CC BY
108
Физика твёрдого тела Вестник Нижегородского университета им. Н.И. Лобачевского, 2013, № 2 (2), с. 96-101
УДК 669.017.16:669.14.018.29
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ СТАЛИ К60 НА РАЗЛИЧНЫХ ЭТАПАХ ТЕХНОЛОГИИ ПРОИЗВОДСТВА
© 2013 г. А.Н. Завалищин,1 Е.В. Кожевникова1,2
Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова 2ООО «Исследовательско-технологический центр «Аусферр», Магнитогорск
ausferr_elena@bk.ru
Поступила в редакцию 04.04.2013
Проанализировано изменение структуры трубной стали марки К60 в процессе производства на различных технологических переделах. Изучена микроструктура литой заготовки, горячекатаного проката, а также проката с последующей термической обработкой.
Ключевые слова: сталь для магистральных трубопроводов, микроструктура, сляб, штрипс, контролируемая прокатка, термообработка.
Развитие нефтегазового комплекса России вызывает увеличение потребности в сварных трубах для магистральных трубопроводов диаметром 1420 мм, прочностью до 600 МПа и с существенно более высокой стойкостью к низким температурам [1]. Поэтому в настоящее время активно ведутся исследования в области разработки новых составов сталей для труб большого диаметра и технологических режимов производства. Для получения более высокой прочности, основанной на принципе твердорастворного упрочнения, требуется введение в сталь чрезмерно большого количества легирующих элементов (более 2.5%), что сопровождается ухудшением других необходимых свойств металла, таких как свариваемость, сопротивление разрушению, и в большинстве случаев просто экономически невыгодно. Альтернативой является измельчение зерна за счет выделения карбонитридов и дисперсионного упрочнения, которые достигаются микролегированием, эффективно повышающим одновременно прочность и вязкость стали.
Наиболее важными элементами в данном случае являются ниобий, ванадий и титан, применение которых основано на разнообразном воздействии дисперсных карбидов и нитридов этих элементов, выделяющихся на различных стадиях металлургического передела, на структурные превращения, конечную структуру, прочностные свойства и сопротивление хрупкому разрушению. Выделяют следующие основные причины введения этих микролегирующих элементов в состав малоуглеродистых сталей:
- частицы карбидов препятствуют росту ау-стенитного зерна при нагреве под прокатку;
- растворенные микролегирующие элементы, а также выделения карбидов сдерживают рекристаллизационные процессы в аустените;
- добавки №, V и Ті влияют на характер распада аустенита в результате смещения критических точек фазового перехода у^-а;
- выделившиеся карбиды повышают механические свойства готовой продукции вследствие дисперсионного упрочнения;
- наличие карбидных выделений увеличивает количество центров зарождения феррита при распаде аустенита, т.е. способствует измельчению конечной структуры за счет гетерогенного зарождения у^-а на карбидах [2].
В данной работе проведен анализ изменения структуры трубной стали марки К60 в процессе производства на различных технологических переделах от литой заготовки до готового проката с целью дальнейшего развития представлений о структурных изменениях в стали, влияния исходной на конечную структуру для возможной корректировки и регулирования технологии производства трубных марок сталей.
Материал и методика исследования
Исследовали трубную сталь категории прочности К60, содержащую 0.08% С, 1.6% Мп,
0.23% Si с добавками ванадия, ниобия и титана. Образцы одной плавки отбирали в процессе производства штрипса стали К60 непосредственно со сляба (рис. 1) и от готового проката из участков, соответствующих образцам 1, 2 на слябе (рис. 2), а также от термообработанного проката.
Структуру стали изучали на оптическом микроскопе Leica DM ІИМ 1, а также методом растровой электронной микроскопии (РЭМ) на микроскопе JEOL JSM-6490. Травление металлографических шлифов проводили в 3%-м растворе НЫ03. Исследования проводились на специализированном оборудовании при НИФТИ
Рис. 1. Схема вырезки образцов из сляба стали К60
Рис. 2. Схема отбора образцов из листа стали К60
в г
Рис. 3. Микроструктура стали К60 в литом состоянии: образец 1 (а, б); образец 2 (в, г)
Нижегородского государственного университета им. Н.И. Лобачевского в период стажировки по программе повышения квалификации, реализуемой в рамках мероприятия 1.4 ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России».
Результаты исследования
Исходной заготовкой для производства штрипса из стали К60 служит непрерывно литой сляб. При нагреве слябов под прокатку температурный режим выбирается таким образом, чтобы обеспечить необходимый размер первичного аустенитного зерна и растворение крупных частиц, являющихся концентраторами напряжений. Для данной стали температура нагрева лежит в интервале 1150 - 1200°С.
После кристаллизации в слябе различают три зоны с различной структурой (рис. 1). На поверхности образуется узкая зона мелких равноосных кристаллов (корка), за ней расположена зона столбчатых кристаллов в виде удлиненных дендритов, внутренняя часть сляба состоит из равноосных зерен. Структура литых образцов 1 и 2 стали К60, отобранных по схеме на рис.1, представлена на рис. 3.
При исследовании образцов в оптический микроскоп видно, что структура по сечению сляба неоднородная. Зона столбчатых кристаллов (образец 1) представлена вытянутыми дендритами, по границам которых видны ферритные зерна, размеры которых меняются в широких пределах (от 10 до 100 мкм). Кроме того, внутри дендритов наблюдается значительное количество видманштеттового феррита и небольшая
б
а
Рис. 4. Литая микроструктура стали К60 (а)
доля перлита. В зоне равноосных кристаллов сляба (образец 2) наблюдается существенно разнозернистая структура. Зерна феррита на границах дендритов несколько крупнее, внутри зерна доля перлита больше. Такое различие в структуре свидетельствует, что скорость охлаждения по глубине сляба различна. Наиболее быстро охлаждается поверхность, и значительно медленнее охлаждаются центральные участки. Кроме того, внутри дендритных зерен присутствуют, предположительно, закалочные структуры - бейнит, малоуглеродистый мартенсит (рис. 3б, г). Однако исследование в оптический микроскоп и метод РЭМ не позволяют в точности определить тип выявленной структурной составляющей. Возможно, появление таких структур в центральной зоне сляба может объясняться наличием ликвации легирующих элементов в стали. При этом исследование образцов литой стали К60 на растровом электронном микроскопе (рис. 4) не показало существенной разницы в химическом составе в различных структурных составляющих ввиду недостаточной чувствительности метода.
Образцы от готового проката стали К60 отбирали по схеме, представленной на рис. 2, из участков, соответствующих образцам 1, 2 на слябе (рис. 1).
Процесс контролируемой прокатки (КП) в сочетании с ускоренным охлаждением (УО) является практическим инструментом измельчения зерна в трубных сталях. Стандартный технологический процесс КП включает в себя как минимум две стадии пластической деформации в интервале температур 1150 - 690°С. Каждая из стадий направлена на максимальное измельчение зерна с целью увеличения как прочностных характеристик, так и хладостой-кости металла. Причем на стадии черновой прокатки измельчение зерна реализуется в результате многократной рекристаллизации аустенита, а на чистовой стадии - в результате наклепа нерекристаллизующегося аустенита, повышающего его удельную поверхность и количество мест зарождения зерен феррита [2].
б
и рентгеновский спектр поверхности (б)
Роль микролегирующих элементов заключается в дополнительном измельчении зерна, сдерживая рост феррита, а также дисперсионном упрочнении, образуя соединения, отличающиеся температурами растворимости в ау-стените. Нитриды титана (ТЫ), имеющие наиболее высокую температуру растворимости, предотвращают чрезмерный рост зерна при нагреве слябов под прокатку и в околошовной зоне при сварке. Менее стойкие соединения ниобия и ванадия обычно растворяются при нагреве и выделяются вновь в ходе КП + УО. Для полноценного проведения КП необходимо обеспечить перевод ниобия в твердый раствор при нагреве слябов под прокатку и последующее выделение частиц ЫЬ(С,Ы) в аустените для торможения рекристаллизации, что определяется температурно-деформационными параметрами КП. Выделение соединений ванадия происходит при температуре обычно ниже Лг3, при этом частицы УС могут образовываться путем осаждения на частицах ЫЬС. Оставшийся в твердом растворе после проведения прокатки ниобий, а также ванадий могут выделяться в виде карбидов и карбонитридов в феррите и участвовать в дисперсионном упрочнении проката [3]. Микроструктура горячекатаной стали К60 (образец 1) представлена на рис. 5.
Сравнительный анализ образцов показал, что микроструктура в сечении листа по всей его ширине идентична и состоит из полигонального феррита и перлита. Общее количество феррита 93 - 95%. На поверхности листа структура достаточно однородная. В центральной зоне наблюдается полосчатость, содержащая перлит и закалочные структуры - предположительно, бейнит и малоуглеродистый мартенсит. Такое структурное строение по сечению полосы несколько противоречит формированию структуры в целом при контролируемой прокатке с ускоренным охлаждением, так как динамика теплообмена в установке ламинарного охлаждения толстолистового стана горячей прокатки,
а б
Рис. 6. Структура центральной зоны горячекатаного листа стали К60 (а), рентгеновский спектр поверхности (б)
в общем, предполагает интенсивное охлаждение поверхности листа и изменение скоростей охлаждения в центре за счет снижения теплоотвода из середины металла к поверхности. Таким образом, появление полос с закалочными структурами также может объясняться наличием ликваций легирующих элементов в стали. Кроме того, в данных областях наблюдаются крупные включения карбонитридов ниобия и титана (рис. 6б), что подтверждается исследованиями этих частиц методом растровой электронной микроскопии (рис. 6а).
В трубном металле после контролируемой прокатки механические свойства не всегда могут соответствовать стандартам и техническим условиям, показывая повышенные значения прочностных характеристик и низкую пластичность. В этом случае для исправления и улучшения механических свойств возможно применение термообработки, в частности отпуска. Эта технологическая операция позволяет обес-
печить однородную структуру, более равномерное распределение свойств как по сечению листа, так и вдоль него. Также применение отпуска снимает остаточные напряжения в трубной стали, что важно для коррозионной стойкости металла.
Микроструктура стали К60 после отпуска (рис. 7) однородна по сечению, состоит из феррита и карбидов, выделившихся по границам ферритных зерен. В центре листа также наблюдаются слабо выраженная полосчатость и крупные включения карбонитридов ниобия и титана, что подтверждается электронной микроскопией (рис. 8). То есть отпуск стали К60, повышая однородность микроструктуры, не устраняет полосчатость и крупные карбонит-ридные включения, образовавшиеся после горячей прокатки, которые могут стать причиной зарождения трещин и расслоений металла в процессе дальнейшей эксплуатации.
Рис. 7. Микроструктура исследуемого образца стали К60 после отпуска
а б
Рис. 8. Микроструктура горячекатаной стали К60 после отпуска (а) и рентгеновский спектр выделений на поверхности шлифа (б)
Выводы
1. Литая структура трубной стали К60 по сечению сляба состоит из корковой зоны, зоны столбчатых кристаллов и зоны равноосных кристаллов. Зона столбчатых кристаллов представлена вытянутыми дендритами, по границам которых находятся крупные ферритные зерна, внутри дендритов наблюдается видманштеттов феррит с небольшой долей перлита, а также присутствуют участки закалочных структур -бейнита, малоуглеродистого мартенсита, появление которых объясняется наличием ликваций легирующих элементов в стали.
2. Микроструктура горячекатаной стали К60 по всей ширине листа состоит из полигонального феррита и перлита. В центральной зоне поперечного сечения листа наблюдается полосчатость, содержащая перлит и закалочные структуры, а также крупные включения карбонитри-дов ниобия и титана, что также объясняется ли-квационными явлениями.
3. Отпуск не приводит к существенному изменению структуры горячекатаной стали К60. В центре листа наблюдаются слабо выраженные
полосчатость и крупные карбонитридные включения, образовавшиеся после горячей прокатки.
Авторы статьи выражают большую благодарность сотрудникам Научно-исследовательского физико-технического института ННГУ им. Н.И. Лобачевского, а также лично В.Н. Чувильдееву и А.В. Нохрину за активное содействие и оказание высококвалифицированной помощи при проводимых научных исследованиях.
Список литературы
1. Ильин А.В., Гусев М.А. Новые методики исследования сопротивления разрушению металла труб для магистральных газопроводов // Труды XX юбилейной научно-технической конференции «Трубы-2012», г. Сочи, 24-27 сентября 2012 г. С. 30-32.
2. Эфрон Л.И., Морозов Ю.Д. Влияние режимов контролируемой прокатки на структуру и свойства микролегированных сталей для труб магистральных трубопроводов // Металлург. 2011. № 1. С. 69-74.
3. Настич С.Ю., Шульга Е.В., Лясовский И.В., Дьяконов Л.Д. Выделение избыточных карбонит-ридных фаз в рулонном и листовом прокате из мик-ролегированной стали при различных вариантах охлаждения // Сталь. 2011. № 12. С. 48-54.
MICROSTRUCTURE CHANGES OF STEEL K60 AT DIFFERENT PRODUCTION TECHNOLOGY STAGES
A.N. Zavalishchin, E. V. Kozhevnikova
Microstructure changes of pipeline steel K60 at different production technology stages have been analyzed. The microstructures of cast billet, hot rolled and hot rolled steel with subsequent thermal treatment have been studied.
Keywords: pipeline steel, microstructure, slab, strip, controlled rolling, thermal (heat) treatment.
