
При увеличении содержания молибдена до 0,23 % и прокатке по
таким же режимам механические свойства стали 08Г2МФБ были
следующие: ов = 670 - 700 Н/мм2; от = 510 - 540 Н/мм2; 6 = 22 -
20%; КСУ_60 = 80 - 60 Дж/см2; Т50 -70 °C.
Таким образом, за счет рационального выбора режимов контро-
лируемой прокатки на малоперлитных сталях могут быть получены
механические свойства, отвечающие требованиям, предъявляемым
к трубным сталям в северном исполнении категорий прочности Х58
(сталь 09Г2), Х65, Х70 (сталь 09Г2ФБ), Х70, Х80 (сталь 08Г2МФБ).
218
В промышленных условиях была изготовлена промышленная пар-
тия листов из стали 08Г2МФБ. Выплавку осуществляли в большегруз-
ных конвертерах'емкостью 160 т. Металл разливали на МНЛЗ на сля-
бы сечением 240 х 1290 мм. Сталь рафинировали в ковше синтети-
ческим шлаком и подвергали дополнительной обработке порошко-
вым 15 %-ным силикокальцием в количестве 0,7 - 2,0 кг/т или РЗМ
в количестве 3 кг/т. Из общего числа плавок 25 были выплавлены
с обработкой синтетическим шлаком, 9 плавок - с дополнительной
обработкой порошкообразным силикокальцием и 9 плавок - с допол-
нительной обработкой РЗМ.
Фактическое содержание химических элементов в металле про-
мышленной выплавки находилось в следующих пределах, %: 0,07 -
0,09 С; 1,4 - 1,70 Мп; 0,25 - 0,40 Si; 0,12 - 0,18 Мо; 0,004 - 0,009 S;
0,013 - 0,018 Р; 0,03 - 0,05 Nb; Сэ = 0,36 - 0,41.
Прокатку слябов на листы толщиной 17 мм проводили на толсто-
листовом реверсивном стане 3600. Слябы нагревали перед прокат-
кой до температуры 1150 °C. Прокатка металла в черновой клети
осуществлялась за девять проходов до толщины 50 мм. Подкаты ох-
лаждали на рольганге перед чистовой клетью с 1000 до 850 °C. Про-
катку в чистовой клети проводили за восемь пропусков до толщи-
ны 17 мм; Тк п = 760 -г- 750 °C.
50 70 90 110 130 150 170 50 70 90 110 130 150 170
КСУ-ц.Дж/см2 KCU.№,Дж/СМ2
Рис. 92. Механические свойства листов из стали 08Г2МФБ, выплавленной с при-
менением обработки синтетическими шлаками, а также с дополнительным мо-
дифицированием силикокальцием или РЗМ:
1 — РЗМ; 2 — SiCa; 3 — без добавок
219
Сталь, обработанная силикокальцием или РЗМ, имела более вы-
сокие показатели ударной вязкости, чем выплавленная по обычной
технологии с обработкой синтетическими шлаками (рис. 92). Меха-
нические свойства листов из плавок, обработанных силикокальцием
или РЗМ (с учетом допущений, предусмотренных на период освое-
ния производства стали), в основном, соответствовали заданным
требованиям. Так, по временному сопротивлению выход годного
составил 99,5 %, по величине ударной вязкости KCV_1S и KCU_60
около 99 - 100 %, по относительному удлинению (в трубах) 97,5 %.
Окончательное формирование механических свойств стали
08Г2МФБ происходит при изготовлении труб. На рис. 93 показано
540 580 620 660 700 360 400 440 480 520 560
б,, Н/мм2 60г,Н1ммг
Рис. 93. Влияние трубного передела на механические свойства стали марок
08Г2МФБ и 09Г2ФБ:
а, б - сталь 09Г2ФБ; в, г - 08Г2МФБ с 15 % Мо; д, в - 08Г2МФБ с 0,3 % Мо; пуйктир-
ные линии - лист, сплошные - труба
220
»влияние трубного передела на механические свойства основного
металла труб из стали 08Г2МФБ с содержанием около 0,15 % Мо,
построенные по данным входных и сдаточных испытаний листов
и труб. Для сравнения приведены кривые для аналогичных сталей
без молибдена (типа 09Г2ФБ) и с молибденом 0,3 %. При переделе
листов в трубы временное сопротивление в результате наклепа по-
вышается в среднем на 10 Н/мм3, относительное удлинение падает
на 1 - 2%.
У стали без молибдена в результате трубного передела наблю-
дается снижение предела текучести примерно на 10 - 20 Н/мм3
вследствие проявления эффекта Баушингера. Наличие в образцах
из экспандированных труб остаточных растягивающих напряжений
приводит к снижению предела текучести металла готовых труб. На-
против, в стали с молибденом в результате передела листов в тру-
бы предел текучести о0 2 значительно возрастает (на 55 - 60 Н/мм2
при содержании 0,15 % Мо и на 70.- 80 Н/мм3 при содержании 0,3 %
Мо). В данном случае отрицательное влияние эффекта Баушингера
на предел текучести перекрывалось влиянием деформации метал-
ла труб при экспандировании, которая приводит к изменению фор-
мы кривой деформация - растяжение. Благодаря этому значения
условного предела текучести, определяемого на базе пластической
деформации, равной 0,2 °£, в итоге сильно росли.
Таблица 27. Химический состав сталей
Плавка Обработка в С Мп Si V Nb
ковше
А СШ*1 0,08 1,40 0,21 0,08 0,04
Б РЗМ 0,07 1,50 0,32 0,05 0,05
В SiCa 0,07 1,40 0,31 0,07 0,03
Мо AI S Р N
А , СШ*1 0,16 0,03 0,007 0,017 0,006
Б РЗМ 0,15 0,0035 0,006 0,02 0,008
В SiCa 0,15 0,025 0,006 0,016 0,007
«сш - синтетический шлак.
Таблица 28. Механические свойства сталей
Плавка ов, Н/мм2 о0>2> Н/мм2 в 5, % КСУ.15, Дж/см2 кси.бо, Дж/см2
А 608 460 22 80 90
Б 588 422 24 105 110
В 595 460 23 100 140
221
Химический состав типичных плавок (А, Б и В) стали, обработан*
ной в ковше по различным вариантам, приведены в табл. 27. В табл. 28
приведены механические свойства листов из них.
На основании статистической обработки результатов приемных
и сдаточных испытаний на Харцызском трубном заводе определе*
но влияние химических элементов в пределах марочного состава
на механические свойства листов и основного металла труб из ста-
ли 08Г2МФБ.
В табл. 29 приведены обобщенные данные по удельному влиянию
химических элементов на механические свойства стали 08Г2МФБ
в листах и готовых трубах.
В результате проведенного исследования были выданы следую-
щие рекомендации по корректировке основного химического сос-
тава стали 08Г2МФБ, %: 0,07 - 0,08 С; 1,45 - 1,60 Мп; 0,2 - 0,35 Si;
0,15 - 0,18 Мо; 0,04 - 0,06 V; 0,03 - 0,05 Nb; < 0,006 S; 0,020 Р.
Производство сталей, микролегированных добавками молибде-
на с прочностью Х65.Х70, Х80, освоено рядом зарубежных фирм
Северной Америки, Западной Европы и Японии, занимающих веду-
щее положение в производстве труб большого диаметра для магист-
ральных трубопроводов [90 - 94]. Основная доля их производства
Таблица 29. Влияние химических элементов на средние значения
механических свойств стали 08Г2МФ6
Элемент Пределы леги- рования, % ДоО12, Н/мм2 Д ов, Н/мм1 дв5,% ДКСУ_15 Дж/см2
С (на 0,01 %) 0,07-0,11 4-7 4-26 +12,5 +12 —1 —1 -25 -25
Мп (на 0,1 %) 1,4-1,7 -15 +3,3 +10 +5 -1,5 -1 -11 0
Мо (на 0,01 %) 0,12-0,18 -9 +1 +8 -0,7 -0,5 —8 -10
Nb (на 0,01 %) 0,03-0,045 +13 +5 +6 -1,5 -0,8 2,5 5
V (на 0,01 %) 0,5-0,08 +10 +8 +7 -0,7 -0,7
Сэ (на 0,01 %) 0,34-0,39 — +11 -1,2 -0,8 -9 -5
Примечание. В числителе - основного металла труб. изменение свойств листов, в знаменателе -
222
Таблица 30. Типичные составы сталей с молибденом,
выпускаемых зарубежными фирмами
Сталь системы Содержание элементов, % (не более) С Мп Nb МО
Мп - Мо - Nb“ Mo-Nb Мо - Nb - V*3 0,08 1,7 0,05 0,35 0,12 1,4 0,04 0,20 0,12 1,4 0,02 0,20
Примечание. Все стали содержат не более 0,02 % Р; 0,01 % S; 0,25 % Si;
0,05 % AL
** Структура игольчатого феррита.
Содержит 0,06 % V.
падает на конвертерные цехи этих фирм, однако имеются сведения
i выплавке их также в дуговых и мартеновских печах. Разливка ста*
ли осуществляется, как правило, на МНЛЗ. Во всех случаях большое
внимание уделяется снижению содержания серы в стали путем пред*
варительной десульфурации чугуна и непосредственно самой ста*
ли. Для предотвращения образования сульфидов удлиненной фор-
мы металл обрабатывают кальцием или РЗМ.
В табл. 30 приведен типичный состав сталей со структурой иголь-
чатого феррита и малоперлитных, содержащих добавки молибдена.
Прокатка сталей осуществляется как на толстолистовых ревер-
сивных, так и непрерывных широкополосных станах. Толстые лис-
ты используют для изготовления прямошовных труб методом U - О-
процесса, рулонные полосы для изготовления спиральношовных труб.
Приведем данные статистической обработки результатов испы-
таний спиральношовных труб диаметром 1070 мм с толщиной стен-
ки 9,7 мм, изготовленных фирмой ”lpsco” (Канада):
Значение Среднее Стандартное отклонение
Ов, Н/мм3..................... 636 23,9
о,а, Н/мм3.................... 517 17,5
б5, %........................ 33 2
KCV, Дж/см3................... 194 29,4
77о, %...................... -43 8
Т“ %........................ -44 11
* Образцы Шарли. ** Образцы DWTT.
Среднее содержание элементов в плавках составляло, %: 0,042 С;
1,61 Мп; 0,24 Мо; 0,062 Nb; 0,01 Р; 0,014 S; 0,024 Si; 0,21 Си; 0,12 Ni.
Французская фирма ’’Usinor” поставила значительное количест-
223
во труб из молибденониобиевой стали диаметром 820 мм с толщи-
ной стенки 20 мм для газопровода, прокладываемого в Северном
море. Среднее содержание химических элементов в стали кисло-
родно-конвертерных плавок составляло, %: 0,093 С; 1,45 Мп; 0,2 Мо;
0,048 Nb; 0,007 S; 0,045 Al; 0,02 Се. Средние значения механических
свойств по плавкам имели значения: оо 2 = 510 Н/мм2; ов = 619 Н/мм2;
KCV_10 = 104 Дж/см2; доля волокна в изломах образцов DWTT при
-10 °C составляла 100 %; Сэ = 0,383. Сталь показала высокое сопро-
тивление разрушению и высокую стойкость к водородному охруп-
чиванию.
В табл. 31 приведены типичные механические свойства основно-
го металла труб большого диаметра, изготовленных на заводе фир-
мы "Italsider” (Италия) из молибденониобиевой стали Молитар Х70,
предназначенной для арктических трубопроводов. Сталь имела хи-
мический состав, %: 0,04 - 0,08 С; 1,45 - 1,85 Мп; 0,045 - 0,055 Nb;
0,2 - 0,4 Мо; до 0,3 Ni; Сэ = 0,38 - 0,42. Полученные результаты сви-
детельствуют о возможности производства труб с более высоки-
ми значениями прочностных характеристик, чем предусматривает-
ся требованиями, предъявляемыми к стали категории прочности Х70.
Несколько японских металлургических фирм исследовали ста-
ли систем Мо - Nb и Мо - Nb - V, предназначенные для изготовле-
ния магистральных трубопроводов, работающих при низких темпе-
ратурах. Типичный химический состав таких сталей для труб 1220 х
х 27 мм (фирма "Kawasaki”), %: 0,05 С; 1,78 Мп; 0,25 Si; 0,015 Р;
0,003 S; 0,059 Nb; 0,1 Мо; 0,006 N; 0,043 AI. Механические свойства
труб из указанной стали: оо 2 > 490 Н/мм2; ов > 585 Н/мм2; 65 >
> 30 %; KCV_40 > 360 Дж/см2; Т50 на образцах Шарли при -112 °C,
ТВ5 на образцах DWTT при -37 °C.
В работе [93] приведены сведения о разработке стали для труб
диаметром 1220 - 1420 мм с толщиной стенки 19 мм категории проч-
Таблица 31. Механические свойства основного металла труб
молибденсодержащей стали производства фирмы ’italsider” (Италия)
Толщина стенки трубы, мм Оф,2» Н/мм2 ° в» Н/мм2 8S. % kcv.2O, Дж/см3 7*90» °C, в образцах
Шарли DWTT
12 558 666 36 41/127 -60 -50
15 529 637 36 44/127 -60 -45
20 500 627 36 54/137 -50 -35
30 480 617 36 68/137 -30 —
Примечание. В числителе - без обработки модификаторами; в знаменате-
ле—обработкой SiCa или РЗМ.
224
ности Х80 с минимальным пределом текучести 600 Н/мм2. Наибо-
лее рациональными являются следующие составы сталей, %:
Сталь С Мп Si Мо Nb Другие
1 0,08 1,6 0,10 0,3 0,05 0,076 V
2 0,036 1,6 0,10 0,35 0,064 0,29 Ni
3 0,036 1,8 0,11 0,3 0,055 0,074 V
Для обеспечения требований, предъявляемых к трубам Х80 (ов >
> 686 Н/мм2; о0>2 > 548 Н/мм?; KCV_20 >115 Дж/см2; содержание
волокнистой составляющей на образцах DWTT при -20 °C состав-
ляет > 85 %) сталь должна обладать смешанной структурой, состоя-
щей из полигонального феррита, перлита, бейнита и мартенсито-аус-
тенитной (М/А) фазы, а также чрезвычайно мелких частиц карбонит-
ридов ниобия и ванадия, выделившихся в сформированной в аусте-
ните субструктуре и в окончательной дислокационной структуре
игольчатого феррита. Для получения такой структуры необходимо
проведение контролируемой прокатки с окончанием деформации
при температуре ~ 700 °C. Повышение эффекта дисперсионного уп-
рочнения достигается за счет одновременного микролегирования
ниобием и ванадием.
В работе [94] сообщается о разработанной фирмой "Union Carbid”
(США) стали, содержащей, %: 0,09 С; 1,4 Мп; 0,15 Мо; 0,09 V и 0,02 Nb,
предназначенной для труб категории прочности Х70 с толщиной стен-
ки 13,7 и 15,2 мм. После контролируемой прокатки с окончанием де-
формации при температурах 730 - 740 °C сталь обладала следую-
щим комплексом механических свойств в трубах: оо2 = 506 -
547 Н/мм2; ов = 606 - 644 Н/мм2; KCV.3O > 68 Дж/см*; Т85 на об-
разцах DWTT при температуре -30 °C. Сталь обладала удовлетво-
рительной свариваемостью.
Таким образом, для изготовления газопроводных труб большо-
го диаметра категорий прочности Х70 (ов > 588 Н/мм2) и Х80 (ов >
> 686 Н/мм2) хорошо зарекомендовали себя низкоуглеродистые
стали, микролегированные молибденом в количестве до 0,3 % в со-
четании с микродобавками ниобия (до 0,05 %) и в некоторых случаях
ванадия (до 0,08 %). Применение молибдена в таких сталях основа-
но на его способности оказывать существенное влияние на кинети-
ку распада горячекатаного аустенита, смещая у - «-превращение
в верхнюю часть промежуточной области, подавляя при этом выде-
ление полигонального феррита и перлита. При этом формируется
структура частично или полностью состоящая из игольчатого фер-
рита, характеризующаяся мелкозернистостью, развитой субструк-
турой. и высокой плотностью дислокаций, упрочненная дисперсны-
ми выделениями карбонитридных фаз ниобия или ванадия.
225
Дефицитность и относительно высокая стоимость молибдена су-
щественно сдерживает использование его в сталях для газопровод-
ных труб массового производства.
2. СВЕРХНИЗКОУГЛЕРОДИСТЫЕ СТАЛИ С БОРОМ
В последнее время внимание исследователей, занимающихся
разработкой сталей для газопроводных труб большого диаметра,
привлекают комплексно микролегированные сверхнизкоуглеродис-
тые стали со структурой верхнего бейнита, содержащие чрезвычай-
но малые добавки бора (СНУБ стали). Интерес к этим сталям выз-
ван возможностью получения в состоянии после контролируемой
прокатки сочетания прочности (на уровне от > 500 - 650 Н/мм2) с
высокими показателями ударной вязкости и сопротивления хрупко-
му разрушению, отвечающими современными требованиями к ста-
лям для газопроводных труб категорий прочности Х75 - Х80 в тол-
щинах до 20 - 25 мм.
Применение бора для микролегирования толстолистовых строи-
тельных сталей, в частности для газопроводных труб большого диа-
метра, основано на том, что небольшие его добавки повышают про-
каливаемость стали, способствуют формированию верхнего бейни-
та (игольчатого феррита) уже при охлаждении на воздухе. Бор повы-
шает прокаливаемость только в том случае, если он находится в
твердом растворе. Если бор связывается в боросодержащие фазы,
то его присутствие оказывает скорер отрицательное влияние, так
как последние могут понижать вязкость и сопротивление хрупкому
разрушению, не влияя на процессы превращения. В связи с этим,
азот, образующий нитрид бора, является наиболее нежелательной
примесью в боросодержащих сталях и его необходимо связывать
более сильными нитридообразующими элементами перед введением
бора в жидкую сталь.
Оптимальное содержание бора, необходимое для повышения проч-
ности низкоуглеродистых сталей, составляет около 0,002 - 0,003 %
(рис. 94) [9]. При более высоком содержании бора наблюдается зна-
чительное падение ударной вязкости и некоторое снижение прочности.
В концепции создания высокопрочных трубных сталей бейнитно-
го класса, в том числе микролегированных с добавками бора, боль-
шое значение отводится снижению содержания углерода до сверх-
низких концентраций. Понижение содержания углерода в этих ста-
лях хоть и приводит к некоторой потере прочности, которая может
быть компенсирована за счет использования других механизмов уп-
рочнения, но одновременно с этим способствует весьма значитель-
ному повышению энергии разрушения и понижению температуры
226
Рис. 94. Влияние бора на механические свойства сверхнизкоуглеродистой ста-
ли (0,02 % С; 0,60 % Si; 1,95 % Мп; 0,2 % Мо; 0,006 % N; 0,08 % Nb; 0,03 % Ti):
А - работа удара при -60 °C (образцы с острым надрезом)
перехода в хрупкое состояние (рис. 95) [10]. Некоторая часть угле-
рода 0,01 %) должна сохраняться в стали для образования карбо-
нитридов ниобия, играющих важную роль в формировании конечной
структуры и свойств за счет измельчения зерна и дисперсного упроч-
нения. Сверхнизкое содержание углерода обеспечивает также вы-
сокую свариваемость.
Обязательным элементом химического состава сталей с бором
является титан, вводимый для связывания азота в жидкой фазе.
Кроме этого, нитрид титана сдерживает рост зерен аустенита при
нагреве под прокатку. Для измельчения зерна аустенита размер час-
тиц не должен превышать 0,02 мкм при содержании нитридов тита-
на не менее 0,004 %. Частицы TiN препятствуют протеканию процес-
сов рекристаллизации в процессе деформации аустенита, что имеет
большое значение для получения мелкого зерна в готовом метал-
ле после завершения контролируемой прокатки. Присутствие час-
Ъ0,°С
Рис. 95. Влияние углерода на механи-
ческие свойства стали (1,75 % Мп;
0,04 % Nb; 0,18 % Мо; 0,01 % Ti;
0,001 % В). Температура нагрева
слябов 1150 °C; температура конца
прокатки 710 °C; толщина листа 20 мм
650
600
550
500
450-
400 .
^в^о.г^/ммг
750
700
- о
- 250
- 200
- 150
100
А-20
-40
А-60
-80 -
-100 -
-120 _
0,01 0,05 0,05 С,%
А-ЗО.Д*
' 550
- 500
50
О
227
тиц TiN в СНУБ сталях необходимо для обеспечения высокой вяз-
кости сварного соединения. Содержание титана в стали определяет-
ся неравенством %Ti > 3,42 % N.
Для получения бейнитной структуры сталь должна содержать до-
статочную концентрацию элементов, подавляющих феррито-перлит-
ное превращение. К числу таких элементов относятся прежде все-
го марганец, молибден и никель. Их упрочняющая роль проявляет-
ся через структурообразование и упрочнение твердого раствора.
В зависимости от толщины листа и требуемого уровня прочности
количество марганца должно составлять от 1,5 до 2,0 %. При значи-
тельных толщинах, например более 25 мм, в качестве легирующе-
го элемента может быть использован и молибден.
Основным легирующим элементом сталей со сверхнизким содер-
жанием углерода является ниобий, который вводят для повышения
прочности и измельчения зерна. При увеличении содержания ниобия
от 0 до 0,05 % в стали, содержащей, %: 0,02 С; 0,5 Si; 1,95 Мп; 0,006 N;
0,03 Ti; 0,003 В; 0,25 Сг; 0,1 Мо, величина от возрастает с 450 до
650 Н/мй2. Сталь испытывали в состоянии после контролируемой
прокатки и отпуска при 620 °C, 15 мин.
СНУБ стали поставляют в состоянии после контролируемой про-
катки. Температура нагрева слябов под прокатку у этих сталей не-
сколько ниже, чем у сталей феррито-перлитного класса и лежит при
температуре 1100 - 1150 °C, так как более высокий нагрев может
вызвать рост зерна аустенита и рост температуры перехода в хруп-
кое состояние. Тк.п должна лежать выше температуры бейнитного
превращения и находиться предпочтительно около 700 °C. С целью
дополнительного повышения ударной вязкости за счет устранения
расщеплений при сохранении прочности прокатка может заканчи-
ваться и при 800 °C [95].
СНУБ стали с пределом текучести оо 2 > 500 - 600 Н/мм2 не тре-
буют проведения отпуска в состоянии* после контролируемой про-
катки. Для достижения ов > 650 Н/мм2 наряду с дополнительным
микролегированием хромом, никелем или молибденом возможно
использование отпуска для более полного использования потен-
циала дисперсионного твердения. Значения ов > 700 Н/мм2 могут
быть получены лишь в отпущенном состоянии.
Вк литературе приведены химический состав и механические
свойства СНУБ сталей различных уровней прочности, изготовлен-
йгых в промышленных условиях и предназначенных для изготовле-
ния газопроводных труб большого диаметра (табл. 32 и табл. 33) [10].
Таким образом, для удовлетворения высоких требований к ста-
лям для газопроводных труб большого диаметра могут найти при-
менение стали бейнитного класса со сверхнизким содержанием уг-
228
Таблица 32. Химический состав (%) СНУБ сталей
разных классов прочности
Класс прочности С Si Mn P S
Х65 0,02 0,14 1,59 0,018 0,003
Х65 0,03 0,16 1,61 0,016 0,003
Х70 0,03 0,14 1,91 0,018 0,0018
Х70 0,01 0,15 1,87 0,022 0,007
Х80 0,02 0,26 1,95 0,022 0,003
Nb Ti Прочие элементы C3 ?C.M
Х65 0,04 0,017 — 0,29 0,11
Х65 0,05 0,016 0,17 Ni 0,31 0,12
Х70 0,05 0,018 — 0,34 0,14
Х70 0,04 0,020 — 0,32 0,11
Х80 0,04 0,019 0,38 Ni; 0,31 Mo 0,43 0,16
Примечание. Во всех сталях содержится 0,001 % В.
рс.м - с + Мп + Си + Сг Si J, HMMWIM V Mo Ni 1 1 . 1 X. -+ 5B.
20 30‘ 10 15 60
Таблица 33. Механические свойства основного металла труб
из СНУБ сталей при растяжении
Класс проч- ности Размер трубы, мм °0,2> Н/мм2 °в» „ Н/мм2 6 5. % °0,2/°В Энергия раз- В.2О, 7*80» °C
рушения при -20 °C, Дж %
X65 1420X16 500 583 42 85 369 100 -50
X65 1220X25 493 602 45 82 324 95 -30
X70 1420 X 20 542 641 42 85 206 100 -40
X70 762X22 551 622 41 89 159 98 -35
X80 1420 х 20 653 732 33 89 178 100 -50
лерода, микролегированные бором. Они характеризуются высоким
сочетанием прочности, вязкости и пластичности и могут быть опро-
бованы как материал для труб с прочностью ов > 690 Н/мм2 для Се-
вера. Изготовление СНУБ сталей требует проведения специальных
технологических мероприятий при выплавке и внепечной обработ-
ке с целью получения сверхнизкого содёржания углерода и защиты
бора от воздействия азота.
229
Глава V. ОСНОВЫ ТЕХНОЛОГИИ ПРОИЗВОДСТВА
СТАЛИ ДЛЯ ТРУБ БОЛЬШОГО ДИАМЕТРА
Для удовлетворения резко возросших в последние годы техничес-
ких требований, предъявляемых к металлу труб, проведена корен-
ная перестройка металлургического процесса производства стали
для труб большого диаметра на базе реконструкции действующего
оборудования, разработки и ввода совершенно новых технологичес-
ких приемов. Доля стали, выплавляемой различными способами,
претерпевает непрерывное изменение. Постоянно и непрерывно рас-
тет производство стали конвертерным способом и несколько менее -
в электропечах за счет уменьшения количества металла, изготав-
ливаемого в мартеновских печах. Коренным образом изменилась
технологическая схема горячей обработки давлением трубных ста-
лей. Широкое развитие получила прокатка по контролируемому ре-
жиму, обеспечивающему получение требуемых высоких свойств.
Дальнейший прогресс достигнут также по улучшению свойств труб-
ных сталей за счет применения термообработки, в первую очередь
термоулучшения готовых труб.
1. ВЫПЛАВКА СТАЛИ
В настоящее время в кислородных конвертерах (160 - 350 т) ос-
воена выплавка практически всех марок трубных сталей.
Чугун, перерабатываемый в кислородном конвертере, обычно со-
держит не более 4,5 % С; 2,6 % Мп; 0,9 % Si; 0,08 % S и 0,3 % Р. После
продувки магнием содержание серы в чугуне обычно не более 0,02 %.
Для удаления шлака применяют двойное скачивание его из чугуно-
возных и заливочных ковшей.
Широко распространен способ обессеривания чугуна в сигаро-
образных миксерных ковшах путем ввода карбида кальция в струе
азота через специальную фурму. При снижении содержания серы с
0,055 до 0,005 % расход карбида кальция не превышает 5 кг/т чугу-
на. Длительность процесса десульфурации чугуна массой 600 т сос-
тавляет 10-15 мин. Специальной обработкой достигают снижения
содержания серы в чугуне до 0,001 %. Стержни, покрытые смесью,
содержащей доломит и до 30 % плавикового шпата, погружают в
ковш и металл перемешивают путем донной продувки нейтральным
газом.
Температура чугуна составляет 1300 - 1450 °C. Количество при-
возного скрапа или оборотного стального лома достигает 27 % от
массы металлошихты. Шлакообразующими материалами служат в
основном свежеобожженная известь и плавиковый шпат. Плавку
низколегированных сталей для труб в кислородном конвертере ве-
230
дут по обычной технологии для низколегированный сталей. Внача-
ле загружают металлический лом, затем заливают жидкий чугун,
подают кислород и шлакообразующие материалы. Кислород окис-
ляет избыточный углерод, кремний и марганец, продукты которых
совместно с известью образуют шлак. Углекислый газ усиливает
циркуляцию металла и шлака, что оказывает благоприятное влияние
на процессы удаления углерода, серы, фосфора и азота. Продолжи-
тельность периода продувки составляет 10 — 20 мин. Содержание
углерода при этом доводят в среднем до 0,035 %, марганца до 0,05 %,
фосфора до 0,006 %, серы до 0,02 %. Температура металла перед
выпуском из ковша около 1660 °C. После продувки конвертер накло-
няют и выпускают металл в ковш с одновременной дачей раскисли-
телей и легирующих элементов в виде прокаленных или расплавлен-
ных ферросплавов.
Основную роль в удалении серы играет основность шлака и со-
держание в нем оксидов железа. В окислительных условиях конвер-
терной плавки имеются ограниченные возможности для десульфу-
рации, поэтому важное значение приобретает чистота исходных ма-
териалов - в первую очередь чугуна и исключение попадания мик-
серного шлака в конвертер [96].
Технологическая схема производства конвертерной стали с низ-
ким содержанием серы (17Г1С-У, 09Г2ФБ и др.) наНЛМК [97] вклю-
чает внедоменную десульфурацию чугуна с последующим скачива-
нием шлака из чугуновозных ковшей, выплавку в конвертере полу-
продукта, содержащего не более 0,008 % Р и 0,025 % S, отсечку кон-
вертерного шлака при выпуске плавки в ковш с набивкой муллито-
корундовой массой, науглероживание, раскисление и легирование
во время выпуска плавки на нижний предел заданного химическо-
го состава жидкими и кусковыми ферросплавами с одновременным
рафинированием стали в ковше.
В последние годы получает распространение технология комби-
нированной продувки сверху и снизу, что позволяет существенно
повысить интенсивность перемешивания ванны, снизить окислен-
ность шлака, повысить степень десульфурации и дефосфорации при
меньшем расходе шлакообразующих материалов.
На ряде предприятий за рубежом (ФРГ, Япония) разработан про-
цесс комбинированной продувки: кислородом сверху, а азотом, ар-
гоном и известью снизу для перемешивания через дно конвертера
(процессы ТВМ, NKCB и др.). Считается, что процесс комбинирован-
ной продувки в конвертере позволяет повысить степень дефосфо-
рации металла, получить более чистую и однородную сталь при одно-
временном достижении ряда технологических преимуществ, в част-
ности уменьшение расхода ферросплавов, времени продувки и т.д.
231
по сравнению с обычным кислородно-конвертерным процессом.
Дальнейшим развитием конвертерного процесса можно считать ком-
бинированную продувку сверху (кислородом) и снизу (кислородом,
известью и охладителем) - процесс К-ВОР, позволяющий вести эф-
фективную дефосфорацию как при высоком, так и низком содержа-
нии углерода.
Трубные стали отдельных марок выплавляют также в мощных
мартеновских печах или двухванных агрегатах, работающих скрап-
рудным процессом на жидком чугуне.
При работе скрап-рудным процессом расход чугуна в шихте обыч-
но составляет 55 - 70 % от массы металлической завалки. Макси-
мальные нормы содержания серы и кремния в чугуне устанавливают
с учетом конкретных условий завода-изготовителя. Должно быть
обращено внимание на жесткое лимитирование содержания серы
в чугуне. При применении в шихте жидкого чугуна, предварительно
обработанного гранулированным магнием, содержание серы в го-
товой стали составило 0,010 % по сравнению с 0,023 % при выплав-
ке на обычном чугуне с 0,04 % S. При этом ударная вязкость повы-
силась примерно в 1,5 раза как в исходном состоянии, так и после
деформационного старения. В качестве шлакообразующих материа-
лов применяют известняк в завалку и известь по ходу плавки. Вмес-
то железной руды и известняка рекомендуется применять агломе-
рат, окатыши или брикеты, обеспечивающие получение к моменту
расплавления основности шлака не менее 1,7. Завалку шихты це-
лесообразно начинать с руды, чтобы защитить подину от приварки
к ней известняка и ускорить плавление, затем заваливать извест-
няк и руду. Заливку чугуна производят форсированно после прогре-
ва заваленной шихты.
После заливки чугуна значительная часть оксидов железа восста-
навливается кремнием и марганцем чугуна, образуя шлак. Энергич-
ный, своевременный спуск шлака - важнейшее условие удаления
максимального количества серы и фосфора.
После полного расплавления определяется содержание в метал-
ле углерода, марганца, серы и фосфора. В период полировки должен
быть наведен шлак нужного состава, закончена десульфурация ме-
талла при энергичном окислении углерода. Количество железной
руды, добавляемой в этот период, должно быть не менее 5 %. При
продувке ванны твердые окислители при полировке можно и не при-
менять. Процессу десульфурации и дефосфорации при выплавке труб-
ных сталей следует уделять большое внимание. Для интенсифика-
ции десульфурации можно на шлак вводить плавиковый шпат. Од-
ним из условий эффективного проведения периода доводки плавки
является обеспечение нормального температурного режима. Целе-
232
сообразно производить доводку плавки с перегревом около 100 °C. Ос-
новность шлака при этом повышается, а к началу чистого кипения долж-
на быть не ниже 2,0 - 2,2.
В период чистого кипения металл должен быть доведен до задан-
ного содержания углерода. При этом должно быть достигнуто воз-
можно более низкое содержание серы и металл должен быть нагрет
до требуемой температуры, обеспечивающей нормальные условия
разливки металла. Присадку руды или лучше окалины разрешается
проводить небольшими порциями.
Основность шлака перед раскислением должна составлять не
ниже 2,2.
Для ускорения процесса окисления углерода целесообразно про-
дувать ванну в течение значительной части периода чистого кипе-
ния. Интенсивность продувки оказывает заметное влияние на содер-
жание в металле водорода и серы.
Благоприятное влияние режима продувки кислорода при выплав-
ке в мартеновской печи стали 14ХГС на содержание газов и неме-
таллических включений следует из приведенных данных:
Средняя интенсивность продувки, мэ/( т • ч) ... 7,0
Содержание водорода, см3/100 г......... 4,6
Содержание азота, Ю"4 %................. 39
Содержание оксидных включений, 10*4 %.. 141
9,5 11 Б.П*
3,4 3,0 4,8
38 36 43
160 204 189
* Без продувки.
Раскисление металла проводят преимущественно в ковше, иног-
да после предварительной присадки части раскислителей в печь.
Все ферросплавы при выпуске необходимо загружать в ковш че-
рез бункер или дозатор равномерно, после наполнения металлом
не менее 1/4 высоты ковша. Заканчивать их присадку следует по
наполнении 4/5 ковша. Ферросилиций вводят после ферромарганца
или силикомарганца, затем - алюминий и ферротитан. Феррована-
дий й азотсодержащие сплавы вводят в ковш последними. Темпе-
ратура металла при выпуске составляет 1610 -1630 °C.
Часто для глубинного раскисления низколегированных сталей
применяют кремний, алюминий и титан, иногда сплавы редкоземель-
ных металлов и др. Для уменьшения количества оставшихся после
раскисления неметаллических включений целесообразно применя-
нять комплексные раскислители, в частности силикомарганец, си-
ликокальций и др., обеспечивающие образование включений боль-
ших размеров и обладающих лучшей способностью всплывать в ков-
ше или при кристаллизации слитка. Обычные раскислители (ферро-
силиций, алюминий) вводят одновременно или последовательно.
233
Широкое применение для раскисления металла в ковше находит
силикокальций, являющийся вторичным раскислителем. При введе-
нии его в металл часть оксидных включений приобретает глобуляр-
ную форму с равномерным распределением в прокате. В результа-
те применения силикокальцил при выплавке стали 09Г2С ударная
вязкость при -40 °C повысилась с 80 Дж/см3 для обычной стали до
107 Дж/см3 при использовании SiCa. Важно также то, что силикокаль-
ций обеспечивает лучшее усвоение алюминия и стабильно высокое
его содержание в металле (до ~ 0,02 %). Опыт показывает, что рас-
кисление силикокальцием эффективно в случае присутствия в ме-
талле алюминия (более 0,02 %), так как в противном случае силико-
кальций будет в основном использован не как глобулятор неметал-
лических включений, а как раскислитель вместо алюминия.
Применение кальция для снижения содержания в стали серы не
оказывает вредных побочных явлений. Цирконий исключительно силь-
но поглощает азот. При этом предупреждается образование нитри-
да алюминия, что сопровождается отсутствием возможности полу-
чения мелкозернистой структуры. Церий отличается меньшим сродст-
вом к азоту, поэтому он не способствует росту зерна.
Распространен способ ввода РЗМ в промежуточный ковш в виде
проволоки диаметром 2 - 4 мм со скоростью 0,05 - 0,1 м/с.
Кальций образует с алюминием жидкоплавкие алюминаты, кото-
рые в ковше коагулируются и удаляются из металла. Оставшиеся
глобулярные включения алюмината кальция распределяются по се-
чению слитка довольно равномерно; в процессе горячей обработки
давлением они практически не деформируются.
Выплавка отдельных трубных сталей (17Г1С и 17Г1С-У) осуществ-
ляется также в двухванных сталеплавильных печах, представляю-
щих собой агрегаты с двумя ваннами, в одной из которых произво-
дят продувку металла кислородом, а во второй осуществляют подо-
грев твердой шихты за счет тепла газов, отходящих от первой ванны.
Двухванная печь снабжена устройствами для продувки кислоро-
дом и природным газом. Металлошихтой служат передельный чугун
(до 67 % общей массы) и сборный металлолом. Содержание серы
в чугуне 0,015 - 0,035 %.
По ходу плавки регулируется подача природного газа и кислоро-
да. Содержание Fe203 в шлаке колеблется в довольно широких Пре-
делах (10-25 %), уменьшаясь по мере нагрева металла и шлака и
выгорания углерода до ~ 0,06 %, после чего вновь, но более резко
повышается. Для снижения окисленности металла применяют усо-
вершенствованный порядок раскисления и подготовки раскислите-
лей. Для перемешивания металла в ковше ограничивали продувку
металла через опускаемый стопор (поглощение азота было менее
234
0,0005 %). Разливку осуществляли в изложницы с прибыльными над-
ставками. Диаметр стакана до 80 ми. Длительность плавки в двух-
ванной печи составляет в среднем 3 ч 50 мин [98]. Содержание се-
ры в стали 17Г1С - не более 0,035 %, в стали 17Г1С-У - не более
0,02 %.
Многочисленные испытания показали, что при одном и том же со-
держании химических элементов металл, выплавленный в двухсан-
ной печи и мартеновской печи, имеет практически одинаковые ме-
ханические свойства. Средние значения и среднеквадратичные от-
клонения механических свойств готовых листов были следующие
(в числителе - значения для стали из двухванной печи; в знамена-
теле - для стали из мартеновской печи): от (Н/мм3) = 387 ± 15/387 ±
± 16; ов (Н/мм3) = 554 ± 22/549 + 23; д5 (%) = 29,2 ± 2,2/29,0 ± 2,2;
KCU.4O (Дж/см3) = 700 ± 150/771 ± 150.
Трубные стали в электродуговых печах выплавляют по одношла-
ковому процессу, без восстановительного периода. После расплав-
ления шихты из печи удаляют шлак и продувают ванну кислородом
до получения заданного содержания углерода, вводят в печь силико-
марганец и выпускают металл в ковш. Затем туда вводят оставшие-
ся легирующие и раскислители.
2. ВНЕПЕЧНАЯ ОБРАБОТКА
Для удовлетворения высоких требований по чистоте и уровню
свойств к трубной стали все большее распространение получают
прогрессивные технологические процессы, в основном вне стале-
плавильного агрегата.
Внепечная обработка стали осуществляется в ковше и преследует
цель повышения однородности и чистоты металла.
Для стабилизации состава и температуры металла, выплавлен-
ного в конвертерах большой емкости, трубную сталь подвергают
в ковше обработке аргоном. Продолжительность продувки 6-25 мин,
средний расход аргона - до 0,05 мэ/т. После продувки температу-
ра металла в объеме ковша выравнивается. При необходимости ох-
лаждения металла в ковш вводят металлическую сечку или погру-
жают сляб. Обработка металла аргоном позволяет снизить темпе-
ратуру стали на 15 - 25 °C. Из-за окислительных процессов содер-
жание алюминия при продувке обычно уменьшается и это необхо-
димо иметь в виду при выплавке стали в конвертерах. Содержание
фосфора при этом несколько растет, а концентрация азота остается*
практически постоянной. Важно то, что при продувке аргоном содер-
жание кислорода существенно снижается (в отдельных марках до
75 %). При наличии известковоглиноземистого шлака в ковше про-
235
дувка сопровождается относительно быстрым снижением содержа-
ния неметаллических включений (в, среднем в два - три раза по срав-
нению с необработанной сталью).
При продувке под окислительным шлаком удаление неметалли-
ческих включений происходит менее интенсивно, а в отдельных слу-
чаях - при большой длительности операции может происходить уве-
личение количества этих включений из-за вторичного окисления ме-
талла [99].
При совмещении продувки стали аргоном с его обработкой син-
тетическим шлаком продувка способствует дополнительному пере-
мешиванию металла с синтетическим шлаком, что способствует
большей эффективности последней обработки. Саму же обработку
жидким известковоглиноземистым шлаком проводят для раскисле-
ния и десульфурации стали.
Раскисление стали обработкой синтетическим шлаком весьма
эффективно, поскольку процесс происходит с большой скоростью
благодаря тому, что поверхность контакта металл - шлак очень боль-
шая из-за дробления шлака при падении с большой высоты. При низ-
ком содержании оксидов железа и высокой активности извести син-
тетический шлак обладает не только раскислительной способностью,
но и способностью удалять серу. Шлаки с высоким содержанием
СаО и А120э расплавляют в специальной электропечи и заливают
в сталеразливочный ковш перед выпуском стали из сталеплавиль-
ного агрегата. Для изготовления синтетического шлака требуются
специальные сырьевые материалы. Обе фазы - сталь и шлак интен-
сивно перемешиваются. Сера, взаимодействуя с СаО/ переходит в
шлак, в шлак переходит и часть оксидных включений.
Обработка низколегированной стали жидким синтетическим шла-
Таблица 34. Содержание неметаллических включений
встали 17Г1С и 16Г2САФ(средний балл по ГОСТ 1778-70)
Сталь Вид включений
оксиды сульфиды силикаты (пластинча- тые) силикаты (круглые) силикаты недеформи- рованные
17Г1С 1,55 2,95 0 0,8 0,9
1,10 0,5 0 0,5 J,1
16Г2САФ 2,25 2,40 2,95 1,15 0
1,35 0,9 3,5 0,85 0
Примечание. В числителе - для стали обычной плавки; для стали.обработанной синтетическим шлаком. в знаменателе -
236
' ком (сталь 17Г1С) значительно снижает в ней содержание серы (с
; 0,025 до ~ 0,010 %) и неметаллических включений (табл. 34). Это спо-
| собствует обычно повышению ударной вязкости на 20 - 50 Дж/см2
‘ при полностью вязком изломе. Металл, обработанный синтетичес-
ким шлаком, отличается повышенной межплавочной однородностью
по химическому составу и качеству, что имеет важное значение в
современном производстве.
На ряде металлургических заводов трубную сталь 17Г1С выплав-
ляют в мартеновских печах с объемом садки до 400 т [100], работаю-
щих скрап-рудным процессом с продувкой ванны кислородом. Для
достижения содержания в такой стали серы менее 0,02 % требует-
ся увеличение расхода известняка в завалку, либо обработка в ков-
ше синтетическими шлаками.
Окончательное раскисление и легирование стали осуществляют
в ковше присадкой во время выпуска 65 % FeSi, SiMn и Al. В ковш
добавляют также 30 % FeTi из расчета введения в металл 0,02 % Ti.
Основность шлака составляет 2,5; его количество - 15 - 20 % от
массы металла. При выпуске в ковш печной шлак не отсекают и он
обычно поступает в ковш с рафинируемым металлом. Среднее со-
держание элементов в стали было, % (в числителе - без обработки;
в знаменателе - обработка .синтетическим шлаком): 1,29/1,32 Мп;
0,46/0,46 Si; 0,009/0,017-Ti; 0,008/0,010 Al.
Установлен дифференцированный расход шлака в зависимости
от содержания серы в металле перед раскислением. Степень десуль-
фурации в таких условиях составляет в среднем 50 %; в готовой ста-
ли содержание серы менее 0,020 %.
Особенно сильное влияние оказывает сера на значение ударной
вязкости стали 09Г2ФБ контролируемой прокатки. С понижением
ее содержания, особенно ниже 0,01 %, за счет обработки синтетичес-
ким шлаком наблюдается резкое повышение ударной вязкости на
образцах тип 11 (см. рис. 67).
Соотношение Се : S = 2 : 1 в готовой стали обычно обеспечивает
перевод всех сульфидов* в глобулярную форму и оптимальное по-
вышение ударной вязкости. За ребужом эффективно разливают сталь
с РЗМ двухковшевым способом. Присадка легирующих, кроме РЗМ,
осуществляется в первом ковше, затем сталь из первого переливают
во второй ковш через стакан большого диаметра 100 мм и более,
куда вводят контейнеры с РЗМ. При вводе 2,5 кг/т РЗМ в сталь с
0,020 % S в готовом металле содержание серы снижается до 0,01 %
и сульфиды приобретают глобулярную форму.
Наиболее целесообразно и эффективно применение продувки ста-
ли в ковше аргоном в сочетании с обработкой ее на установках до-
237
водки металла, что позволяет вводить коррекцию химического сос-
тава, выпуск стали в узких пределах химического состава, осущест-
влять прецизионное легирование и модифицирование с уменьшением
степени угара вводимых элементов и модификаторов [101]. Для эф-
фективного использования элементов внепечной обработки долж-
ны быть приняты меры к отсечке печного шлака и по защите метал-
ла от вторичного окисления во время непрерывной разливки.
При использовании синтетического шлака, содержащего до 5 %
двуоксида титана, остаточное содержание титана тем выше, чем
больше расход шлака. Так, для стали 17Г1С-У при расходе шлака
примерно 15 кг/т содержание титана равно примерно 0,011 %, а для
стали 09Г2ФБ при расходе 45 кг/т оно составляет 0,025 %.
Корректировку состава стали по марганцу, алюминию и микро-
легирование ее ниобием осуществляют на установке по доводке во
время продувки аргоном, проводимой для повышения химической
однородности металла. Обработку стали аргоном проводят через
погружную фурму продолжительностью до 12 мин. Температура ме-
талла после окончания продувки колеблется в пределах 1550 -1570 °C.
При продувке сокращается расход синтетического шлака почти в
два раза, вследствие повышения при этом его рафинирующей спо-
собности.
Современная технология доводки состава стали в ковше позво-
ляет обеспечить содержание ванадия, титана и кремния в стали
09Г2ФБ в ковшевой пробе с точностью ± 0,01 %; ± 0,005 % и 0,05 %
соответственно. Стабильно достигается практически полное усвое-
ние графита металлом, что обеспечивает выпуск стали с узким пре-
делом содержания углерода ± 0,015 % [101].
Комплексная технология внепечной обработки трубных сталей
на НЛМК [100] включает продувку аргоном, коррекцию химическо-
го состава по содержанию углерода, марганца, кремния и других
элементов, раскисление, легирование и доводку химического сос-
тава по содержанию алюминия; обработку жидким известковоглино-
земистым синтетическим шлаком; рафинирование и модифициро-
вание продувкой порошком силикокальция; микролегирование нио-
бием, ванадием и другими элементами.
Установки для продувки стали в ковше аргоном оснащают сис-
темой бункеров и аппаратами для ввода в металл алюминиевой про-
волоки, создаются условия для коррекции химического состава, мо-
дифицирования и микролегирования стали. Установки доводки ме-
талла обеспечивают получение узких пределов химического соста-
ва стали и способствуют повышению гарантированных свойств.
Для продувки металла используют аргон и порошкообразный си-
ликокальций (25 - 32 % Са). Степень десульфурации стали повышает-
238
ся с увеличением количества вводимого в металл силикокальция,
расход которого обычно не превышает 2 кг/т.
Обработка металла синтетическим шлаком снижает количество
сульфидных включений в три раза, а продувка порошком SiCa еще
дополнительно - в 2,5 раза. Количество крупных сульфидов разме-
ром не более 40 мкм снижается в десять раз, при этом количество
и крупность оксидных включений не изменяются.
Обработка SiCa в результате дополнительной десульфурации ста-
ли на 0,002 - 0,006 % и модифицирование сульфидных включений
повышают KCV_iS на 50 - 60 Дж/см2.
Эффективность рафинирования синтетическими шлаками может
быть повышена в случае ввода в строй комплекса шлакоплавильная
печь - циклон, работающего на дешевом недефицитном сырье.
Эффективна также технология внепечной десульфурации стали
жидкими синтетическими шлаками с присадкой шлакообразующей
смеси на основе извести. Дальнейшее расширение объемов внепеч-
ной десульфурации стали связано с применением твердых шлако-
образующих смесей на основе извести и плавикового шпата, при-
саживаемых в ковш при выпуске с расходом до 10 кг/т, и продув-
кой металла порошкообразным силикокальцием с расходом до 1 кг/т
стали. В сочетании с использованием основной футеровки сталераз-
ливочных ковшей эта технология обеспечивает получение содержа-
ния серы в низколегированной трубной стали менее 0,006 %.
Одним из перспективных приемов внепечной обработки сталей
для газопроводных труб большого диаметра является вакуумирование.
При обработке жидкого металла вакуумом уменьшается содер-
жание растворенных кислорода, водорода, азота и оксидных неме-
таллических включений. Благодаря выделению большого количест-
ва газовых пузырьков металл перемешивается и становится более
однородным.
Перспективным представляется использование при выплавке
трубных сталей технологии поточного вакуумирования струи метал-
ла в процессе непрерывной разливки, при котором создаются благо-
приятные условия для более полной дегазации стали.
Имеются сведения о том, что при поточном вакуумировании наб-
людается снижение содержания водорода с 5 - 6 до 2 - 2,5 см3/100 г,
неметаллических включений в два - три раза, а также содержания
азота на 15 - 25 % [100].
Разработаны приемы защиты металла от вторичного окисления
и азотирования на участке разливочный ковш - промежуточный ковш,
в результате чего снижены угар алюминия и азотизация стали в
процессе разливки.
В зарубежной практике внепечную обработку широко используют
239
для доводки конвертерного полупродукта до требуемого состава
и степени чистоты по постоянным примесям (S, Р) и газам (Н, N, О).
В зависимости от требуемого уровня качественных показателей ста-
ли полупродукт в ковше подвергается перемешиванию, порциаль-
ному вакуумированию и продувке модифицирующими реагентами.
Внепечная обработка трубных сталей на фирме ”NKK” (Япония)
включает продувку аргоном и кальцийсодержащими материалами
совместно с легированием, удаление шлака (процессом VSC) и де-
газацию обработкой вакуумом.
При такой обработке содержание примесей доводится до сверх-
низких количеств (ppm, не более ): 20 Р; 10 S; 30 N; 20 02 и 1,5 Н2.
Процесс TN (ФРГ) преследует цель получения низкого содержа-
ния серы (до ~ 10 ppm) и кислорода, контроль формы оксидов и суль-
фидов. После обработки чугуна с содержанием 0,05 % S (в сигаро-
образном чугуновозном ковше) карбидом кальция концентрация этой
примеси снижается до . 0,015 - 0,018 %. При необходимости чугун
продувается вторично карбидом кальция или магнием со снижением
содержания серы до 0,003 % и ниже, что вполне достаточно для вы-
плавки стали на оборотном ломе, содержащей 0,004 - 0,006 % S, без
дополнительной десульфурирующей обработки.
Дефосфорация стали происходит в окислительный период, поэто-
му для удаления фосфора сначала необходимо убрать кремний.
Наиболее эффективный способ заключается в создании реактивно-
го шлака, содержащего известь, плавиковый шпат и рудную смесь,
обеспечивающую получение фосфора на уровне 0,010 % (степень
дефосфорации 80 - 95 %).
Считается более рациональным изменение режима работы домен-
ных печей и получение чугуна, содержащего кремний и фосфор не
более 0,3 и 0,06 % соответственно. Благодаря этому горячая дефос-
форация в конвертере не требуется. Для достижения низкого содер-
жания углерода и фосфора в конвертере проводят комбинированную
обработку - сверху кислородом и снизу перемешивание ванны пу-
тем ввода инертных газов. Это приводит к усилению реакции между
ванной и шлаком, близким к равновесному состоянию. Усиливает-
ся выгорание углерода без увеличения содержания закиси железа
в шлаке.
В этих условиях можно лучше использовать дефосфорирующую
способность шлака. В зависимости от количества шлака и его основ-
ности содержание фосфора может быть снижено до 0,005 % и менее.
240
3. РАЗЛИВКА СТАЛИ
Низколегированную сталь для труб целесообразно разливать в
изложницы преимущественно по режимам ускорен ной разливки
(до 1,5 - 2,0 м/мин). Чаще разливку в изложницы про^одят с закры.
тым зеркалом путем применения теплоизоляционных Засыпок экзо-
термических смесей, а также осуществляют разливку под шлаком
Весьма эффективным оказалось использование аргон 9 при разлив-
ке, который хорошо предохраняет металл от взаимодействия с кис-
лородом воздуха.
При непрерывной разливке на МНЛЗ за счет отсутствия сосредо-
точенной усадочной раковины отпадает необходимссть удаления
в обрезь 15 - 20 % стали, резко сокращаются капитальные и трудо-
вые затраты. Как правило, МНЛЗ сочетается с конвертерными це-
хами, что создает условия для непрерывной разливки методом плав-
ки на плавку.
При непрерывной разливке жидкую сталь заливают в водоохлаж-
даемый кристаллизатор, в котором кристаллизуется корка слитка*
вытягивают его в зону вторичного охлаждения, в которой металл
полностью затвердевает. Такая разливка позволяет существенно
повысить выход годного, улучшить качество металла за счет повы.
шения его однородности и улучшить условия труда. Ej 30не вторич.
ного охлаждения на поверхность сляба подают распаленную воду.
Металл в кристаллизатор попадает через удлиненные составные
стаканы. Конец стаканов погружен в металл на глубцНу до юд мм
под слоем специального шлака.
Для усреднения состава, защиты от попадания кисл0р0да и регу.
лирования температуры в объеме промежуточного ко^ша сталь про-
дувают аргоном.
Металл в кристаллизатор должен поступать равномерно, хорошо
организованной струей. Удельные расходы воды в 30не вторично-
го охлаждения составляют 0,5 - 0,7 л/кг стали. Для Получения опти-
мальной структуры и плотной осевой зоны непрерыаНолитого слит.
ка можно варьировать следующими технологическими параметра-
ми: температурой разливки, интенсивностью вторичного окисления
и скоростью разливки.
Решающее влияние на качество непрерывнолитого слитка оказы-
вает, режим вторичного охлаждения - распределение интенсивнос-
ти охлаждения по длине и периметру непрерывного слитка. Отрица-
тельное влияние на склонность металла при непрерывной разлив-
ке к образованию горячих трещин оказывает повыщение содеожа-
ния серы и фосфора, а также ряда других легирую^ элементов
Температура металла, разливаемого на МНЛЗ, должна быть на 30 -
40 °C выше, чем при обычной разливке.
241
Улучшению качества непрерывнолитых слябов способствует водо-
воздушное охлаждение, защита металла от вторичного окисления,
продувка стали аргоном в кристаллизаторе через стопор промежу-
точного ковша [103, 102]. Электромагнитное перемешивание метал-
ла в кристаллизаторе или в зоне вторичного охлаждения заметно
уменьшает рост столбчатых кристаллов, измельчает структуру и
значительно снижает осевую пористость и ликвацию элементов в
непрерывнолитом слитке.
Сталь 09Г2ФБ отливают на МНЛЗ в кристаллизатор сечением
250 + 300 х 1550 + 1650 мМ при скорости вытягивания 0,6 — 1,0 м/мин
сериями по 5 - 6 плавок. Температура жидкого металла в ковше
после продувки аргоном находится в пределах 1565 - 1575 °C, в про-
межуточном 1520 - 1550 °C. При разливке используют комбиниро-
ванную систему вторичного охлаждения водовоздушной смесью
(расход воды ~ 0,25 кг на 1 кг стали), обеспечивающую высокое ка-
чество поверхности непрерывнолитых слябов.
При необходимости дефекты поверхности непрерывнолитых сля-
бов могут быть удалены на машине огневой зачистки.
4. ПРОКАТКА НА РЕВЕРСИВНЫХ
ТОЛСТОЛИСТОВЫХ СТАНАХ
Изготовление проката из низколегированных сталей для труб боль-
шого диаметра осуществляется на толстолистовых двухклетьевых
станах или непрерывных широкополосных станах (НШС). Более бла-
гоприятное расположение первичных кристаллов - дендритов и мень-
шая степень дендритной ликвации у непрерывнолитых слябов поз-
воляют при одинаковых условиях горячей прокатки получать из них
листовой прокат с заметно улучшенными свойствами по сравнению
с металлом, отлитым в изложницах.
Варьированием температурно-деформационных режимов прокат-
ки (температура нагрева под прокатку, степень обжатия на предва-
рительной и окончательной стадии прокатки, температура конца про-
катки) можно изменять уровень прочности низколегированных ста-
лей в широких пределах. Вместе с тем следует отметить, что измель-
чение зерна в основном зависит от двух факторов - температуры
конца прокатки и степени обжатия на окончательной стадии прокатки.
Слитки трубных сталей подвергают горячей прокатке по техно-
логии рядовых низколегированных сталей.
Нагрев слитков проводят в колодцах, прокатку - на блюмингах
или слябингах на слябы толщиной 150 - 200 мм с массой 2,0 - 3,5 т.
Температура конца прокатки слябов, как правило, не ниже 1080 °C.
Слябы после прокатки охлаждают в стопах. При необходимости сля-
242
бы в потоке или на стеллажах подвергают огневой или механичес-
кой зачистке.
Обычная прокатка
Слябы нагревают в методических печах: в томильной зоне тем-
пература должна составлять 1220 - 1280 °C, температура начала
прокатки примерно 1180 °C, а после черновой клети - не ниже 1050 °C.
В зависимости от размеров слябов и назначения стали прокатку
проводят по продольной или поперечно-продольной схеме. При про-
дольной прокатке после разбивки штрипса раскат поворачивают на
90° (операция кантовка) и прокатывают до получения заданной тол-
щины раската для передачи в чистовую клеть. Толщина раската для
чистовой клети при толщине листа 9 - 1Q мм составляет 30 - 40 мм.
С целью увеличения производительности и улучшения качества ста-
ли прокатку желательно проводить с максимально допустимыми
обжатиями, величина которых определяется мощностью двигателя
и прочностью прокатного оборудования.
Температура начала прокатки в чистовой клети обычно состав-
ляет около 1050 °C, а температура конца прокатки зависит от тол-
щины прокатываемого металла и обычно колеблется в пределах
900 -1000 °C. Готовые листы охлаждают на воздухе.
Степень анизотропии свойств листовой стали в значительной сте-
пени зависит от схемы прокатки. При продольной схеме прокатки
вытяжка металла вдоль оси слитка во много раз больше, чем попе-
рек оси. Это приводит к анизотропии свойств листа.
Пластичные неметаллические включения при продольной схеме
вытягиваются вдоль оси листа в нити, понижающие пластичность
стали. При продольно-поперечной прокатке эти включения менее вы-
тянуты в направлении оси готового проката. За счет этого достигает-
ся увеличение ударной вязкости основного металла газопроводных
труб примерно на 18 % и величины относительного удлинения на
2 %. Количество вязкой составляющей в изломе при прокатке в про-
дольном и поперечном направлениях одинаково.
Понижение температуры конца прокатки положительно влияет
на ударную вязкость горячекатаных листов в области температур
смешанного разрушения. С понижением температуры конца прокат-
ки величина предела текучести и относительного удлинения также
повышается (табл. 35).
Возможность выделения второй фазы при микролегировании не
всегда является благоприятной для осуществления деформации. Это
можно наблюдать по изменению горячей пластичности сталей в за-
висимости от микролегирования. Влияние микролегирующих эле-
ментов на горячую пластичность исследовали путем испытаний на
243
растяжение при высоких температурах и другими методами. После
нагрева на 1250 - 1300 °C и последующего испытания при понижаю-
щихся температурах установлено, что с повышением содержания
ниобия с 0,01 до 0,07 % происходит заметное снижение относитель-
ного сужения в области температур испытаний 1000 - 600 °C; ми-
нимальные значения этого показателя находились в диапазоне тем-
ператур 800 - 750 °C, т.е. в нижней части области аустенита. Дру-
гие микролегирующие элементы (титан, ванадий, алюминий) также
ухудшают горячую пластичность низколегированных сталей при 850 °C.
Исследована способность к горячей пластической деформации
металла непрерывнолитого сляба толщиной 240 мм из низколеги-
рованной стали с карбонитридным упрочнением (V - Al - N). Прово-
дили испытания на статическое растяжение, ударный-*изгиб и горя-
чее кручение. С повышением температуры испытания прочностные
показатели монотонно снижаются за исключением температур 800 -
850 °C, при которых падения прочности практически не происходит.
Таблица 35. Влияние температуры конца прокатки
на свойства стали 17ГС
Тк.п.’С от, Н/мм2 ов, Н/мм2 6 5, % кси.4о, Дж/см2
810 409 560 26,6 54
890 390 542 25,3 49
1000 378 525 24,1 42
Показатели пластичности при этих испытаниях (65, ф) значитель-
но уменьшаются в двух температурных областях: 950 - 850 и около
700 °C. Испытания на ударную вязкость не выявили этрго ухудше-
ния пластичности, а испытания на кручение показали некоторое сни-
жение числа скручиваний при 750 °C. Ухудшение пластичности в
нижней части аустенитной области (< 900 °C) обусловлено интен-
сивным выделением по границам зерен частиц второй фазы (в дан-
ном случае нитридов алюминия и карбонитридов ванадия). Сниже-
ние пластичности в области у «-превращения (700 °C) связано
с деформационным упрочнением доэвтектоидного феррита.
Деформация способствует уменьшению размеров частиц, поэто-
му можно считать, что она создает места предпочтительного выде-
ления (дислокации и субграницы). Фазовым анализом проведено ис-
следование кинетики выделения карбонитридов ванадия и нитридов
алюминия в стали типа 08Г2АФ после нагрева при 1150 °C и дефор-
мации прокаткой (обжатие 40 %), а также без деформации с после-
дующим старением продолжительности до 3 ч. Деформацию и ста-
рение проводили при одинаковых температурах - в области 900 -
600 °C. Практически полное растворение карбонитридной фазы ва-
244
надия происходит при нагреве 1050 - 1100 °C, поэтому аустенити-
зация при 1150 °C обеспечивает перевод этого карбонитрида в твер-
дый раствор. Нитрид алюминия более стабилен и переход его в твер-
дый раствор завершается лишь при 1300 °C. Аустенитизация неде-
формируемых образцов и последующее охлаждение на воздухе до
900 °C сопровождается интенсивным выделением карбонитрида ва-
надия и практически отсутствием выделений нитрида алюминия. С
увеличением продолжительности старения при указанной темпера-
туре происходит частичное растворение ванадия и выделение повы-
шенного количества нитрида алюминия. Интенсивность образова-
ния карбонитрида ванадия из недефорМированных образцов при бо-
лее низких температурах подстуживания (800 °C) меньше, а нитри-
да алюминия больше, чем при 900 °C, причем количество выделен-
ных фаз растет с увеличением продолжительности старения. Выде-
ление карбонитрида ванадия из недеформированных образцов при
700 °C было интенсивным и с течением времени старения наблюдает-
ся переход азота в нитрид алюминия. Охлаждение до более низких
температур (600 °C) сопровождается небольшим выделением карбо-
нитрида ванадия, которое усиливается с увеличением времени ста-
рения, при этом количество нитрида алюминия также сильно увели-
чивается. Деформация оказала существенное влияние на выделе-
ние нитридных фаз и распределение азота в стали. Характерно бо-
лее сильное влияние деформации на интенсивность выделения нит-
рида алюминия по сравнению с карбонитридом ванадия. Причем прак-
тически во всех исследованных областях деформация вызывает бо-
лее полное выделение нитрида алюминия по сравнению с недефор-
мированными образцами (рис. 96). Выделение нитрида алюминия
происходит практически во время прокатки и усиливается по мере
увеличения длительности старения преимущественно при осущест-
влении деформации в областях низких температур (700 - 600 °C).
При высокотемпературной деформации количество нитрида алюми-
ния увеличивается в несколько раз (до 6), однако общее количество
связанного азота остается практически на одном уровне, указывая
на перераспределение азота. При понижении температуры прокат-
ки (800 °C) деформация способствует более интенсивному связы-
ванию азота в нитриды, что подтверждается экспериментальными
данными по количеству общего связанного азота непосредственно
после прокатки при непродолжительных выдержках при старении.
Влияние горячей пластической деформации на характер превра-
щения в основном заключается в резком измельчении аустенитно-
го зерна перед этим процессом. Устойчивость аустенита после де-
формации при 700 °C небольшая и у -* a-превращение протекает че-
245
AIN, % (по массе)
Рис. 96. Зависимость содержания нит*
рида алюминия от температуры дефор-
мации (40 %) и (или) выдержки стали
08Г2АФ:
темные точки - деформация и выдержка
продолжительностью 5 (1), 30 (2), 60 (3)
и 180 (4) мин; светлые точки - только вы-
держка (температура нагрева в обоих
случаях 1150 ’С)
рез 5 мин после окончания прокатки. Пластическая деформация вы-
зывает усиление образования феррита при высоких температурах.
Количество феррита непосредственно после прокатки на деформи-
рованных при 900 °C образцах (22 %) примерно в 10 раз выше, чем
на недеформированных (2 %). Интенсивность образования ферри-
та повышается с понижением температуры прокатки особенно в де-
формированных образцах. Прокатка при всех исследованных тем-
пературах с обжатием 40 % обеспечивает измельчение зерна фер-
рита стали 08Г2АФ на 2 балла по сравнению с недеформированны-
ми образцами.
Контролируемая прокатка
За последние 30 лет в связи с возрастающими масштабами при-
менения сварных газопроводных труб и расширения области их ук-
ладки и эксплуатации повысились требования, предъявляемые к кон-
струкционным сталям в отношении прочности, пластичности, вязкос-
ти, хладостойкости и свариваемости. Для удовлетворения этих тре-
бований совершенствуются теоретические основы построения ста-
лей и методы их изготовления. Одним из эффективных методов го-
рячей обработки давлением, включающим использование оптималь-
ных параметров нагрева и горячей пластической деформации ме-
талла, является контролируемая прокатка. При использовании это-
го метода обеспечивается получение высокопрочных низколегиро-
ванных сталей в горячекатаном состоянии с высокой хладостой-
костью и величиной ударной вязкости при низких температурах. Тре-
246
буемый комплекс свойств достигается за счет упрочнения твердо-
го раствора, измельчения зерна, дисперсионного твердения, дисло-
кационного, субзеренного и текстурного упрочнения.
Отличительной чертой контролируемой прокатки является то, что
наряду с достижением требуемых формы и размеров проката она
направлена на получение определенной микроструктуры и, следо-
вательно, высокого комплекса механических свойств непосредст-
венно после горячей прокатки, чего нельзя достичь при обычной про-
катке. Известно, что при обычной прокатке деформация сопровож-
дается многократной рекристаллизацией и ростом аустенитного
зерна из-за высоких температур ее завершения. Окончательная
структура низколегированной стали после обычной прокатки пред-
ставляет собой крупнозернистую феррито-перлитную смесь с вклю-
чениями участков структуры типа видманштеттовой, которая харак
теризуется низкой вязкостью, но может быть исправлена термооб-
работкой (нагрев выше точки Ас3) [105].
Первоначально при контролируемой прокатке внимание было об-
ращено на влияние Т^п и степени деформации ниже определенной
температуры, потому что знали, что получаемая структура измель-
ченного феррита образовалась в первую очередь из перекристалли-
зованных удлиненных аустенитных зерен. В дальнейшем развитие
контролируемой прокатки происходило в направлении более широ-
кого контроля процесса с момента нагрева слябов и ниже темпера-
туры рекристаллизации. С целью максимального измельчения фер-
ритного. зерна процесс прокатки ведут таким образом, чтобы возмож-
но полнее использовать эффект статической рекристаллизации в
высокотемпературной фазе прокатки, а также подготовить структу-
ру аустенита к у * a-превращению, создав в ней большое количест-
во структурных несовершенств. После деформации при температу-
рах ниже точки Ar£e* (сопутствующая распаду аустенита) получают-
ся свойства на значительно более высоком уровне, чем после нор-
мализации и во многих отношениях выше, чем после термическо-
го улучшения.
Необходимость задержки прокатки для достижения температу-
ры, близкой к температуре превращения, приводит к увеличению
продолжительности прокатки на 30 - 50 %, а следовательно, к сни-
жению производительности стана по сравнению с обычной прокат-
кой. Разновидностью этого процесса является низкотемпературная
контролируемая прокатка, которая характеризуется высокой сте-
пенью деформации ниже температуры рекристаллизации аустени-
та. В результате такой обработки мелкие зерна аустенита сильно
деформируются и превращаются в исключительно мелкозернистую
феррито-перлитную смесь.
247
С повышением температуры нагрева слябов при контролируемой
прокатке происходит рост зерна аустенита, который в конечном слу-
чае оказывает негативное влияние на один из наиболее важных по-
казателей - хладостойкость. Снижение температуры нагрева сля-
бов на 50 °C (с 1200 до 1150 °C) сдвигает переходную температуру
Т50 примерно на 50 °C в сторону отрицательных температур (см.
рис. 51). Поэтому с целью получения однородного и мелкого феррит-
ного зерна целесообразно нагревать слябы под прокатку до более
низких температур.
В ходе освоения промышленной технологии производства сталей
контролируемой прокатки осуществляется тщательная отработка
температурного режима нагрева слябов. Так, при освоении на ме-
таллургическом комбинате ’’Азовсталь” производства стали 09Г2ФБ
разработан режим нагрева непрерывнолитых слябов в методичес-
ких печах стана 3600 [106], обеспечивающий качественный нагрев
слябов сечением 240 х 1550 и 250 х 1650 мм до температуры 1150 °C.
Для получения оптимального комплекса механических свойств
листов из стали 09Г2ФБ при контролируемой прокатке необходимо
поддерживать температуру 1180 - 1200 °C в сварочных и 1130 -
1150 °C в томильной зонах печи. Время нагрева до 1150 °C состав-
ляло 3,5 -4 ч; перепад температур по толщине слябов на выдаче
не превышал 30 °C.
Деформация при контролируемой прокатке сталей для труб ма-
гистральных газопроводов осуществляется в следующих темпера-
турных областях: в области рекристаллизации аустенита (> 950 °C);
в области заторможенной рекристаллизации или ее отсутствия
(950 °C - Аг3) и в двухфазной зоне аустенита и феррита (ниже Аг3).
Для малоперлитных сталей критическая точка Аг3 находится в райо-
не температур 750 °C. Влияние деформации на различных ступенях
операции контролируемой прокатки представлено в табл. 36.
Первая ступень является подготовительной и предназначена для
получения однородной структуры путем измельчения зерна аустени-
та за счет статической рекристаллизации. При многократных обжа-
тиях размер аустенитного зерна прогрессивно измельчается. На
этой стадии контролируемой прокатки размер аустенитных зерен
составляет 30 - 70 мкм. Каждой температуре соответствует опре-
деленная критическая степень деформации, необходимая для пол-
ного завершения процесса рекристаллизации.
Снижение температуры нагрева слябов из стали типа 09Г2ФБ
под прокатку с 1150 до 950 °C приводит к небольшому снижению
прочностных характеристик (ов на 40 - 50 Н/мм2 или ~ 5 %) и зна-
чительно повысило ударную вязкость (с 90 до 138 Дж/см2 при -20 °C
на образцах типа 11) и хладостойкость (температура Т50 снизилась
248
с -40 до -70 °C). Такой эффект повышения характеристик низкотем-
пературной вязкости и хладостойкости объясняется наличием перед
прокаткой при нагреве 950 °C более мелкой и однородной структу-
ры и меньшим эффектом дисперсионного твердения по сравнению
с нагревом при 1150 °C. С использованием низкотемпературного
нагрева фирмой "Sumitomo” (Япония) разработан процесс SHT. Он
представляет собой прокатку по контролируемому режиму и вклю-
чает операцию охлаждения полураската после черновой клети ниже
температуры фазового превращения. Это дает возможность полу-
чать в структуре зародыши феррита, а затем полураскат снова нагре-
вают до температур немного выше Ас3 (900 - 950 °C). Повторный
нагрев обеспечивает получение гомогенной мелкозернистой струк-
туры аустенита. Полураскат повторно поступает на прокатный стан -
чистовую клеть и подвергается деформированию при температурах,
близких к температуре фазового превращения и при необходимос-
ти в двухфазной зоне. Механические свойства стали, подвергнутой
такой обработке, имеют повышенные значения низкотемпературной
вязкости и хладостойкости. Они близки к приведенным выше свойст-
вам стали контролируемой прокатки после прокатки с нагревом
при 950 °C. Такое повышение вязкости проката связано с получением
структуры феррита с исключительно мелким однородным зерном.
Таблица 36. Характер влияния деформации на различных ступенях
контролируемой прокатки на свойства стали
Ступень контролируемой Прочность Вязкость
механизм влияния эффект механизм влияния
прокатки эффект
> 950 °C Небольшой Измельчение зерна Небольшой Измельчение зерна
950-Аг3 Средний Тоже Средний Тоже
<Аг3 Большой Границы субзерен, дислокационное уп- рочнение, диспер- сионное твердение Большой Ламинарная струк- тура, текстура, вы- падение охрупчи- вающей фазы
* Двухфазная область.
Как было указано в гл. Ill, при температурах ниже 950 °C рек-
ристаллизация в низколегированных сталях замедляется, а в ста-
лях с ниобием практически полностью подавлена. На этой стадии
происходит удлинение аустенитного зерна. С увеличением степе-
ни деформации увеличивается число полос деформации в аустенит-
ных зернах, что сопровождается получением при превращении рав-
номерной измельченной ферритной структуры и обеспечивается су-
249
Рис. 97. Влияние температуры конца
прокатки на предел текучести и порог
хладноломкости малоперлитной стали
с молибденом и ниобием, подвергну*
той деформации с обжатием в чисто-
вой клети 75 (3), 65 (2) и 50 % (Т)
ществеиное улучшение свойств (см. рис. 57). Наибольшее значение
предела текучести достигается при деформации 50 % и более. В этой
области температур наблюдается существенное понижение крити-
ческой температуры хрупкости.
Увеличение степени обжатия в чистовой клети с 50 до 75 % прак-
тически не оказывает влияния на предел текучести, но существен-
но улучшает хладостойкость (рис. 97). Повышение предела текучес-
ти происходит при Тцп ниже 800 °C.
На стадии контролируемой прокатки, проходящей в двухфазной
области, к процессам дисперсионного упрочнения и измельчения
зерна добавляется развитие текстуры и образование субзерен, при-
чем последний фактор имеет определяющее значение в улучшении
свойств готового проката (субзеренное упрочнение). Образование
субзерен повышает сопротивление хрупкому разрушению и усталости.
Сильное упрочнение стали при деформации металла ниже Лгэ
связано в значительной степени с образованием субструктуры. На
этом участке контролируемой прокатки оба показателя - переход-
ная температура и поглощенная энергия - понижаются благодаря
появлению в изломах ударных образцов расщеплений.
Горячую обработку давлением непрерывнолитых слябов толщи-
ной 240 “ 250 мм из трубных сталей по контролируемым режимам
осуществляют на толстолистовых реверсивных двухклетьевых ста-
нах после нагрева до температур 1100 - 1150 °C в методических
печах длительностью 3,5 --4 ч. Прокатку в черновой клети проводят
по продольно-поперечной схеме за 9 - 11 проходов на толщину) рав-
ную примерно трехкратной толщине готового листа с обеспечением
Т в диапазоне 950 - 1020 °C. Подкат охлаждают на спокойном воз-
духе до температур, обеспечивающих при последующей прокатке
в чистовой клети температуру окончания горячей деформации в диа-
пазоне 700 - 740 °C. Суммарная степень обжатия подката за 6 -
8 проходов в чистовой клети составляет 60 - 70 %.
250
Изменяя условия нагрева и окончательной прокатки, можно су-
щественно влиять на уровень механических свойств сталей.
Для стабильного обеспечения требуемого комплекса прочност-
ных и вязких свойств стали, подвергаемые контролируемой прокат-
ке, должны иметь узкий интервал колебаний химических элементов.
Изменение концентраций остаточных элементов, упрочняющих твер-
дый раствор, также оказывает влияние на свойства проката. Сталь
09Г2ФБ выплавки металлургического комбината ’’Азовсталь” со-
держит примерно на 0,1 % меньше остаточных элементов (Си, Сг,
Ni), чем у стали выплавки НЛМК. Для компенсации этого влияния
при прокатке стали металлургического комбината ’’Азовсталь” Ткп
должна быть снижена в среднем на 10 °C. Для достижения комплек-
са механических свойств разработан в зависимости от углеродно-
го эквивалента температурный режим окончания прокатки в чисто-
вой клети: в среднем 740 °C для стали с Сд > 0,39; 725 °C для стали
с Сд = 0,35 - 0,38.
В отдельных случаях, при большой мощности и высокой степени
автоматизации прокатного стана, контролируемая прокатка может
осуществляться практически при изотермических условиях с обес-
печением заданной температуры конца горячей обработки давлением.
Как показали опыты и практика, контролируемая прокатка в изотер-
мических условиях сопровождается некоторым повышением хладо-
стойкости стали по сравнению со стандартным способом.
Температурный и деформационный режим в заключительной фа-
зе контролируемой прокатки оказывает решающее влияние на фор-
мирование структуры и уровень механических свойств проката.
Все исследованные нами схемы обжатий на промышленных ста-
нах горячей прокатки с окончанием деформации в области темпе-
ратур 730 °C и суммарной деформацией 70 % в чистовой стадии обес-
печивают близкий уровень прочностных свойств и пластичности. Ре-
жимы прокатки стана 3000 позволяют получать более интенсивное
нарастание прочности по сравнению со станом 3600 при одинако-
вом темпе снижения пластичности. Ударная вязкость стали после
изотермической прокатки несколько ниже, чем при обычном режиме.
Это следует объяснить различными механизмами формирования
структуры. Если при непрерывном охлаждении во время деформа-
ции происходит монотонное измельчение зерна феррита и образую-
щаяся структура представляет собой во всех случаях феррито-пер-
литную смесь, то при изотермической прокатке при низкой темпе-
ратуре ее завершения в области 720 °C наблюдаются крупные вы-
тянутые зерна феррита и средний условный диаметр зерна возрастает.
Исследование тонкой структуры показало, что у стали, прокатан-
ной при 730 °C, полигональный феррит имеет плотность дислокаций
251
2 • 1010 см*2 (дислокации образуют сетку). В вытянутых зернах фер-
рита наблюдается перестройка дислокаций структуры и образова-
ние субзерен. Их размер 1-2 мкм. С понижением температуры
прокатки до 710 °C плотность дислокаций увеличивается до 4 -
5 • Ю10 см*2. При этом процесс образования субзеренной структу-
ры более завершен, субзерна становятся мельче и достигают раз-
меров 0,5-1,0 мкм.
Выделения карбонитридной фазы представлены двумя видами
частиц V(CN) и Nb(CN): мелкими 8 - 15 нм и крупными 30 - 50 нм,
которые образовались еще в аустените.
Таким образом, благодаря повышенной плотности дислокации
в крупных вытянутых зернах феррита при изотермической прокат-
ке не происходит снижения прочностных характеристик стали, т.е.
осуществляется замена преимущественного зернограничного уп-
рочнения менее благоприятным дислокационным, в связи с чем и
снижается пластичность.
Увеличение размера ферритных зерен в области низких темпе-
ратур деформации при изотермическом режиме прокатки объясняет-
ся началом деформации в смешанной области, когда часть аусте-
нита превратилась в феррит. Чтобы избежать такого явления, целе-
сообразно повысить устойчивость аустенита, например за счет ук-
рупнения зерна.
Считается, что увеличение температуры аустенитизации с 1050
до 1150 °C приводит к снижению температуры начала превращения
на 30 °C.
При нагреве стали 10Г2ФБ при 1200 °C размер его аустенитно-
го зерна увеличивается на 20 мкм по сравнению с нагревом при
1150 °C. Влияние повышенной температуры аустенитизации прове-
ряли на текущих плавках стали 09Г2ФБ с Сэ = 0,34 - 0,36. Т^п сос-
тавила 720 °C, температура нагрева в среднем 1150 и 1200 °C. В
первом случае 44 % плавок имели неудовлетворительное значение
б3, а во втором -12 % плавок.
Температурно-деформационный режим прокатки накладывает
определенный отпечаток на ход изменения ударной вязкости при
минусовых температурах. Более интенсивный режим деформации
на стане 3000 (70 % обжатия за 6 проходов) по сравнению со станом
3600 (70 % обжатия за 8 проходов) снижает критическую темпера-
туру появления хрупкой составляющей на 20 °C и, следоватед^но,
снижает температуру начала резкого спада ударной вязкости, но
величина ударной вязкости становится мены&. Тк,п оказывает влия-
ние как на долю вязкой составляющей в изломе, так и на величину
ударной вязкости. Максимальные значения этих показателей Дости-
гаются при Тк.п = 740 - 750 °C.
252
Применение методов контролируемой прокатки на неприспособ-
ленных для этой цели действующих толстолистовых станах для
получения толстых листов из высокопрочных низколегированных
сталей сопряжено со значительными трудностями. Выдержка раска-
тов перед черновой и чистовой клетями снижает производительность
стана до 30 - 50 %. Прочность, жесткость и мощность рабочих кле-
тей, как правило, не позволяет осуществить требуемых для макси-
мального эффекта контролируемой прокатки обжатия при понижен-
ных температурах (ниже 850 °C). Технология контролируемой про-
катки требует точного соблюдения температурного, деформацион-
ного и временного режимов, которые Невозможно осуществить без
новейших средств измерения, контроля технологических параметров.
На современных реверсивных толстолистовых станах (например,
”3000") допускается проведение прокатки с большими усилиями -
до 69 МН и крутящими моментами до 5,7 МНм. Расположенный меж-
ду рабочими клетями обводной родьганг позволяет производить под-
стуживание подката без снижения темпа прокатки. Станы оборудо-
ваны системой автоматического управления технологического про-
цесса прокатки.
Во Франции при производстве молибденсодержащей малоперлит-
ной стали более высокие-значения по механическим свойствам бы-
ли достигнуты после трехстадийного процесса контролируемой про-
катки, включающего два периода охлаждения (1000 - 900 и 890 -
800 °C) и окончание прокатки при 760 °C. Временное сопротивление
составляло 620 Н/мм2 и ударная вязкость KCV_10 = 107 Дж/см2.
Аналогичные результаты для данной стали получены и на других за-
рубежных заводах, причем показана возможность достижения вы-
сокого значения ударной вязкости (до 200 Дж/см2) при температу-
рах до -80 °C, а также низкой переходной температуры (Т50) до
-120 °C.
На отдельных зарубежных заводах вместо одной выдержки для
подстуживания раската ввели двухкратное подстуживание при тем-
пературах от 1000 до 900 °C при толщине раската 100 мм и от 900
до 800 °C при толщине раската 60 мм. Такое изменение режима про-
катки позволило понизить критическую температуру хрупкости с
-40 до -60 °C при среднем уровне предела текучести 512 Н/мм2.
Исследование влияния температуры нагрева слябов на структу-
ру листа показало, что кривые изменения размера аустенитного зер-
на от температуры имеют две горизонтальные площадки: первая
при 900 - 1000 °C и вторая при 1150 °C. Если температура нагрева
слябов превышала 1150 °C, то в структуре горячекатаных листов
появлялись участки верхнего бейнита, ухудшающие вязкие свойст-
253
ва. Степень деформации на первой стадии процесса контролируе-
мой прокатки должна обеспечить полную рекристаллизацию. При вы-
держках для подстуживания до 100 с рост аустенитного зерна ока-
зался незначительным, но при более продолжительных выдержках
рост зерна ускоряется.
Для повышения сопротивления ударному разрушению при низких
температурах был рекомендован режим контролируемой прокатки
молибденсодержащей стали микролегированной ванадием и нио-
бием, имеющий две контрольные температуры: около 870 °C при тол-
щине раската 100 мм и около 800 °C при толщине раската 70 мм.
В результате применения этого скорректированного режима по-
лучают горячекатаные листы с равномерной мелкозернистой фер-
ритной структурой, обладающие пределом текучести до 580 МПа с
хорошей ударной вязкостью.
При разработке режимов контролируемой прокатки листов для
газопроводных труб следует учитывать и регулировать температу-
ру и продолжительность нагрева слябов; температуру начала про-
катки и степень обжатия в областях рекристаллизации и отсутствия
рекристаллизации; метод и продолжительность охлаждения подка-
та перед прокаткой в чистовой клети; температуру конца прокатки.
На практике при производстве таких листов контролируют сле-
дующие параметры: температуру и продолжительность нагрева сля-
бов; температуру конца прокатки; продолжительность прокатки и
усилие при прокатке.
Ускоренное охлаждение с прокатного нагрева
Из-за относительно высоких температур окончания процесса про-
катки и малых скоростей охлаждения не в полной мере реализует-
ся эффект легирования в горячекатаных. сталях повышенной проч-
ности. Основные механические характеристики сталей этого клас-
са зависят от величины зерна феррита, а она значительно возрастает
при высоких температурах окончания деформации. Требовалось оп-
тимизировать структуру низколегированных сталей и повысить свойст-
ва проката из таких сталей, в том числе для труб. Одним из эффек-
тивных путей измельчения ферритного зерна можно считать изме-
нение характера протекания процессов структурообразования за
счет ускорения процесса охлаждения металла непосредственно пос-
ле прокатки.
С увеличением скорости охлаждения листовой низколегирован-
ной стали наблюдается монотонное повышение свойств прочности
без заметного влияния на вязкость и хладостойкость (рис. 98). Зна-
чительное влияние на хладостойкость оказывает температура нагре-
ва слябов под прокатку.
254
Уохл°С/С
Рис. 98. Зависимость механических свойств стали 10Г2ФБ от скорости охлажде-
ния после высокотемпературной контролируемой прокатки и ускоренного охлаж-
дения. Нагрев слябов при 1200 (1) и 1100 °C (2)
Рис. 99. Влияние температуры окончания ускоренного охлаждения Тохл (20 °С/с)
на свойство стали 12Г2Ф (Г^п = 880 °C)
Эффект ускоренного охлаждения после высокотемпературной
прокатки в значительной степени определяется возможностями тор-
можения процессов рекристаллизации аустенита, интенсивность
протекания которых зависит от температуры деформации и хими-
ческого состава стали - наличия добавок сильных карбидообразую-
щих элементов. При температурах деформации 900 - 1000 °C уско-
ренное охлаждение дает возможность подавить только процесс со-
бирательной рекристаллизации аустенита низколегированной ста-
ли без ниобия при скорости охлаждения не менее 40 °С/с (1000 °C).
В случае деформации при 850 °C в у a-превращении при скорое
ти охлаждения 10 °С/с участвует нерекристаллизованный аустенит.
Условия деформации оказывают существенное влияние на устойчи-
вость аустенита, что предопределяет применение дифференцирован-
ных режимов охлаждения в зависимости от режима прокатки.
Испытания показали, что оптимальные режимы ускоренного ох-
лаждения стали типа 10Г2 после прокатки с завершением деформа-
ции при 980 - 720 °C и получением наилучшего сочетания прочнос-
ти, вязкости и хладостойкости при феррито-перлитной, либо феррито-
бейнитной структуре включают завершение операции охлаждения
при 680 - 720 °C. При этом обеспечивается повышение предела те-
255
кучести на 30 - 40 Н/мм2, ударной вязкости KCV_20 на 5 - 10 Дж/см2
и снижение критической температуры хрупкости Т50 на 10 - 15 °C
по сравнению с охлаждением на воздухе (рис. 99). Эффект ускорен-
ного охлаждения наблюдался при всех исследованных режимах про-
катки; максимальным он был в случае завершения деформации в ниж-
ней части у-области (Тк.п < 900 °C), когда процессы рекристаллиза-
ции были существенно заторможены и их удавалось полностью по-
давить при ускоренном охлаждении [108]. При таком режиме про-
катки ускоренное охлаждение (температура завершения охлажде-
ния составляла 600 - 650 °C) обеспечивает повышение предела те-
кучести на 50 - 60 Н/мм2 при снижении уровня Т50 на 15 - 25 °C и
увеличении ударной вязкости на 20 - 40 Дж/см2, что сопоставимо
с показателями свойств нормализованной стали. Ускоренное охлаж-
дение стали 10Г2 после прокатки с завершением в у+а-области
(Т^„ = 720 °C) позволяет повысить предел текучести на 25 - 30 Н/мм2
при снижении уровня Т50 на 10 °C. Комплекс наиболее высоких
свойств стали 10Г2 (от > 420 Н/мм2; КС У. 20 > 120 Дж/см2, Т50 <
< -50 °C) достигается при контролируемой прокатке (Тк.п = 720 -
770 °C) с последующим ускоренным охлаждением. Ускоренное ох-
лаждение способствует измельчению зерна феррита от 8,5 - 9 до
6-7 мкм при Т|(,п = 770 - 820 °C, уменьшению размера перлитных
колоний, а также появлению дисперсного бейнита.
Введение в сталь 10Г2 небольших добавок ниобия и титана спо-
собствует торможению рекристаллизации аустенита, что в сочета-
нии с ускоренным охлаждением после высокотемпературной дефор-
мации (Ткп > 900 °C) обеспечивает существенное улучшение свойств
при меньших скоростях охлаждения: при Тк.п = 980 °C предел теку-
чести микролегированных сталей возрастает на 50 - 75 Н/мм2, кри-
тическая температура хрупкости снижается на 15 - 20 °C. В случае
прокатки с окончанием при 900 °C и ускоренным охлаждением до
640 - 670 °C сталь 10Г2ФБ с 0,06 % V и 0,03 % Ti приобретает более
высокий уровень свойств при снижении Т50 на 35 ° С (рис. 100).
Прокатка с окончанием в нижней части у-области и особенно в
у + а-области несколько ослабляет эффект, достигаемый в резуль-
тате ускоренного охлаждения, однако и в этом случае обеспечивает-
ся заметное улучшение комплекса свойств. Ускоренное охлажде-
ние (температура конца охлаждения 600 - 640 °C) после прокатки с
завершением при 760 - 820 °C приводит к существенному упрочне-
нию стали типа 10Г2: предел текучести возрастает на 70- 130 Н/мм2,
при этом наблюдается снижение Т50 на 10 - 25 °C. Повышение уров-
ня прочностных свойств микролегированных сталей на 50 - 60 Н/мм2
без ухудшения хладостойкости достигается применением ускорен-
ного охлаждения после прокатки с завершением в у + а-области.
256
Рис. 100. Механические свойства листовой стали 10Г2, содержащей 0,032 % Ti,
в зависимости от содержания ванадия; охлаждение после прокатки:
1 - на воздухе; 2 - ускоренно от 770 *С
Рис. 101. Свойства стали 10ГФТ (0,06 % V; 0,03 % Ti) после различных обработок:
1 - S - прокатка с охлаждением на воздухе соответственно с температурой кон-
ца прокатки 980, 900, 820, 770 и 720 °C; Г - 5' - прокатка в аналогичных условиях
с ускоренным охлаждением; Н - нормализация; Т - термоулучшение
Свойства, характерные для нормализованной стали типа 10Г2,
обеспечиваются в случае применения ускоренного охлаждения при
Ткп = 920 - *940 °C, а свойства как у термоулучшенной стали - при
завершении прокатки в у + а-области (рис. 101).
Улучшение комплекса свойств микролегированных сталей при
использовании ускоренного охлаждения обусловлено измельчением
зерна феррита и частиц карбонитридных фаз, а также образованием
дисперсных продуктов промежуточного превращения аустенита
[109, 110]. Измельчение зерна феррита становится максимальным
в области совместного действия торможения процессов рекристал-
лизации аустенита и понижения интервала у * a-превращения. В
этом случае величина зерна уменьшается от 9-11 до 5-6 мкм. При
завершении деформации в у + а-области тот и другой механизм из-
мельчения зерна реализуется не полностью, так каИ аустенит час-
тйчно распадается в процессе деформации, однако и в этом случае
наблюдается заметное уменьшение величины зерна (рис. 102).
257
10 30 50 550 600 650 В 100 BOO 900 1000
v,'C/c t„,'C tun,°C
Рис. 102. Зависимость величины зерна феррита (с/ф), сталей 10Г2 (1) и 10Г2ФТ (2)
от технологических параметров ускоренного охлаждения:
В - охлаждение на воздухе; У.О. - ускоренное охлаждение; Ь 0 - температура
конца охлаждения
Измельчение зерна оказывает наиболее благоприятное влияние
на комплекс свойств стали: повышается предел текучести и в мень-
шей мере временное сопротивление разрыву, а также повышается
вязкость и хладостойкость. Уско-
ренное охлаждение, предотвращая
выделение карбонитридных фаз в
высокотемпературной области,
увеличивает количество мелкодис-
персных частиц размером 2 - 6 нм,
что способствует усилению эффек-
та дисперсионного упрочнения (на
20 - 80 Н/мм2), но ухудшает вяз-
кость и хладостойкость стали.
Образование бейнита способст-
вует повышению временного
сопротивления разрыву (в среднем
около 5 Н/мм2 на 1 % объема) при
незначительном влиянии на предел
Рис. 103. Влияние температуры конца
прокатки на свойства стали 10Г2ФБ,
охлажденной на воздухе (1) или уско-
ренно (20 °С/с) (2)
258
кучести и не ухудшает хладостойкость стали при ТКл < 900 °C и
(держании бейнита до 40 %.
Результирующее влияние ускоренного охлаждения определяет-
। соотношением структурных механизмов. Если вклад в повыше-
ie предела текучести от .измельчения зерна не превышает 30 %,
I улучшения хладостойкости не отмечается.
За счет ускоренного охлаждения улучшен комплекс свойств ста-
li для сварных труб большого диаметра (рис. 103).
: При прокатке с последующим охлаждением на спокойном возду-
хе снижение температуры окончания деформации с 800 до 720 °C
лособствует повышению свойств прочности (ов с 570 до 620 Н/мм2),
щижению удлинения (с 31 до 24 %) и порога хладноломкости (с -65
о -120 °C). Ускоренное охлаждение (~ 20 °С/с) приводит к значи-
тельному упрочнению стали: предел текучести возрастает на 60 -
130 Н/мм2, временное сопротивление на 50 - 130 Н/мм2. Эффект
упрочнения уменьшается по мере снижения температуры оконча-
ния прокатки. Повышение прочностных свойств сопровождается не-
которым (до 15 °C) снижением температуры Т50, ударная вязкость
стали 10Г2ФБ практически не меняется. При завершении деформа-
ции в интервале 740 - 780 °C достигается комплекс высоких свойств:
от = 570 - 600 Н/мм2; ов = 660 - 775 Н/мм2; KCV_20 = 160 -
175 Дж/см2; Т50 = 95 - 120 °C; 65 = 24 %, которые соответствуют
требованиям, предъявляемым к металлу для газопроводных труб
большого диаметра категории прочности К65 в северном исполнении.
Из результатов исследований вытекает, что сталь 10Г2ФБ, полу-
ченная после контролируемой прокатки с окончанием при 760 °C с
последующим ускоренным охлаждением, при незначительном раз-
личии в сопротивлении хрупкому разрушению имеет преимущество
по прочности (ов = 40- 60 Н/мм2) и ударной вязкости (KCV. 20 выше
на 20 - 40 Дж/см2), причем в изломе ударных образцов расщепле-
ния практически отсутствуют в отличие от стали, полученной толь-
ко после низкотемпературной контролируемой прокатки (Т„п = 720 -
740 °C).
После такой обработки сталь характеризуется меньшей анизотро-
пией ударной вязкости.
Заметное упрочнение, получаемое при ускоренном охлаждении
проката, дает возможность достичь высокий уровень прочности
(ов = 560 - 600 Н/мм2) при меньшей степени легирования. Так, уро-
вень прочности ов = 560 Н/мм2 в случае охлаждения стали 10Г2 с
0,03 % Ti после прокатки и охлаждения на воздухе обеспечивается
при содержании ванадия не менее 0,09 %. Применение ускоренно-
го охлаждения способствует упрочнению стали, некоторому умень-
259
шению пластичности и .улучшению хладостойкости (Т50 снижается
на 10 °C).
Применение контролируемой прокатки с ускоренным охлажде-
нием позволяет получить требуемый уровень прочности трубной
стали: от > 460 Н/мм2; ов > 560 Н/мк-2 при меньшем содержание
ванадия, а именно не менее 0,05 %. При этом сталь имеет ударную
вязкость KCV_20 = 170 - 180 Дж/см2 и Т50 = 80 °C. Кроме экономии
ванадия, достижение равного уровня прочности путем высокотем-
пературной контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением
обеспечивает преимущество по ударной вязкости, хладостойкости
и пластичности по сравнению с показателями, получаемыми при тра-
диционной контролируемой прокатке. Это объясняется тем, что уп-
рочнение при дополнительном легировании стали ванадием вызва-
но дисперсионным твердением, что неблагоприятно влияет именно
на эти характеристики, в то время как ускоренное охлаждение обус-
ловливает заметное измельчение зерна феррита (на 1-1,5 мкм).
За счет применения ускоренного охлаждения обеспечивается бо-
лее высокая прочность без снижения вязкости. Это достигается за
счет измельчения ферритного зерна и получения дисперсного бей-
нита и (или) мартенсита после ускоренного охлаждения вместо пер'
лита. Фирмой "Sumitomo” (Япония) разработаны два способа уско-
ренного охлаждения DAC I и DAC4I, из которых первый включает ох-
лаждение водой сразу же после прокатки, а затем на воздухе; вто-
рой - водой сразу же после прокатки или сначала водовоздушное
охлаждение с последующим охлаждением водой до комнатной тем-
пературы. Для осуществления этой операции имеются два разных
охлаждающих устройства. За счет ускоренного охлаждения по ре-
жиму DAC4I временное сопротивление достигает 50 - 80 Н/мм2 (тем-
пература начала ускоренного охлаждения 600 °C).
Для достижения ов = 500 Н/мм2 и более целесообразно приме-
нение технологии контролируемой прокатки в сочетании с ускорен-
ным охлаждением проката, позволяющим уменьшить содержание
легирующих, повысить комплекс свойств, особенно при понижен-
ных температурах, улучшить свариваемость. С целью уменьшения
Периода времени между окончанием прокатки листа и началом его
охлаждения и достижения оптимального режима обработки устройст-
во для ускоренного охлаждения устанавливают по возможности бли-
же к прокатному стану. Обычно его устанавливают перед маФиной
горячей правки раската. Расход воды составляет 25 - 195 м3/мин
в зависимости от толщины листа и требуемого уровня прочности,
давление воды 0,5 МПа. Охлаждение металла обычно проводят по-
следовательно. Число секций охлаждения 5 (3 - мягкого охлажде-
260
ния; 2 - варьируемого охлаждения - интенсивного или мягкого). Ско-
рость охлаждения 3-25 °С/с в диапазоне 800 - 500 °C (на фирме
’’Kobe Steel” (Япония) [111].
Охлаждение верхней поверхности осуществляется через трубча-
тые сопла ламинарным потоком, нижней поверхности - струйным
(брызгами), установленным наклонно к листу во избежание неравно-
мерного охлаждения.
Управление процессом осуществляется за счет регулирования
расхода воды. Регулирование расхода воды в системе осуществ-
ляется в две ступени: грубое и точное. Имеется клапан регулирова-
ния давления, установленных в линии слйвной емкости. Высокая точ-
ность регулирования расхода охлаждающей воды достигается бла-
годаря использованию гидромуфты, клапанов регулирования рас-
хода и давления, а также разработке математической модели.
Для получения листов с равномерными механическими свойст-
вами и исключения коробления обеспечивают равномерное охлаж-
дение листа в процессе всего процесса. При подаче воды на верх-
нюю и нижнюю поверхности листа одинакового количества охлаж-
дающей воды в силу неодинаковой эффективности охлаждения по-
верхностей происходит коробление листа. Неодинаковая эффектив-
ность связана с различной длительностью контакта воды, вытекаю-
щей из верхних и нижних сопел: на нижней поверхности листа вода
после удара отбрасывается вниз взаимодействуя с поверхностью
лишь короткое время, в то время как вода из верхних сопел задер-
живается на поверхности. Следовательно, достижение одинаковой
эффективности охлаждения верхней и нижней поверхностей требует
соответствующего оптимального регулирования соотношения рас-
ходов воды через нижние и верхние сопла. Это соотношение обыч-
но лежит в диапазоне 1,75 - 2,2. В математической модели распре-
деления охлаждающей воды по коллекторам (верхним и нижним)
учитываются температуры начала и конца охлаждения, толщины и
ширины листа, а также указанная выше зависимость. Анализ тем-
пературных колебаний листа показал, что допустимый температур-
ный перепад по ширине листа обычно не превышает 15 °C. Он соз-
дается вследствие разбрызгивания воды из нижних сопел и стека-
ния воды, подаваемой через верхние. Уменьшение этого явления
достигается установкой сопел под углом (наклоном) в сторону от
оси рольганга. Для предотвращения переохлаждения кромок при-
меняют также боковые экраны в виде отводящих желобов, перекры-
вающие в зоне боковых кромок, листа поток охлаждающей воды из
верхних сопел. Показано, что с увеличением ширины зоны экрани-
рования уменьшается охлаждение кромок (для листов шириной 3200 --
4400 мм и толщиной 12 - 25 мм оптимальная ширина составляет
26]
80 - 100 мм). Для уменьшения температурного перепада передне'
го и заднего концов листа также осуществляют мероприятия по сок-
ращению длительности охлаждения этих мест проката. Прокатный
стан и устройство ускоренного охлаждения управляются ЭВМ.
Механические свойства толстого листа, полученного контроли-
руемой прокаткой с ускоренным охлаждением, по всей площади и
сечению листа практически одинаковы. Диапазон колебания времен-
ного сопротивления и предела текучести составляет 15 Н/мм3, а
ударной вязкости ± 25 Дж/см3 при 0 °C. Листы характеризуются хо-
рошей плоскостностью. Температурный перепад в поперечном се-
чении листа не превышает 10 °C, а серповидность не превышает 5 -
6 мм.
Таким образом, использование технологии ускоренного охлаж-
дения в сочетании с оптимальными режимами прокатки позволяет
уменьшить количество добавляемых легирующих и микролегирую-
щих элементов и в то же время улучшить свариваемость и повысить
комплекс механических свойств. Кроме того, поскольку не требует-
ся применения чрезмерно жестких режимов прокатки по сравнению
с низкотемпературной контролируемой прокаткой, то имеется воз-
можность повысить производительность реверсивных листовых
станов примерно на 20 %.
5. ПРОКАТКА НА НЕПРЕРЫВНЫХ
ШИРОКОПОЛОСОВЫХ СТАНАХ
Прокатка полосовой стали на современных непрерывных широко-
полосовых станах (НШС) несколько отличается от горячей прокат-
ки на реверсивных листовых станах. В первую очередь она отличает-
ся на последней стадии, когда деформация в чистовой группе кле-
тей осуществляется непрерывно, практически без пауз. Такая про-
катка сопровождается ускоренным охлаждением со скоростью 10 -
30 °С/с водяными струями до температуры 580 - 650 °C, располо-
женной около критической точки Агх, смоткой полосы в рулон и мед-
ленным его охлаждением на воздухе. Высокая температура нагре-
ва слябов, обычно 1250 °C, обеспечивает хорошую горячую пластич-
ность и перевод микролегирующих элементов в твердый раствор.
Слябы нагревают в печах с шагающими балками или в методичес-
ких печах. Черновая группа стана состоит из 4 - 6 клетей, обеспе-
чивающих получение подката толщиной 20 - 40 мм (Тк.п = 1150 -
1050 °C). Чистовая группа имеет 6-7 четырехвалковых клетей, обес-
печивающих деформацию подката до толщин 1,5-12 мм.
Большинство станов оборудовано мощной системой охлаждения
полос ламинарного типа с расходом воды до 15000 м3/ч, позволяю-
щей ускоренно охлаждать полосу перед смоткой в рулон.
262
Прокатка на НШС включает смотку полосы в рулон. С повышением
температуры смотки изменение предела текучести и переходной
температуры проходит через экстремум, указывая на неоднознач-
ное влияние Этого технологического параметра на свойства рулон-
ной стали и необходимость его строгого регулирования.
В целом уровень механических свойств рулонной стали зависит
ст ее химического состава и технологических параметров прокат-
ки: температуры начала и конца деформации, времени от конца де-
формации до начала ускоренного охлаждения полосы на отводящем
рольганге, режима охлаждения рулона, температуры смотки в рулон.
На первой стадии прокатки на НШС деформация в пределах одно-
го обжатия сопровождается упрочнением и рекристаллизацией с об-
разованием новых зерен и их роста. Окончательная прокатка осущест-
вляется в у-области с частичным задержанием процесса рекристал-
лизации (820 °C, в отдельных случаях до 760 °C) и контролируемым
охлаждением ниже температуры начала превращения, поэтому про-
катка на НШС приближается к высокотемпературной контролируе-
мой прокатке с регулируемым ускоренным охлаждением. Медлен-
ное охлаждение стали в рулоне обеспечивает низкий уровень внут-
ренних напряжений и получение структуры полигонального ферри-
та с перлитом.
Большое влияние на свойства рулонной стали оказывает Т^п: по-
нижение ее до 820 - 800 °C сопровождается измельчением феррит-
ного зёрна и уменьшением перлитной полосчатости. Это вызывает
заметное повышение низкотемпературной ударной вязкости и хла-
достойкости, особенно малоперлитных сталей, содержащих микро-
легирующие элементы ниобий и ванадий.
В целях достижения наиболее высокого комплекса свойств ста-
ли, прокатываемой на НШС, желательно обеспечить завершение пре-
вращения аустенита на рольганге до смотки полосы в рулон. Для
предупреждения процесса превращения аустенита во время мед-
ленного охлаждения рулона и образования крупных ферритных зе-
рен, температура смотки в рулон должна быть достаточно низка,
для чего необходимо применять повышенные скорости охлаждения
полосы на рольганге от температуры конца прокатки, что благоприятст-
вует измельчению зерен за счет снижения температурной области
у — «-превращения.
Понижение температуры смотки с 700 до 600 °C приводит к об-
лагораживанию структуры: образованию более дисперсного перли-
та, некоторому измельчению зерна феррита, а также повышению
дисперсности карбонитридных фаз. Определенное сочетание проч-
ностных и вязких свойств достигается после смотки при темпера-
турах 550 - 600 °C.
263
Прокаткой ниобийванадиевой малоперлитной стали на НШС обыч-
но достигают более высокие уровни прочности, чем после прокат-
ки на реверсивных станах. При этом порог хладноломкости у листо-
вой и рулонной стали практически одинаков.
Микроструктура .трубных сталей, прокатанных на НШС, зависит
от химического состава и технологических параметров на отдель-
ных участках стана. Обычно у -> a-превращение завершается в про-
цессе ускоренного охлаждения полосы до сматывания ее в рулон,
поэтому наблюдается образование мелкой дисперсной структуры.
Быстрое охлаждение обычно вызывает образование развитой дис-
локационной субструктуры, благоприятной для последующего вы-
деления в феррите второй фазы.
При прокатке стали, содержащей ванадий и азот, во время дефор-
мации в последних клетях чистовой группы происходит выделение
карбонитрида ванадия и нитридов алюминия, задерживающих рост
аустенитных зерен. В процессе ускоренного охлаждения наблюдает-
ся зарождение многочисленных ферритных зерен на границах аус-
тенитных зерен, что обеспечивает получение окончательного мел-
кого ферритного зерна (балл 10 - 12). При наличии в стали ванадия
и ниобия карбонитрид ниобия образуется при более высокой темпе-
ратуре, чем карбонитрид ванадия и задерживает рекристаллизацию
аустенита с образованием удлиненных зерен, которые при быстром
охлаждении обеспечивают образование мелкозернистого феррита.
Ускоренное охлаждение полос приводит к тому, что некоторая
часть микродобавок остается в твердом растворе и при последую-
щем медленном охлаждении выделяется в виде мелких частиц
V(C, N) или Nb(C, N) размером 3 - 5 нм, повышающих предел теку-
чести примерно на 200 Н/мм2.
Выделение частиц происходит на дислокациях и в ферритной мат-
рице. Максимальное дисперсионное упрочнение достигается при
слегка повышенной температуре смотки (650 °C).
При температуре смотки 670 °C происходит образование феррито-
перлитной структуры с более высокой температурой у — «-превра-
щения и укрупнение частиц карбонитридных фаз до 10 - 20 нм, ко-
торые выделяются, видимо, в аустените и дополнительно коагули-
руют во время медленного охлаждения в рулоне. Снижение темпе-
ратуры смотки до 580 °C приводит к уменьшению количества час-
тиц Nb(C, N), что указывает на подавление процесса выделения и
роста частиц в результате быстрого охлаждения. Неполное старе-
ние в этом случае сопровождается снижением прочностных харак-
теристик.
Медленное охлаждение рулона оказывает большое влияние на
вязкие свойства рулонной низколегированной стали. Увеличение
264
продолжительности охлаждения приводит к с%нижению низкотемпе-
ратурной ударной вязкости и повышению ск<п0НН0СТИ к хрупкому
разрушению без заметного изменения свойств в прочности. Кремне-
марганцовистые низколегированные стали i после имитирующего
режима термической обработки (закалка с вы^оким отпуском и по-
следующим охрупчивающим отпуском при 5Qjo °с) характеризует-
ся достаточно высоким коэффициентом чувстщительности к 0ТПуСК.
ной хрупкости (в пределах 1,45 - 1,55). Поэтому следует предпола-
гать, что ухудшение вязких и хладостойких сщойств при медЛенном
охлаждении рулонов связано также и с этим явлением.
Высокотемпературная контролируемая пр^окатка предусматри-
вает строгую регламентацию режима дефо рмации> температуры
начала и конца прокатки и режима охлажден ия полосы до смотки
в рулон. В результате такой прокатки за счет- измельчения зерна и
умеренного дисперсионного твердения повышщются прочность, плас-
тичность и вязкость стали, снижаются порог хл адноломкости и чувст-
вительность стали к надрезу. у
Как правило, обеспечение условий контрог^ируемой прокатки на
НШС, необходимых для завершения превращения аустенита при транс-
портировании на рольганге, приводит к снихению производитель-
ности стана до 30 %. Пониженная температур конца „рокатки мо-
жет быть достигнута не только за счет уменьщения ск0р0сти прокат-
ки, но и снижения температуры нагрева сляб эд, усиления охлажде-
ния на промежуточном рольганге или за сч«е; межклетевого ох-
лаждения.
Применение пониженных температур нагрер слябов и ко
катки приводят к повышению нагрузок в чистсвой и черНовой груп-
пах клетей, что вынуждает ограничивать тех^ологические парамвт.
ры прокатки, исходя из возможностей действующ^ НШС.
Для спиральношовых труб с толщиной стецки —135 мм раз-
работан режим контролируемой прокатки рулонной стали 08Г2СФБ
на стане 2000 из слябов толщиной 240 мм. Температура к0
катки лежит в пределах 750 - 805 °C, скоРос>ь охлаждения пример-
но 10 °С/с, температура смотки 580 - 680 *с. В результате такой
обработки механические свойства стали 08Г2СФБ характеризуют-
ся следующими значениями: от = 480 - 56q ц/mm2- о =560
639 8„’ 7 ? ' 29 %; КСи-" = 165 - 195 Дж/^; KCV „ ’
= 90 - 120 Дж/см2. '20
Существенное влияние на механические Свойства рулонной ста-
ли 08Г2СФБ оказывает температура смотки полосы в рулон Пони-
жение температуры смотки с 670 до 610 °C ПрИ постоянном'значе-
нии температуры конца прокатки сопровождается повышением вое-
менного сопротивления с 600 до 700 Н/мм2. Понижение ТК-П с 860
265
до 765 °C оказывает весьма слабое влияние на временное сопро-
тивление, повышая его на 15 МПа при неизменном значении удар-
ной вязкости [112]. Снижение Т^п приводит к измельчению феррит-
ного зерна и уменьшению перлитной полосчатости. Понижение тем-
пературы смотки до 600 °C сопровождается повышением дисперс-
ности структуры и дроблением цементитных пластин. Такая сталь
заметно отличается от стали, смотанной при более высоких темпе-
ратурах и характеризующейся грубопластинчатым перлитом, фор-
мирующимся вследствие медленного охлаждения в двухфазной
области.
При прокатке на НШС стали марок 17Г1С, 17Г2СФ, 16ГФР для спи-
ральношовных труб общего назначения или для термоулучшенных
труб со стенкой толщиной 6-11 мм температура подката перед чис-
товой группой клетей обычно не превышает 980 - 1000 °C, темпе-
ратура конца прокатки в чистовой группе клетей 830 - 880 °C и кон-
ца прокатки в диапазоне 620 - 700 °C.
Изготавливаемые фирмой "Thyssen” (ФРГ) из малоперлитной,
микролегированной ванадием и ниобием стали спиральношовные
трубы категории прочности Х70 с толщиной стенки 16 мм обладают
высоким комплексом механических свойств: от = 505 - 570 Н/мм2;
ов = 620 - 690 Н/мм2; 65 = 21 - 26,5 %; KCV.ao и KCU_60 (поперек
оси трубы) = 110 - 260 Дж/см2 и 140 - 270 Дж/см2 соответственно;
®-ао * = 90 - 100 %. Значения ударной вязкости на образцах, отоб-
ранных поперек направления прокатки полосы, были несколько мень-
ше, однако на достаточно высоком уровне (КСУ_20 = 80-170 Дж/см2).
Для многослойных труб диаметром 1420 мм предложена рулон-
ная сталь 09Г2СФ [113].
Как показали опыты, высокие свойства в полосах толщиной 4 -
5 мм из этой стали обеспечиваются при соблюдении температуры
конца прокатки 820 - 850 °C и температуры смотки в рулон 600 -
630 °C (рис. 104). Выбранный состав и предложенная технология
производства стали 09Г2СФ обеспечивали получение следующего
комплекса свойств: ов = 600 - 700 Н/мм2; от = 460 - 540 Н/мм2;
65 = 27 - 32 %; ударная вязкость на продольных образцах 11 типа
при -20 °C составляет 100 - 180 Дж/см2; В.™™ = 85 - 100 %. По-
рог хладноломкости (Т50), определенный на ударных образцах, ле-
жит при (-50) * (-75) “С. Прочностные и пластические свойства по
длине полосы были достаточно равномерные. Высокий комплекс
свойств у рулонной стали 09Г2СФ обеспечивается за счет получе-
ния мелкозернистой структуры (балл 12).
Дальнейшего улучшения ударной вязкости рулонной стали, про-
катывамой на НШС, можно достичь снижением температуры конца
прокатки до температурной области метастабильного аустенита и
266
Рис. 104. Влияние температуры испытания на ударную вязкость и волокнистую
составляющую в изломе образцов рулонной стали 09Г2СФ (толщина 4 мм):
Пр.о - продольные образцы; П.о. - поперечные
Рис. 105. Зависимость работы удара А основного металла труб из низколегиро-
ванной рулонной ванадийниобиевой стали, смотанной в рулон при различных тем-
пературах, от содержания серы (а) или температуры испытания (б)
генерирования практически изотермического режима горячей про-
катки в сочетании со смоткой при температурах ниже 600 °C. Такая
технология становится возможной при условии оснащения станов
более мощными моталками, обеспечивающими смотку при темпе-
ратурах до 450 °C.
На рис. 105 показаны результаты испытания на ударную вязкость
малоперлитной ванадийниобиевой стали с содержанием 0,003 % S
после смотки при различных температурах. По мере снижения тем-
пературы смотки с 580 до 500 °C повышается общий уровень удар-
ной вязкости. Снижение температуры смотки ниже 500 °C предуп-
реждает образование расщеплений. Такая смотка в наибольшей сте-
пени позволяет использовать эффективность глубокого обессери-
вания в повышении ударной вязкости стали в области вязкого раз-
рушения.
267
6. ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
Термическая обработка является одним из наиболее эффектив-
ных способов повышения качества низколегированных сталей, в
том числе предназначенных для труб большого диаметра. Повтор-
ный нагрев горячекатаного проката выше критической точки Ас3 и
охлаждение на спокойном воздухе или в воде с последующим отпус-
ком сопровождается измельчением зерна и улучшением структуры,
а следовательно, повышением потребительских свойств металлопро-
ката. Чаще и более широко в металлургической промышленности
для проката из низколегированной стали применяют термическую
обработку в виде нормализации, преследующую цель снятия напря-
жений, связанных с горячей обработкой давлением и некоторого из-
мельчения зерна практически без изменения прочности. Она обыч-
но приводит к повышению однородности механических свойств и
улучшению характеристик пластичности, вязкости и хладостойкос-
ти по» сравнению с горячекатаным состоянием. При термическом улуч-
шении (закалка + высокий отпуск) благодаря существенному повы-
шению дисперсности структуры происходит как повышение прочнос-
ти, особенно предела текучести (до 30 % и более), так и заметное
повышение вязкости и хладостойкости. В случае термического улуч-
шения наиболее рационально используют присутствующие в низко-
легированной стали легирующие элементы. Другие виды термичес-
кой обработки практически не применяют при производстве низко-
легированных трубных сталей, за исключением операции высокого
отпуска, иногда используемой для повышения пластичности мало-
перлитных сталей контролируемой прокатки.
Нормализация
Нормализация, представляющая собой нагрев выше критической
точки Ас3 и охлаждение на воздухе, является эффективным спосо-
бом улучшения качества проката из низколегированных сталей, поэто-
му находит широкое применение при производстве трубных штрип-
сов. На современных металлургических заводах эту технологичес-
кую операцию проводят преимущественно в проходных термичес-
ких печах, установленных как в потоке реверсивных листовых ста-
нов, так и в специальных отделениях.
С целью определения режима нормализации низколегированных
сталей с карбонитридным упрочнением, ддя которых эта операция
является обязательной, провели испытания металла промышленно-
го изготовления после варьирования температурными и воеменны-
ми параметрами. В горячекатаном состоянии прокат обладал высо-
кой прочностью (ов = 690 - 700 Н/мм2), относительно низкой удар-
268
ной вязкостью (KCV_S = 25 - 50'Дж/см2) и низкой хладостойкостью
(В_5 = 5 - 10 %). Температуру нагрева варьировали в пределах 750 -
950 °C с выдержкой 1,0 - 5,5 мин/мм толщины листа. С повышением
температуры нагрева прочностные свойства увеличиваются, при-
чем наиболее интенсивно предел текучести. Низкотемпературная
работа удара при испытании образцов DWTT сначала повышается
при нагреве до 860 - 890 °C, а затем уменьшается (рис. 106).
Аналогичен ход изменения волокнистой составляющей в изломе
образцов DWTT - высокий процент волокна (100 %) достигается пос-
ле нагрева до указанных температур и охлаждения на воздухе, но
при повышении температуры нагрева более 890 °C хладостойкость
резко снижается на образцах DWTT. Следовательно, наиболее вы-
сокая хладостойкость стали с карбонитридным упрочнением дости-
гается только при нагреве металла несколько выше критической
точки Ас3 (830 °C) с образованием наиболее мелкого ферритного
зерна (балл 9,5). Влияние различных выдержек при нагреве (от 15
до 90 мин) на ударную вязкость и волокнистую составляющую ста-
ли зависит не только от температуры нагрева, но и его продолжи-
Рис. 106. Влияние температуры нормализации tH на работу удара Ан и волокнис-
тую составляющую В на образцах DWTT (12 х 75 мм) из листовой стали 15Г2АФ
(выдержка 30 мин)
Рис. 107. Зависимость волокнистой составляющей в изломе и работы удара Ан
на образцах DWTT от продолжительности выдержки при температуре нормали-
зации 870 С (а) или температуры испытания (б)
269
тельности [114]. Кривая изменения волокнистой составляющей от
продолжительности выдержки имеет экстремум наилучшей хладо-
стойкости при выдержке 40 - 60 мин (выдержка 2-3 мин на 1 мм
толщины) (рис. 107). Сериальные кривые изменения ударной вязкос-
ти и доли волокна в изломе показывают, что листовая сталь после
карбонитридного упрочнения (15Г2АФЮ) с низким содержанием се-
ры (0,006 %), подвергнутая обработке силикокальцием, характери-
зуется высокими значениями ударной вязкости до -40 °C на образ-
цах 11 типа, а также низким порогом хладноломкости (Т50 = -40 °C).
Микроструктура стали после нормализации при 860 - 890 °C - фер-
рито-перлитная, балл зерна 12 - 13. По сравнению с горячекатаным
состоянием структура характеризуется повышенной однородностью
и дисперсностью, более мелким зерном, отсутствием бейнитных
участков и выделений цементитных цепочек по границам зерен, а
также наличием повышенного количества карбонитридной фазы
V(C,N), уменьшенной плотностью дислокаций и началом образова-
ния в феррите совершенной субструктуры (примерно 10 % при нагре-
ве 860 вС).
Повышение температуры нагрева до 950 °C сопровождается рос-
том ферритного зерна. В результате нагрева при 830 °C происходит
образование по границам зерен цементитных частиц, которые раст-
воряются при более высокой температуре нагрева .860 °C. Количест-
во частиц карбонитридной фазы V(С, N) и их размеры с повышением
температуры нагрева увеличиваются, оставаясь после нагрева при
860 °C достаточно мелкими (10 - 30 нм). Вследствие этого наблю-
дается достаточно сильное дисперсионное твердение, приводящее
к повышению твердости по Виккерсу феррита до 1950 Н/мм2.
С увеличением длительности выдержки при 800 - 850 °C прочност-
ные свойства стали с карбонитридным упрочнением несколько сни-
жаются, а при более высоких температурах нормализации предел
текучести монотонно увеличивается с существенным изменением
пластичности.
Представляют интерес исследования влияния повторной норма-
лизации на механические свойства листов, предварительно норма-
лизованных при 960 °C. Повышение температуры повторной норма-
лизации от 800 до 1000 °C приводит к увеличению прочностных
свойств (ов от 600 до 670 Н/мм2 и от от 470 до 550 Н/мм2) и сниже-
нию KCU.60 и б5. Если температура повторной нормализации ниже
температуры первой нормализации (960 °C), то прочностные свойст-
ва ниже; при одинаковой или более высоких температурах норма-
лизации прочностные свойства выше, чем после первой нормали-
зации. Микроструктура стали 16Г2САФ после повторной нормали-
270
зации при различных температурах (длительность 1,5 мин/мм) ана-
логична структуре после первой нормализации. По сравнению со
структурой после первой нормализации явно отличается лишь струк-
тура стали, нормализованной при 800 °C. После такой нормализа-
ции заметны крупнозернистые участки; повторная нормализация
при 800 °C приводит к образованию однородной мелкозернистой
структуры. После нагрева при 1000 °C в стали образуются участки
видманштеттовой структуры, свидетельствующие о перегреве металла.
После отпуска при 650 - 720 °C сталь несколько разупрочняет-
ся; максимальное разупрочнение происходит при отпуске 700 °C.
Это разупрочнение сопровождается понижением ударной вязкости
и повышением относительного удлинения. После отпуска при тем-
пературе, близкой к Acj (750 °C) временное сопротивление выше,
ударная вязкость и относительное удлинение ниже, чем после отпус-
ка при более низких температурах. Таким образом, изменением ре-
жимов термической обработки у стали с карбонитридным упрочне-
нием можно получить различный комплекс механических свойств.
Основываясь на полученных экспериментальных данных, разра-
ботан оптимальный режим нормализации стали 15Г2АФЮ с карбо-
нитридным упрочнением - нагрев 880 - 900 °C взамен обычно при-
меняемого при 930 - 950 °C. Этот режим успешно опробован в про-
мышленных условиях при изготовлении иррипсов для труб диамет-
ром 1420 мм. Он обеспечил заметное повышение у проката хладо-
стойких свойств при высокой прочности: от = 440 - 530 Н/мм2; 0в =
= 560 - 690 Н/мм2; KCU_60 и КСУ_15 в пределах 80 - 160 Дж/см2;
= 50 - 94 % (преимущественно 70 %).
После высокотемпературной нормализации (950 °C) доля вязкой
составляющей в изломе таких образцов была значительно ниже -
на уровне 20 - 30 %.
Термическое улучшение
Термическое улучшение (закалка и высокий отпуск) позволяет
значительно повысить прочностные характеристики. Оно незначи-
тельно понижает пластичность, существенно улучшает показатели,
оценивающие работоспособность металла на холоду (ударную вяз-
кость, хладостойкость, чувствительность к надрезу и трещине).
Уровень механических свойств термически улучшенных труб из
обычных низколегированных сталей зависит от режима термообра-
ботки и в первую очередь от температуры и длительности операции
отпуска. Обычно отпуск проводят при температурах выше 600 °C с
целью достижения достаточной пластичности и вязкости при сохра-
нении свойств прочности на требуемом уровне. С учетом опреде-
271
ляющего влияния углерода на прочность термически улучшенные
трубы целесообразно изготовлять из стали, содержащей максималь-
но возможное количество углерода (до уровня, не снижающего рез-
ко вязкость и особенно свариваемость). Оптимальным следует счи-
тать содержание .углерода в таких сталях в пределах 0,15 - 0,20 %
при одновременном содержании марганца в количестве, необходи-
мом для обеспечения требуемой прокаливаемости стали при кон-
кретной скорости охлаждения при закалке (обычно 1,0 - 1,5 %), и
алюминия - для раскисления металла.
Уровень механических свойств термоулучшенной стали зависит
от химического состава стали и примененных режимов обработки,
которые определяют получаемую микроструктуру и тонкую струк-
туру металла. Операция закалки в воде низколегированных сталей
с относительно невысоким содержанием углерода (до 0,20 %) соп-
ровождается частичным выпадением ферритной фазы, количество
которой определяется скоростью охлаждения. Специальными иссле-
дованиями [115] было установлено, что при производстве термоулуч-
шенных труб большого диаметра допустимо наличие до 30 % фер-
рита в закаленной стали (скорость охлаждения 40 °С/с); при более
высоких количествах феррита должного эффекта упрочнения и улуч-
шения вязкости не достигается.
С повышением температуры отпуска свыше 600 °C уменьшается
плотность карбидной фазы, интенсивно протекают процессы поли-
гонизации и рекристаллизации, что сопровождается снижением уров-
ня прочности. Наиболее целесообразно осуществлять термоулучше-
ние на последней стадии - на готовых электросварных трубах боль-
шого диаметра. В этом случае облегчается также проведение тех-
нологической операции по формовке труб из прокатной стали, харак-
теризующейся относительно невысокими прочностными, но высо-
кими свойствами пластичности.
Другим преимуществом термического улучшения готовых труб
является то, что эта операция позволяет повысить однородность ос-
новного металла труб и его сварного соединения, снять остаточные
сварочные напряжения и до некоторой степени улучшить геометрию
сварного соединения.
Термически упрочняемые стали получают все большее распрост-
ранение при производстве газонефтепроводных труб большого диа-
метра. За рубежом проведены работы по изготовлению и испыта-
нию небольших партий термоупрочненных труб с пределом текучес-
ти 630 - 700 Н/мм2 и критической температурой перехода в хруп-
кое состояние -55 °C. Исследованию подвергали также трубы, из-
готовленные из термоупрочненного проката, легированного молиб-
деном и никелем. Несмотря на то что в указанных экспериментах
272
были достигнуты положительные результаты, термическое упроч-
нение не нашло еще широкого применения для изготовления газо-
нефтепроводных труб, видимо, из-за экономических соображений.
Основную часть производимых в мире газонефтепроводных труб
изготавливают из стали после контролируемой прокатки, реже из
нормализованного проката. Впервые термически упрочненные тру-
бы диаметром 1020 мм из стали 17ГС были изготовлены в середи-
не 60-х годов на опытной установке Новомосковского трубного за-
вода. Была показана принципиальная возможность достижения на
термоупрочненных трубах из стали 17ГС уровня прочности 600 Н/мм2
при значении ударной вязкости 40 Дж/см2 при -40 °C.
Закалка низколегированной стали на бейнитную и бейнито-мар-
тенситную структуру более благоприятна, чем на чисто мартенсит-
ную [115]. Это связано с тем, что размер пакетов и реек в отдельных
бейнито-мартенситных структурах (начало превращения выше 450 °C)
мельче, чем в чисто мартенситной.
Рейки в мартенсите содержат дисперсные выделения с видман-
штеттовой морфологией, которые при отпуске выделяются одновре-
менно и на границах бывших аустенитных зерен. После отпуска бей-
нита выделение карбидов на этих границах отсутствует. При равной
прочности после отпуска стали со структурой мартенсита бейнит-
ная структура дает снижение критической температуры хрупкости
примерно на 90 °C.
Характерной особенностью тонкой структуры закаленной и отпу-
щенной стали с высокой хладостойкостью является формирование
субзеренной структуры, свободной от дислокационных сеток и от-
деленной друг от друга малоугловыми границами.
Субзерна образуются в процессе полигонизации ферритной мат-
рицы при отпуске. Такая структура предопределяет высокую конст-
руктивную прочность стали, поскольку малоугловые границы, раз-
деляющие отдельные субзерна, не являются достаточно эффектив-
ными препятствиями для больших скоплений дислокаций и поэтому
не создают концентрации микронапряжений. В такой структуре об-
легчена реализация процессов релаксации микронапряжений, поэ-
тому затруднено зарождение трещин.
На Волжском трубном заводе в 1974 г. построено и освоено от-
деление для производства термически улучшенных электросварных
спиральношовных труб большого диаметра.
Нагрев под закалку и отпуск осуществляют в проходных печах
газопламенного типа, закалка со скоростью 30 - 60 2С/с в двухсек-
ционной спрейерной установке с односторонним охлаждением. Ох-
лаждающая среда - вода. Перед входом в спрейер трубы проходят
через водяное отбойное кольцо для предотвращения попадания во-
273
ды внутрь трубы или печи. Температура нагрева под закалку 920 -
950 °C; отпуск 500 - 700 °C.
В период освоения оборудования для производства термоулуч-
шеных труб использовали сталь 17Г2СФ, содержащую до 0,06 % V
и обеспечивающую ов = 600 Н/мм2 при достаточной пластичности
(65 = 16 %) и вязкости (КСи_40 > 40 Дж/см2). Несколько позднее
установили возможность замены этой стали серийной безванадие-
вой сталью 17Г1С, используемой для изготовления сырых спирально-
шовных труб большого диаметра. Сталь 17Г1С содержит не более
0,20 % С; 1,55 % Мп; 0,6 % Si; 0,03 % S и 0,035 % Р (табл. 37). В горяче-
катаном состоянии (рулон) сталь имеет феррито-перлитную струк-
туру и хорошую пластичность. Термическое улучшение готовых труб
обеспечивает получение преимущественно смешанной мелкодис-
персной структуры из продуктов распада мартенсита и бейнита с
полигональным ферритом.
Количество феррита обычно не превышает 30 % при Сэ = 0,38 и
уменьшается с увеличением содержания углерода и марганца. Твер-
дость по Виккерсу закаленной стали при Сэ = 0,38 находится в ин-
тервале 2400 - 2700 Н/мм2, а при Сэ = 0,46 составляет 4400 -
4850 Н/мм2.
Наиболее благоприятное сочетание свойств термически улучшен-
ных труб из стали 17Г1С получено после закалки с 920 - 940 °C при
расходе воды 720 м3^ и отпуске при 630 - 640 °C. Диапазон коле-
баний временного сопротивления по длине 12-м трубы составил
Таблица 37. Механические свойства термоупрочненных
газопроводных труб большого диаметра
Марка Давление, Размеры, ов, от, б5, Ударная вяз* В, %
стали МПа мм Н/ммг Н/мм2 % кость, Дж/см2
KCV KCU
17Г1С 5,5 820 х 8,0 - 10,0 600 420 16 30*1 30*2 50*х
1020 x 9,0-12,0 600 420 16 40*1 40*2 60*1
1220 х 10,5 - 12,5 600 420 16 60*1 50*2 60*1
17Г1СУ 7,5 1420X15,1 650 500 16 80*3 60м 80*3
16ГФР 7,5 1420 х14 700 550 16 80*3 60** ВО*3
Примечания. Сталь 17Г1С содержит, %: 0,15 - 0,20 С; 1,5 - 1,55 Мп;0,40-
0,60 Si; 0,030 S; 0,035 Р. Сталь 17Г1СУ содержит, %; 0,15 - 0,20 С; 1,15 - 1,55 Мп;
0,4 - 0,5 Si; 0,01 S; 0,025 Р. Сталь 16ГФР содержит, %: 0,14 - 0,18 С; 1,2 - 1,5 Мп;
0,4 Si; 0,05 - 0,08 V; 0,01 S; 0,022 Р.
** При -5 ’С; *» При -40 *С; При -15 ’С; ** При -60 ’С.
274
± 30 Н/мм2. Исследованиями установлено, что для достижения по-
вышенного уровня значений ударной вязкости и хладостойкости це-
лесообразно выплавлять сталь 17Г1С с содержанием алюминия на
уровне 0,02 - 0,06 %. Однако при чрезмерно высоком содержании
алюминия наблюдалось ухудшение качества поверхности рулонной
стали. Повышенное содержание алюминия (более 0,03) оказало так-
же благоприятное влияние на порог хладноломкости стали, оценен-
ный по виду излома: Т50 сдвигается в сторону минусовых темпера-
тур примерно на 20 °C по сравнению со сталью, содержащей
0,01 % AI [117].
Исследования показали, что с увеличением углеродного эквива-
лента абсолютные значения ударной вязкости при минусовых тем-
пературах в области вязкого разрушения обычно снижаются, но по-
рог хладноломкости при этом сдвигается в сторону более низких
температур, указывая на улучшение хладостойкости.
Результаты испытаний свидетельствуют о том, что порог хладно-
ломкости Ts0. термоулучшеных труб из стали 17Г1С находится в ин-
тервале температур 45-90 °C.
Работа развития трещины при 20 °C составляет 42 Дж/см2, а при
(-20) -s- (-40) °C на уровне 22 - 28 Дж/см2. На образцах DWTT пере-
ходная температура находилась в диапазоне (-30) + (-50) °C.
Дальнейшее повышение ударной вязкости термоулучшенных труб
с ов = 600 Н/мм2 из стали типа 17Г1С достигается при снижении
содержания в ней серы (до 0,02 %).
Термоулучшенные трубы из стали 17Г1С позволили существен-
но повысить их свойства по сравнению с горячекатаным состоянием
по временному сопротивлению с 520 Н/мм2 до 600 Н/мм2, по удар-
ной вязкости KCU-в с 30 до 60 Дж/см2, а также по хладостойкости
(гарантия 50 - 60 % В на образцах DWTT). Указанный уровень харак-
теристик вязкости при -15 °C (северное исполнение) достигается
при ограничении содержания в стали серы не более 0,01 %.
Совершенствованием режима термического улучшения приме-
нительно к сварным трубам диаметром 1420 мм из стали 17Г1С-У
(улучшенной), предназначенным для эксплуатации под давлением
7,5 МПа, удалось повысить гарантированный уровень временного
сопротивления до 650 Н/мм2 (толщина стенки 15,1 мм). Изготовлен-
ные термоупрочненные трубы характеризовались следующими
свойствами: ов = 670 - 720 Н/мм2; 6 = 18 % и более, ударная вяз-
кость (KCV) при температурах от 20 до -5 °C составляет 190 •-
220 Дж/см2, а от -15 до -40 ?С она равна 130 - 200 Дж/см2, пере-
ходная температура на образцах DWTT Тв0 составляет (-25) + (-40) °C,
поглощенная энергия разрушения образцов DWTT при -15 и -20 °C
равна 6-8 кДж.
275
По данным [117] конструктивная прочность термически улучшен-
ных труб с ов = 650 Н/мм2 при гидравлических испытаниях удовлет-
ворительная. Разрушающее давление 14 - 15,5 МПа при расчетном
рабочем давлении 7,5 МПа. Сварное соединение равнопрочно основ-
ному металлу труб. Показаны высокая работоспособность и пригод-
ность' их к эксплуатации в северной климатической зоне.
Проведены систематические исследования по изысканию эконом-
нолегированных низколегированных сталей для термоулучшенных
тРУб <>в = 700 - 800 Н/мм2. Можно выделить два основных направ-
ления этих работ: на основе стали типа 15ГФБ и 16Г с бором.
Исследовали сталь 15ГФБ (содержащую по 0,05 % ванадия и нио-
бия) в закаленно-отпущенном состоянии (закалка листов в воду и
отпуск в интервале температур 550 - 650 °C). Как видно из рис. 108,
ввод хрома (~ 0,5 %) в сталь 15ГФБ сопровождается упрочнением
при всех температурах отпуска (плавка 2). После отпуска при 650 °C
на такЬй композиции стали достигается предел текучести 600 Н/мм2.
Микролегирование азотом не вызвало дополнительного упрочнения
(плавка 3); снижение же углерода до 0,08 % (плавка 4) привело к су-
щественному уменьшению предела текучести (до 500 Н/мм2). В пос-
леднем случае наблюдается за-
метное улучшение пластичности
(относительное удлинение по-
высилось примерно до 20 %).
Самой высокой прочностью
после отпуска при 600 - 650 °C
обладала сталь с дополнитель-
ным легированием никелем
(~ 1 %) и молибденом
(~ 0,25 %) - плавка 5. Одновре-
менно эта сталь характеризова-
лась наилучшей вязкостью
после всех температур отпуска.
Близкий к ней в отношении вяз-
ких свойств была сталь с пони-
женным содержанием углерода.
Наилучшей по хладостойкости,
Рис. 108. Влияние температуры
отпуска на механические свойст-
ва закаленной стали типа 15Г с
микродобавками:
1 - 15ГФБ; 2 - 15ХГФБ; 3 -
15ХГАФБ; 4 - 08ХГФБ; 5 -
15ХГНМБ
276
оцененной по виду излома ударных образцов, являлась сталь с пони-
женным содержанием углерода (плавка 4). Близкой к ней была ни-
кельмолибденосодержащая сталь. Сталь с азотом оказалась наиме-
нее хладостойкой.
По прокаливаемости заметное преимущество в сравнении с дру-
гими имела никельмолибденовая сталь; заметное повышение этого
свойства наблюдается при небольшой присадке хрома. Азот в этом
отношении является неэффективным элементом. Термокинетичес-
кие диаграммы превращения аустенита подтверждают зависимос-
ти по прокаливаемости: сталь с молибденом и никелем характери-
зуется широкой областью бейнитного превращения, заметно боль-
шей, чем у сталей, не содержащих этих элементов. Присутствие азо-
та способствует значительному ускорению превращения при охлаж-
дении со скоростью около 25 °С/с. Из результатов проведенных ис-
следований можно заключить, что увеличение содержания углеро-
да (с 0,08 до 0,15%) с закаленно-отпущенной стали с микродобав-
ками существенно повышает свойства прочности при одновремен-
ном снижении сопротивляемости хрупкому разрушению. Эффект
упрочнения от легирования хромом меньше проявляется на плас-
тичность и вязкость стали. Основными путями достижения комплек-
са высоких свойств у закаленно-отпущенной низколегированной ста-
ли являются: совместное легирование никелем и молибденом (при
высокой прочности) или ограничение содержания углерода не более
0,10 % при совместном микролегировании ванадием и ниобием.
Благоприятное влияние микродобавок бора (до 0,004 %) на про-
каливаемость конструкционных сталей использовано в другой ком-
позиции низколегированной стали для уровня прочности ов = 700 МПа.
Введение этой микродобавки способствует получению закалочных
температур на всю толщину стенки трубы (~ 14 — 15 мм) в процес-
се ее спрейерного одностороннего охлаждения. Разработанная сталь
с бором 16ГФР экономнолегирована марганцем и ванадием и наибо-
лее полно отвечает отечественным сырьевым ресурсам. Выплавку
промышленных плавок стали 16ГФР осуществляют в конвертерах
по обычной технологии для низколегированных сталей с обработкой
синтетическим шлаком и разливкой на МНЛЗ. До припадки ферро-
бора сталь раскисляют алюминием, ферротитаном и силикоцирко-
нием для обеспечения остаточного содержания титана и циркония
(0,01 - 0,03 % каждого). Как показал фазовый анализ, такое раскис-
ление стали обеспечивает присутствие бора в твердом растворе
не менее 0,001 %, что вполне достаточно для обеспечения высокой
прокаливаемости стали и, следовательно, необходимой прочности.
Слябы прокатывают на НШС на рулонную полосу толщиной 14 -
277
16 мм, а из нее - спиральношовные трубы по обычной технологии.
Для достижения наиболее благоприятного сочетания свойств тру-
бы из стали 16ГФР (как при обычном, так и при низком содержании
серы) целесообразно подвергать после закалки отпуску в интерва-
ле 650 - 680 °C (табл. 38).
Температура 650 °C является наиболее предпочтительной тем-
пературой отпуска труб из стали 16ГФР. Она обеспечивает средне-
взвешенное значение временного сопротивления 798 Н/мм2 при
коэффициенте вариации 2,5 %, а при отпуске 700 °C - 727 Н/мм2 и
13,2 % соответственно.
Испытания газовых термоулучшенных труб из стали 16ГФР в ус-
ловиях двухосного растяжения показали, что такие трубы характе-
ризуются высокой конструктивной прочностью и надежностью. Тем-
пература перехода в хрупкое состояние, определенная при натур-
ных испытаниях в полигонных условиях, находится ниже -15 °C.
Разработанная для спиральношовных термоулучшенных труб эко-
номнолегированная сталь 16ГФР приобретает необходимую проч-
ность благодаря высокой прокаливаемости, обеспечиваемой микро-
легированием бором. Трубы из стали 16ГФР характеризовались вы-
сокими свойствами по прочности, вязкости и хладостойкости. Од-
нако требуется осуществление мероприятий по повышению качест-
ва поверхности рулонной стали, поставляемой для таких труб.
Таблица 38. Свойства термоулучшенных труб
из стали 16ГФР (поперек оси трубы)
Содержа- ние S, % сэ Механические свойства ev. • °C
ов, Н/мм2 в5,% кси.м, Дж/см3 KCV.M, Дж/см3
0,016 0,35 730-800 16-20 50-65 30-50 —40
0,008 0,38 770 17-22 80-120 100-120 -20
В течение длительного периода времени (более 10 лет) черная
металлургия изготавливает сварные спиральношовные трубы диа-
метром до 1220 мм в термически улучшенном состоянии, которые
успешно эксплуатируются в газонефтепроводных магистралях с
давлением 5,5 - 6,4 МПа. Отказов в работе этих трубопроводов из-за
наличия дефектов или нестабильности сбойств не наблюдалось [4].
Применение термически улучшенных труб с ов = 600 Н/мм2 диа-
метром до 1220 мм позволяет снизить металлоемкость труб на 8 -
13 %, а труб с прочностью 650 Н/мм2 диаметром 1420 мм - на 20 %
с одновременным улучшением необходимых свойств и повышением
надежности газонефтепроводов.
278
Глава VI. СВАРИВАЕМОСТЬ СТАЛЕЙ
ДЛЯ ГАЗОПРОВОДНЫХ ТРУБ БОЛЬШОГО ДИАМЕТРА
Работоспособность труб и магистральных газопроводов опреде-
ляется свойствами основного металла и сварного соединения. Из-
вестно, что сварное соединение характеризуется неоднородными
свойствами, что нередко определяет работоспособность всей тру-
бы. Качество сварного соединения зависит от многих факторов: сос-
тава стали и сварочной проволоки, способа и технологии сварки.
Рассмотрим вопросы свариваемости низколегированных сталей,
предназначенных для изготовления сварных труб большого диамет-
ра, пригодности тех или иных сталей к сварке в условиях промыш-
ленного изготовления самих труб или трассы при формировании
магистрали.
Используемые при современном производстве труб большого
диаметра сварочные приемы и скорости (многодуговая сварка под
флюсом с большими скоростями 160 - 180 м/ч) сопровождается
разогревом большой зоны основного металла в широком темпера-
турном интервале - от температуры плавления до температуры ок-
ружающей среды. Исследования и практика показывают, что в про-
цессе сварки наиболее резко изменяются свойства в околошовной
зоне сварного соединения, объединяющей зону сплавления (металл,
примыкающий непосредственно к шву) и зону перегрева с темпе-
ратурой 1100 - 1300 °C и наличием крупных зерен. Последние ухуд-
шают ‘'пластичность и ударную вязкость, что способствует образо-
ванию горячих и холодных трещин. Температурный интервал нагре-
ва (500 °C - до точки Асх) характеризуется тем, что в нем- может
наблюдаться явление разупрочнения металла. Повышение энергии
сварки на 1 м длины обычно сопровождается снижением минималь-
ной твердости и расширением резупрочненной зоны, что обуслов-
лено увеличением объема металла, подвергаемого сварочному наг-
реву и увеличением продолжительности воздействия повышенных
температур на основной металл. Кроме того, при этом уменьшает-
ся скорость охлаждения в субкритическом интервале температур,
что также благоприятствует увеличению ширины разупрочненной зоны.
Вопросы создания новых композиций и схем производства ста-
лей с более высокими механическими свойствами неразрывно свя-
заны с задачами обеспечения их технологичности в процессе завод-
ской и трассовой сварки, а также повышения свойств всего свар-
ного соединения. На основе исследования свариваемости по раз-
личным методикам (термокинетические диаграммы, локальные ме-
ханические свойства и структура и др.) вырабатывают рекоменда-
ции по оптимизации легирования, по предельно допустимым режи-
279
мам сварки и по методам локальной термообработки сварных сое-
динений.
Важным является вопрос чувствительности газопроводных ста-
лей к охрупчиванию при наводороживании, поскольку может наблю-
даться при сварке, при развитии коррозионных процессов, при на-
рушении режимов катодной защиты от почвенной коррозии или при
наличии сероводорода и влаги в транспортируемом газе. Исследо-
вания показали, что главным фактором, определяющим степень ох-
рупчивания при наводороживании, является чистота металла по се-
ре и цветным примесям; уменьшение длины сульфидов сопровож-
дается повышением стойкости против коррозионного растрескивания.
Надежность труб большого диаметра в значительной степени оп-
ределяется свойствами околошовной зоны. Структурные изменения
происходят наиболее значительно в зоне, нагреваемой выше тем-
ператур начала интенсивного роста аустенитного зерна (1200 °C).
Чаще закономерности изменения свойств металла околошовной зо-
ны (ОШЗ) изучают путем имитации сварочных циклов. Из известных
методов изучения структурных изменений, происходящих при свар-
ке стали, целесообразнее проводить анализ результатов термоки-
нетических кривых превращения аустенита после высокотемпера-
турного нагрева. По диаграмме определяют скорости охлаждения,
обеспечивающие тот или иной тип структуры, характерной для кон-
кретного вида сварки. Склонность к разрушению структур различ-
ного типа оценивают на образцах с имитированной структурой. В
сочетании результаты этих исследований позволяют достаточно обос-
нованно рекомендовать интервал скоростей охлаждения, обеспе-
чивающий оптимальное структурное состояние и определить требуе-
мый вид сварки и тепловложения [107].
Термокинетические кривые трубных сталей получали при охлаж-
дении с 1350 °C со скоростями в диапазоне от 0,1 до 300 °С/с. Влия-
ние структур на сопротивление разрушению оценивали на образцах
размером 5х 10 мм.
Структура металла ОШЗ стали, подвергнутой термической обра-
ботке или контролируемой прокатке и подверженной воздействию
термических циклов сварки, значительно отличается от структуры
основного металла. Термокинетические диаграммы для металла
ОШЗ показали, что молибден, ванадий и ниобий смещают ферритное
превращение в область частичной закалки. Изменение области фер-
ритных превращений характеризует влияние легирующих элемен-
тов на диффузионную кинетику превращений аустенита, которая
реализуется при электродуговой сварке труб с повышенной энер-
гией (37 кДж/см и более). В наибольшей степени эффект повышения
устойчивости аустенита проявляется при содержании 0,1 % Мо;
280
0,05 % Nb и 0,1 % V. При дальнейшем увеличении содержания эле*
ментов подавление ферритных превращений происходит в меньшей
степени. Положение области частичной закалки в зависимости от
скорости охлаждения и температуры позволяет судить о влиянии
микролегирующих элементов на образование закалочных структур
в околошовной зоне при ручной сварке в условиях монтажа трубо-
проводов. Наиболее резко повышение устойчивости аустенита наб-
людалось при содержании указанных элементов до 0,05 - 0,08 %.
Ниобий, в отличие от ванадия, затрудняет мартенситное превращение.
При совместном влиянии микролегирующих элементов выявляет-
ся также тенденция повышения устойчивости аустенита ОШЗ за иск-
лючением сталей с титаном.
Легирование стали базового состава 09Г2 молибденом, ниобием
и ванадием привело к дальнейшему подавлению диффузионных фер-
рито-перлитных превращений и образованию бейнита.
Титан в композиции V - Nb снизил устойчивость аустенита ОШЗ:
скорость охлаждения, ограничивающая ферритную область, повы-
силась с 6 до 30 °С/с при увеличении содержания титана до 0,08 %,
а область частичной закалки сместилась до 90 °С/с. В стали, содер-
жащей титан, зерно растет до 20 - 30 мкм, что обусловливает сни-
жение устойчивости аустенита за счет увеличения суммарной пло-
щади зернограничной поверхности.
Сравнительную эффективность влияния легирования на структу-
ру и свойства ОШЗ проводили при скорости охлаждения 10 °С/с, приб-
лижающейся к условиям промышленной сварки труб большого диа-
метра.
Комплексное легирование стали ниобием и ванадием обеспечи-
вает такую же ударную вязкость ОШЗ, как и сталь с 0,05 % Мо, а ти-
тан в количестве 0,03 % - дополнительное ее улучшение. Ванадий
и ниобий оказали отрицательное воздействие на вязкость ОШЗ.
Данные анализа кинетики превращения аустенита и изменения
ударной вязкости ОШЗ в сталях 09Г2ФБ и 10Г2Ф и др. показали, что
значительное увеличение вязкости начинается при увеличении ско-
рости охлаждения более 8 °С/с и достигает максимальных значе-
ний в диапазоне 20 - 60 °С/с.
Грозничные значения допустимого интервала погонной энергии
при сварке можно определять также в зависимости от требуемых
параметров хладостойкости околошовной зоны. Принимая в качест-
ве параметра хрупкого разрушения условие перехода металла пол-
ностью в хрупкое состояние, можно в соответствии с рис. 109 опре-
делить минимальную температуру перехода для желаемой скорос-
ти охлаждения ОШЗ. Наименее благоприятные температуры пере-
281
67 ttsanniz 8 6
Погонная энергия сборки, кдж/см
Рис. 109. Влияние режимов сварки на ударную вязкость (а) и хладостойкость (б)
металла околошовной зоны стали 09Г2ФБ:
Ф - феррит, П - перлит; Б - бейнит; М - мартенсит; /, // - области применяемых
и рекомендуемых режимов сварки; цифры в кружках - температура испытания;
без кружков - скорость охлаждения после сварки; ОМ - основной металл
хода характерны для малых скоростей охлаждения, т.е. для больших
энергий на 1 м длины. Смещение переходных температур в область
отрицательных определяется типом, размером и разориентировкой
структурных составляющих, формирующихся в процессе превраще*
ния аустенита.
Сильное уменьшение размеров сколов и структурных составляю-
щих наблюдается при скорости охлаждения более 10 °С/с; при этой
скорости охлаждения ограничивается область феррито-перлитных
превращений с размерами структурных составляющих более 100 мкм,
а также область бейнита с зернистой морфологией. Изменение тем-
пературы перехода (0,8 МДж/см3) идентично изменению размеров
структурных составляющих и площадок скола.
Максимальные значения свойств получают при наличии бейнита
реечного типа с размером пакетов порядка 25 мкм. В бейните такой
морфологии и с такой разориен!ировкой пакетов происходит наибо-
лее частая смена направлений движения трещины в процессе раз-
рушения и энергоемкость структурны возрастает. Образующаяся дис-
282
персная бейнито-перлитная структура реечной морфологии обеспе-
чивает самую низкую температуру перехода в хрупкое состояние.
Испытания натурных сварных соединений, сваренных с различными
энергиями на 1 м длины, подтвердили данные, полученные на имита-
ционных образцах: максимум ударной вязкости ОШЗ соответствовал
погонной энергии 20-15 кДж/см.
Фактические кривые изменения твердости и ударной вязкости ме-
талла сварного соединения и основного металла труб из стали 09Г2ФБ
контролируемой прокатки приведены на рис. 110 [2]. Металл ОШЗ (кри-
вая 2, рис. 110) характеризуется несколько пониженной ударной вяз-
костью, особенно при температурах ниже -40 °C по сравнению с основ-
ным металлом, но более высокой по сравнению с металлом шва (кри-
вая 3, рис. 110). Аналогичная зависимость наблюдается при определе-
нии работы разрушения образцов типа DWTT, отобранных от труб диа-
метром 1420 лям (рис. 111). Резкое снижение сопротивления распрост-
ранению разрушения (прбцент волокна в изломе) из основного металла
наступает при -20 °C, зоны термического влияния при -10 °C и металла
шва - в интервале от 20 до 0 °C.
Анализ термокинетических диаграмм превращения сталей 12Г2С
Рис. 110. Распределение твердости (а) и изменение ударной вязкости от темпе-
ратуры испытания (б) в различных зонах сварного соединения трубы диаметром
1420 м х 17,5 мм из стали 09Г2ФБ [2]:
1 - основной металл; 2 - околошовная зона по сечению а - а; 3 - металл шва
283
Рис. 111. Зависимость работы распро-
странения разрушения Ар от темпера-
туры испытания поперечных образцов
DWTT из трубы диаметром 1420 мм
(сталь 10Г2Ф), отобранных от основ-
ного металла (1), зоны термического
влияния (2) и металла шва (3)
сторону более высоких скоростей охлаждения. При увеличении ско-
рости охлаждения в стали 14ХГС отмечается тенденция погранич-
ного распределения ферритной составляющей, ширина которой
уменьшается с повышением скорости охлаждения.
Особенностями формирования микроструктуры в металле ОШЗ
является более низкая склонность стали 13ГС контролируемой про-
катки к образованию мартенсита. Область частичной закалки сме-
щена по скоростям охлаждения с 19 °С/с для стали 17Г1С до 50 °С/с
для стали 13ГС.
Механические свойства околошовной зоны определяли на ими-
тационных образцах после нагрева и охлаждения по циклам, соот-
ветствующим сварке с различным тепловложением. Основной ме-
талл имел ов = 640 Н/мм2; от = 460 Н/мм2 и КС = 160 Дж/см2 на
образцах типа 1 при -60 °C и типа 11 при -15 °C.
Увеличение скорости охлаждения (уменьшение тепловложения)
сопровождается заметным повышением ударной вязкости при ми-
нусовых температурах; сталь типа 10Г2Ф целесообразно сваривать
по режимам, обеспечивающим скорость охлаждения 10-20 °С/с.
Ударная вязкость металла ОШЗ изменяется в зависимости от со-
держания титана. При всех режимах сварки (ручная дуговая, авто-
матическая под флюсом и электрошлаковая) ударная вязкость ста-
ли с отношением Ti/N, близким к стехиометрическому составу, имеет
максимальные значения. Чем меньше содержание азота в стали,
тем выше уровень ударной вязкости.
В условиях автоматической сварки (скорость охлаждения 1 -
8 °С/с) высокие значения ударной вязкости ОШЗ у стали открытой
плавки (0,013 N), обработанной SiCa достигаются при содержанйи
титана до 0,055 %. Достаточно высокие значения ударной вязкости
284
Рис. 112. Зависимость ударной вяз-
кости металла околошовной зоны
открытой (1), обработанной силико-
кальцием (2) и вакуумированной (3)
стали типа 10Г2Т после автоматичес-
кой сварки под флюсом (скорость ох-
лаждения 8 °С/с) от отношения Ti/N
металла ОШЗ получены у стали без кальция с 0,05 % Ti. Совершенст-
вование технологии выплавки - от выплавки в открытой печи до ва-
куумной сопровождается повышением уровня вязкости ОШЗ стали
с титаном (рис. 112). В этих условиях уровень ударной вязкости ме-
талла ОШЗ обычно не ниже, чем у стали 09Г2ФБ. Удовлетворитель-
ные значения ударной вязкости металла ОШЗ сохраняются при со-
держании титана не более 0,08 %.
Трубная сталь, упрочненная карбидами титана, обеспечивает рав-
нопрочное соединение с основным металлом, имеющее удовлетво-
рительную вязкость ОШЗ при содержании титана ~ 0,08 %. При со-
держании титана до 0,06 % ударная вязкость металла ОШЗ не ниже,
чем у стали 09Г2ФБ. Обработка SiCa улучшает свариваемость та-
кой стали.
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
1. СНиП 2.05.06-85. Магистральные трубопроводы / Госстрой СССР. - М.: Гос-
строй СССР, 1985.52 с.
2. Анучкин МЛ., Горицкий В.Н., Мирошниченко Б.И. Трубы для магистральных
трубопроводов. - Ми Недра, 1986. - 231 с.
3. Матросов Ю.И. - Бюл. йн-та ’’Черметинформация*. 1981. IP 11. С. 16 - 26.
4. Погоржельский В.И., Литвиненко Д.А., Матросов Ю.И., Иваницкий А.В. Конт-
ролируемая прокатка. - Ми Металлургия, 1979. -183 с.
5. Meyer L., HeiBterkamp F., Mueschenbom IV. - In: Micro ^Alloying 75. History and
Theory. New-York. 1977.P. 153 - 157.
6. Матросов Ю.И., Насибов А.Г., Карчевская Н.И. и др. - Изв. АН СССР; Метал-
лы. 1975. Г 3. с. 151 - 155.
7. Литвиненко Д.А., Морозов Ю.Д., Матросов Ю.И. и др. - Бюл. ин-та "Черметин-
формация*. 1986. № 5. С. 44 - 46.
8. Baumgardt Н., de Boer Н, HeiBterkamp F. - Schweizer Maschinenmarkt, 9403
Goldach. 1985. Г 11. S. 74 - 77.
9. Баумгардт X., Де Боер X, Мосген Б., Шривер У. - Черные металлы. 1985. № 15.
С. 13-19.
10. Накасуеи X, Матсуда X, Тамехиро X. - В кни Стали для газопроводных труб
и фиттингов: Труды конференции/ Пер. с англ. - Ми Металлургия, 1985. С. 108 -
117.
11. Металлургия стали / В.И. Явойский, Ю.В. Крачковский, В.П. Григорьев и др. -
Ми Металлургия, 1983. - 584 с.
12. Матросов Ю.И., Сорокин А.Н. - МиТОМ, 1981. Г 5. С. 16 - 19.
13. De Ardo A.J., Gray J.M., Meyer L. - In: Niobium Proceedings of the International
Symposium in San Francisco, California. November. 1981. P. 685 - 760.
14. Гольдштейн М.И., Фарбер B.M. Дисперсионное упрочнение стали. - Mu Метал-
лургия, 1979. - 208 с.
15. Akben M.G., Jonas J.J., Me GUL - In: HSLA Steels Technology and Applications.
International Conference in Philadelphia, Pennsylvania. October. 1983. P. 149 - 161.
16. Akben M.G., Weise I., Jonas J.J. - Acta Metallurgica. 1981. V. 29. P. 111.
17. Jonas J.J., Weiss I. - Met Sci. 1979. V. 13. P. 238.
18. Hansen S.S., Vander J.B., Cohen M. - Met Trans. 1980. V. 11 A. P. 387.
19. Матросов Ю.И. - МиТОМ. 1984. Г 11. С. 13 - 22.
20. Gladman Т., Pickering F. - J. Iron and Steel Inst 1967. V. 203. P. 653.
21. Lamberigts M., Greday T. - In: Hot deformation in austenite. Conference in Lon-
don. 1977. P. 286 - 315.
22. Stewart M.J. - In: Hot deformation in austenite. Conference in London. 1977.
P. 237-249.
23. Матросов Ю.И., Филимонов B.H. - Изв. АН СССР. Металлы. 1981. № 6. С. 96 - 102.
24. Оуэн У.С. - В. кни Стали для газопроводных труб и фиттингов. Труды конфе-
ренции: Пер. с англ. - Ми Металлургия. 1985. С. 126 - 140.
25. Luton M.J., Dorvel FL, Petkovic FLA. - Met Trans. 1980. V. 11 A. P. 411.
26. Zheng Y., Fitzsimons G., De Ardo A.J. - In: HSLA Steels Technology and Appli-
cations. International Conference in Philadelphia, Pennsylvania. October. 1983.
P. 85 - 94.
27. Roberts W., Sandberg A., Siwecki T. - In: HSLA Steels Technology and Applica-
tions. International Conference in Philadelphia, Pennsylvania. October. 1983.
P.67-84.
28. Гладштейн Л.И., Литвиненко Д.А., Онучин Л.Г. Структура аустенита и свойст-
ва горячекатаной стали. - Ми Металлургия, 1983. -112 с.
286
t
да. Ouchi C., Sampei T., Kozasu I. - Trans. Iron and Steel Inst Japan. 1982. V. 22.
J P. 214 - 222.
30. Kozasu L - In: HSLA Steels Technology and Applications. International Conte»
rence in Philadelphia, Pennsylvania. October. 1983. P. 67 - 84.
31. Матросов Ю.И., Насибов А.Г., Карчевская Н.И., Демин Е.А. - МиТОМ. 1977.
Г 12. С.6-9.
32. Матросов Ю.И., Филимонов В.Н. - Изв. АН СССР. Металлы. 1981. Г 3. С. 93 - 100.
33. Матросов Ю.И., Филимонов В.Н., Голованенко С.С. - Изв. вузов. Черная ме-
таллургия. 1981. И* 7. С. 99 - 103.
34. Матросов Ю.И., Филимонов В.Н. - В кни Термическое и термомеханическое
упрочнение металлов / Материал семинара. Ми МДНТП. 1978. С. 10 -13.
35. Мейер Л, - Черные металлы. 1981. № 7. С. 40 - 48.
36. Матросов Ю.И., Насибов А.Г., Голиков И.Н. - МиТОМ. 1974. И® 1. С. 27 - 35.
37. Матросов Ю.И., Сорокин А.Н. - Бюл. ин-та "Черметинформация*. 1981. Г 7.
С. 60-61.
38. Матросов Ю.И. - МиТОМ. 1986. И® 3. С. 10 - 17.
39. Голованенко С.А., Сорокин А.Н., Матросов Ю.И. - В кни Металловедение ка-
чественных сталей и сплавов. - Ми Металлургия. 1982. С. 5 - 8.
40. Hulka К.» HeiBterkamp F. - In: HSLA Steels Technology and Applications. Inter-
national Conference in Philadelphia, Pennsylvania, October. 1983. P. 915 - 924.
41. Westerberg G. - Symposium jointly organized by the Metallurgical Compannies
NUrenberg. 1970. P. 87 - 98.
42. Майер Л:;Шаувинхольд Д. - Черные металлы. 1967. N® 1. С. 3 -16.
43. Fabian К,, Funkejun Р. - Blech. 1967. Г 6. S. 282 - 291.
44. Франтов И.И., Киреева Т.С., Столяров Б.И. и др. - Сталь, 1986, № 11. С. 68 - 72.
45. Meyer L., Schmidt F., Strassburger С. - Stahl und Eisen. 1968. M® 88. S. 309 - 318.
46. HeiBterkamp F., Meyer L. - Thyssenforschungen. 1971. H. 1 + 2. S. 45 - 65.
47. Матросов Ю.И., Чевская O.H. - МиТОМ. 1981. Г 3. С. 60 - 61.
48. Фабер В.М. и др. - Известия вузов. Черная металлургия. 1974. № 8. С. 82 - 85.
4J. Ouchi С., Sampei Т., Okita Т., Kozasu I. - Conference on Hot Deformation on Aus-
tenite, New-York. 1977. P. 68 - 85.
50. Фарбер B.M., Кушнаренко H.H., Фредензон Ю.Е., Наймушина Л.Ф. - ФММ. 1976.
Т. 41.ВЫП. 4. С. 834 - 842.
51. Бернштейн М.Л. Структура деформированных металлов. - Ми Металлургия.
1977.-431с.
52. Матросов Ю.И., Филимонов В.Н., Бородкина М.М., Григорьева Т.М. - Изв. АН
СССР, Металлы. 1980. И® 5. С. 99.
53. Филимонов В.Н. и др. - Металлы. 1983. И® 1. С. 101 - 107.
54. Бернштейн МЛ, Займовский В.А., Капуткина Л.М. Термомеханическая об-
работка стали. - Ми Металлургия, 1983. - 480 с.
55. Ефименко СЛ, Бернштейн МЛ. - Сталь, 1986. № 4. С. 69 - 75.
56. Ващенко АЛ, Гуревич Я.Б., Щербединский Г.В. - В кни Прочность и пластич-
ность металлов и сплавов. Ми Металлургия, 1985. С. 4 - 7.
57. Матросов Ю.И., Филимонов В.Н. - Изв. вузов. Черная металлургия. 1981. Г 1.
С. 92 — 96.
58. Каспар Р., Пайхль Л., Павельский О. - Черные металлы. 1981. Г 12. С. 3 - 7.
59. Матросов Ю.И. - Сталь. 1985. № 2. С. 68 — 79.
60. Матросов Ю.И., Филимонов В.Н., Голованенко С.А. - Черная металлургия. Бюл.
ин-та "Черметинформация*. 1979. Г14. С. 39 - 41.
61. Матросов Ю.И., Чевская О.Н., Бабицкий М.С. - Черная металлургия. Бюл. ин-та
"Черметинформация*. 1982. Г 9. с. 44 - 45.
62. Голованенко С.А., Чевская О.Н. - Сталь. 1984. Г 12. С. 51 - 56.
63. Fukuda М. - Trans Iron Steel Inst Japan. 1979. Г19. P. 324 - 331.
287