СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА ТОЛСТОЛИСТОВОГО ПРОКАТА КЛАССОВ ПРОЧНОСТИ К65, Х80, L555 ДЛЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ЭЛЕКТРОСВАРНЫХ ТРУБ МАГИСТРАЛЬНЫХ ТРУБОПРОВОДОВ
METHOD OF PRODUCTION OF ROLLED PLATES WITH STRENGTH CLASS K65, X80, L555 TO MANUFACTURE ARC WELDED PIPES OF MAIN PIPELINES

Изобретение относится к области металлургии, в частности к производству на реверсивном толстолистовом стане листового проката толщиной 15-34 мм для изготовления труб магистральных трубопроводов диаметром до 1420 мм.
Известен способ производства штрипса для труб магистральных трубопроводов (патент RU №2397254), включающий выплавку стали, разливку в слябы, предварительную прокатку сляба, промежуточное подстуживание подката, чистовую прокатку и охлаждение, отличающийся тем, что выплавляют сталь следующего состава, мас.%:
углерод
0,03-0,07
кремний
0,16-0,40
марганец
1,75-2,10
никель
0,040-0,80
медь
0,001-0,50
молибден
0,03-0,50
алюминий
0,01-0,10
ниобий
0,01-0,10
ванадий
0,001-0,04
титан
0,01-0,05
сера
0,001-0,003
фосфор
0,003-0,012
кальций
0,001-0,010
железо
остальное
Предварительную прокатку осуществляют поперек продольной оси сляба с суммарной степенью деформации 60-80%, затем охлаждают подкат на воздухе до температуры начала чистовой прокатки, равной (Ar3+150)°C, и проводят чистовую прокатку в направлении продольной оси с температурой конца прокатки, равной Ar3+(20-40)°C, затем охлаждают до температуры 350-450°C со скоростью 15-50°C/с, а затем - со скоростью не более 1°C/с, при этом соотношение суммарных степеней деформаций предварительной прокатки и окончательной прокатки составляет (1:4)-(1:8).
Недостатком данного способа является то, что полученный металл характеризуется низким уровнем ударной вязкости даже при -20°C. Также, не гарантируется относительное удлинение и доля вязкой составляющей в изломе (ДВСИ) при испытаниях падающим грузом (ИПГ).
Наиболее близким по технологии изготовления является способ производства толстолистового низколегированного штрипса (патент RU №2393238 - прототип), включающий аустенизацию непрерывно-литой заготовки, черновую прокатку, последующее охлаждение промежуточной заготовки, чистовую прокатку, ускоренное охлаждение полученного штрипса до заданной температуры и его последующее замедленное охлаждение, отличающийся тем, что аустенизацию непрерывно-литой заготовки производят при температуре 1170-1210°C в течение не менее 6 ч, черновую прокатку осуществляют до толщины промежуточной заготовки, равной 4,0-7,5 толщинам готового штрипса, при этом температуру конца черновой прокатки устанавливают не ниже 900°C, последующее охлаждение промежуточной заготовки производят до температуры 780-820°C, затем осуществляют чистовую прокатку со степенью обжатия за проход не менее 12%, за исключением трех последних проходов, в которых допускают степень обжатия не менее 2%, ускоренное охлаждение полученного штрипса после чистовой прокатки начинают не позднее чем через 30 с после выхода штрипса из клети стана и производят до температуры 320-620°C, далее замедленно охлаждают до температуры окружающей среды в стопе, состоящей не менее чем из пяти листов. Штрипсы прокатывают из низколегированной стали со следующим соотношением элементов, мас.%: С - 0,04-0,1; Mn - 1,60-1,90; Si - 0,15-0,35; (V+Nb+Ti) - 0,05-0,25; (Mo+Cr) - 0,20-0,60; (Cu+Ni) - 0,40-0,70; остальное - железо и примеси, с содержанием каждого примесного элемента менее 0,03%, при этом коэффициент трещиностойкости Рсм не превышает 0,23, а микроструктура штрипса содержит по меньшей мере 70 об.% бейнита реечной морфологии, полученного из нерекристаллизованного аустенита, имеющего поперечный средний диаметр (dY) аустенитных зерен не более 25 мкм.
К недостаткам данного способа можно отнести низкую пластичность и ударную вязкость, присутствие в структуре более 70 об.% реечного бейнита, заметно снижающего вязкопластические свойства. Также не гарантируется обеспечение доли вязкой составляющей в изломе при ИНГ. В целом низкие вязкопластические свойства проката, изготовленного по способу-прототипу, обусловлены неправильным соотношением технологических параметров нагрева, черновой прокатки и охлаждения для данной толщины проката и выбранной химии.
2
Технический результат предлагаемого изобретения состоит в обеспечении доли вязкой составляющей в изломе образцов при испытаниях падающим грузом при температуре испытания -20°C не менее 85%, ударной вязкости KCV при температуре испытания -40°C не менее 250 Дж/см, при сохранении прочностных свойств на уровне К65, Х80, L555.
Технический результат достигается тем, что в предлагаемом способе производства толстолистового проката классов прочности К65, Х80, L555 для изготовления электросварных труб магистральных трубопроводов, включающем получение непрерывно-литой заготовки из стали, аустенитизацию непрерывно-литой заготовки, предварительную деформацию, подстуживание подката до температуры начала чистовой прокатки, чистовую прокатку и последующее регламентированное ускоренное охлаждение готового проката с окончательным замедленным охлаждением и/или охлаждением на воздухе до температуры окружающей среды, в отличие от прототипа, заготовку получают из стали со следующим соотношением углерода, кремния, марганца, хрома, никеля, меди, молибдена, алюминия, ниобия, ванадия, титана, серы, фосфор, азота, железа и неизбежных примесей, мас.%: С - 0,03-0,08; Si - 0,12-0,35; Mn - 1,65-2,10; Cr - 0,01-0,30; Ni - 0,01-0,40; Cu - 0,01-0,30; Мо - 0,01-0,30; Al - 0,02-0,05; Nb - 0,03-0,09; V - 0,001-0,10; Ti - 0,010-0,035; S - 0,0005-0,003; P - 0,002-0,015; N - 0,001-0,008; железо и неизбежные примеси - остальное, при этом должны выполняться следующие соотношения между содержанием элементов:
0,08<(Mn+Cr+Cu)/20+Si/30+Ni/60+Mo/15+V/10<0,16;
-2,7≤lg[Nb][C+8N]<-2;
Cr+Ni+Cu+Мо<0,8%,
причем аустенитизацию проводят при температуре не менее чем на 100°C ниже температуры растворения нитридов титана Ts (TiN), в соответствии с соотношением:
Ts(TiN)=14400/(5,0-lg[Ti][N]),
где Ti и N - содержание титана и азота в стали, мас.%,
но не ниже температуры растворения карбонитридов ниобия Ts(Nb(C,N)) в соответствии с соотношением:
Ts(Nb(C,N))=(10100-27[Mn]+200[Si])/(4,85-lg[Nb][C+8N]),
при выборе времени выдержки в томильной зоне руководствуются уравнением:
<mrow><mi>t</mi><mo>=</mo><mn>10</mn><mfrac><mrow><mn>1314</mn><mo>−</mo><mi>T</mi></mrow><mrow><mn>77</mn></mrow></mfrac><mo>±</mo><mn>40,</mn><mtext> </mtext><mo>°</mo><mtext>C</mtext></mrow>
,
где t - время выдержки; Т - выбранная температура выдержки,
предварительную стадию деформации осуществляют так, что в ее последних четырех проходах относительные обжатия возрастают по следующему закону:
i
i-1
ε=(1,05…1,35)ε±2, %,
i
i-1
но
где ε и ε - обжатия в следующем и предыдущем проходе соответственно, ускоренное охлаждение готового проката осуществляют после предварительной правки проката и проводят так, что температуру его начала (Т, °C) определяют из соотношения:
но
охл
Т=977-54Mn-102Ni-20Мо-866С-2,2V±30°C,
охл
где V - скорость охлаждения проката от завершения прокатки до начала ускоренного охлаждения, °C/с,
кп
но
а температурный интервал Δ между температурами завершения прокатки Т и начала ускоренного охлаждения Т определяют из соотношения:
Δ=-2,5Н+92±20, °C,
где Н - толщина листа, мм.
Технический результат достигается также тем, что предварительную стадию деформации разделяют на две, при этом вторую стадию проводят не менее чем за два прохода, а температурно-деформационные параметры выбирают так, что степень накопленной деформации в междеформационных паузах составляла 5-50%, а в процессе паузы между завершением черновой и началом чистовой стадии снижалась до 0-10%.
Кроме того, технический результат достигается тем, что ускоренное охлаждение проката завершают при температурах 200-320°C.
Кроме того, технический результат достигается тем, что ускоренное охлаждение проката завершают ниже интервала проявления эффекта Лейденфроста (точки Лейденфроста).
Сущность изобретения заключается в следующем.
Сначала изготавливают непрерывно-литую заготовку из стали с заданным химическим составом. В целом, приведенное содержание элементов обеспечивает необходимые механические свойства штрипса при реализации предлагаемых технологических режимов.
Ниже приведено обоснование ограничений по химическому составу толстолистового проката классов прочности К65, Х80, L555 для изготовления электросварных труб магистральных трубопроводов.
Для получения требуемой прочности содержание С должно быть не менее 0,03%, но при этом добавка С более 0,08% приводит к ухудшению ударной вязкости и свариваемости стали.
Добавка Si необходима для раскисления стали при выплавке. Для обеспечения необходимого уровня раскисленности добавляют минимум 0,12% Si, но при содержании Si более 0,35% в результате повышения количества силикатных включений ухудшается ударная вязкость околошовной зоны сварного соединения.
Mn способствует сдвигу γ→α - превращения в область более низких температур, что вызывает уменьшение размера зерен феррита. В результате измельчения микроструктуры повышается предел текучести с одновременным повышением стойкости к хрупкому излому. С увеличением содержания Mn переходная температура хрупкого разрушения снижается вплоть до 2,1%. При содержании Mn свыше 2,1% снижается ударная вязкость в зоне термического влияния сварного шва. Кроме того, Mn повышает степень перенасыщения феррита растворенными элементами (ниобий, титан, ванадий, углерод, азот), которые принимают участие в дисперсионном твердении. Минимально необходимое содержание марганца для оптимального использования дисперсионного твердения в данной стали 1,65%.
В данной стали применяется эффект твердорастворного упрочнения Cr. Нижний предел влияния Cr 0,01%. С повышением концентрации Cr повышается прокаливаемость и появляется возможность образования мартенситных структур, приводящих к снижению ударной вязкости. Поэтому верхний предел содержания Cr установлен на 0,3%.
Для повышения устойчивости аустенита в сталь добавляют Cu, Ni и Cr. Для получения необходимого эффекта необходимо минимум 0,01% Ni. Экономически нецелесообразно добавлять более 0,4% Ni. Для экономии никеля сталь легируют медью. Для получения необходимого эффекта нужно минимум 0,01% Cu. Добавление более 0,3% Cu может приводить к горячим трещинам при прокатке. Нижний предел влияния Cr 0,01%. С повышением концентрации Cr повышается прокаливаемость и появляется возможность образования мартенситных структур, приводящих к снижению ударной вязкости. Поэтому верхний предел содержания Cr установлен на 0,3%.
Мо является элементом, который повышает прокаливаемость стали. Чтобы получить такой эффект, необходимо добавить 0,01% или более Мо. Однако добавление большого количества Мо, превышающего 0,3%, значительно повышает стоимость стали и экономически нецелесообразно.
Р относится к числу элементов, обладающих наибольшей склонностью к ликвации и образованию сегрегации по границам зерен, и, как следствие, отрицательно влияет на ударную вязкость стали. Поэтому верхний предел содержания фосфора установлен на 0,015%.
При содержании S свыше 0,0030% образующиеся грубые сульфиды значительно снижают ударную вязкость.
Nb необходим для образования карбидов. Карбиды ниобия тормозят рост зерна при нагреве, способствуют формированию в прокате мелкодисперсной структуры за счет торможения рекристаллизации при чистовой прокатке. Содержание ниобия менее 0,03% не обеспечивает достаточного дисперсионного и зернограничного упрочнения. Содержание ниобия свыше 0,09% экономически нецелесообразно.
Al раскисляет и модифицирует сталь, связывает азот в нитриды. Для того чтобы снизить количество кислорода в расплавленной стали, необходимо добавлять 0,02% Al или больше. При содержании более 0,05% алюминия происходит снижение вязких свойств стали.
Ti является нитридообразующим элементом, который проявляет эффект измельчения зерен, при содержании более 0,010%. Однако, поскольку добавление больших количеств Ti приводит к значительному ухудшению ударной вязкости из-за образования карбидов, верхний предел его содержания должен быть ограничен 0,035%.
V является карбо-нитридообразующим элементом, повышающим прочность. Однако добавление 0,001% или меньше V не производит такого эффекта. Кроме того, добавление более 0,10% V приводит к ухудшению ударной вязкости. Поэтому содержание ванадия установлено в диапазоне от 0,001% до 0,10%.
N необходим для выделения мелкодисперсного TiN, чтобы уменьшить диаметр аустенитных зерен. Так как минимальное содержание азота, достаточное для образования необходимого количества TiN, 0,001%, нижний предел количества N установлен на 0,001%. Кроме того, если количество N превышает 0,008%, повышается количество растворенного N и ухудшается низкотемпературная ударная вязкость исходного материала, поэтому верхний предел количества N установлен на 0,008%.
Кроме содержания химических элементов важнейшей характеристикой стали является соотношение между содержанием определенных элементов, например входящих в состав фазы и определяющих как кинетику ее образование, так и морфологию частиц и в итоге определяющее воздействие на структуру и свойства стали.
За счет сдерживания границ карбонитридами ниобия удается избежать интенсивного роста зерен при нагреве под прокатку. Кроме этого, выделение мелкодисперсных частиц Nb(CN) при подстуживании между черновой и чистовой прокаткой позволяет подавить рекристаллизационные процессы при чистовой прокатке, и за счет этого повысить вязкопластические и прочностные свойства. При этом оптимальное соотношение содержания ниобия, углерода и азота: -2,7<lg[Nb][C+8N]<-2.
Сверху это соотношение ограничено опасностью выделения частиц Nb(CN) во время черновой прокатки, что может привести к затруднению протекания статической рекристаллизации и, в результате, к разнозернистости структуры аустенита перед чистовой прокаткой, что, в свою очередь, вызовет снижение хладостойкости и вязких свойств.
Содержание Nb, С, N за пределами нижнего значения данного диапазона приводит к тому, что частицы Nb(CN) не успевают выделиться за время подстуживания. Вследствие этого при чистовой прокатке может протекать процесс статической рекристаллизации аустенита, что крайне негативно сказывается на вязких свойствах проката.
Для предотвращения образования холодных трещин сварного соединения необходимо, чтобы сумма следующих соотношений элементов была меньше 0,16: (Mn+Cr+Cu)/20+Si/30+Ni/60+Mo/15+V/10. Но при этом, если данная сумма будет меньше 0,08, то нельзя будет обеспечить необходимые прочностные и вязкопластические свойства.
Ограничение суммарного содержания Cr+Ni+Cu+Мо<0,8% необходимо для достижения требуемой свариваемости труб и снижения анизотропии свойств в листе.
Комплексное воздействие легирования, микролегирования и термомеханической обработки позволяет эффективно влиять на структуру стали и получать требуемую феррито-бейнитную структуру с равномерно распределенной мелкодисперсной карбидной фазой.
Одной из основных отличительных особенностей технологии является недопущение образования неоднородной структуры на всех этапах контролируемой прокатки.
При повышении температуры в ходе нагрева под прокатку сталей, содержащих добавки микролегирующих элементов (МЛЭ) Nb, Ti и V, кроме нормального (собирательная рекристаллизация) возможен также и аномальный рост зерна (вторичная рекристаллизация), когда небольшое число зерен вырастает до очень крупных размеров (порядка нескольких миллиметров) в относительно мелкозернистой матрице. Аномальный рост аустенитного зерна при нагреве под прокатку связан с избирательной растворимостью расположенных по границам зерен карбонитридных фаз МЛЭ, что приводит к резкому повышению подвижности границ отдельных зерен.
Повышение температуры нагрева приводит к снижению ударной вязкости и хладостойкости, при этом повышаются прочностные свойства. Такие изменения объясняют увеличением размера зерна аустенита при нагреве, более полной растворимостью карбонитридных фаз и соответствующим повышением устойчивости аустенита при охлаждении, а также увеличением температуры черновой прокатки.
Понижение температуры нагрева слябов с целью измельчения зерна аустенита может приводить к повышению вязких свойств и хладостойкости проката, но при этом снижаются прочностные свойства вследствие увеличения количества нерастворившихся при нагреве частиц, практически не участвующих в упрочнении.
В связи с этим температуру нагрева и время выдержки в томильной зоне печи необходимо выбирать так, чтобы не допустить аномального роста зерна, но при этом наиболее полно растворить карбонитридные фазы МЛЭ.
Для того чтобы не допустить аномального роста зерен при нагреве, аустенитизацию проводят при температуре не менее чем на 100°C ниже температуры растворения нитридов титана Ts (TiN) в соответствии с соотношением Ts(TiN)=14400/(5,0-lg[Ti][N]), где Ti и N - содержание титана и азота в стали, мас.%. Для того чтобы наиболее полно растворить карбонитридные фазы МЛЭ, слябы нагревают до температуры не ниже температуры растворения карбонитридов ниобия Ts(Nb(C,N)) в соответствии с соотношением Ts(Nb(C,N))=(10100-27[Mn]+200[Si])/(4.85-lg[Nb][C+8N]), где Mn, Si, Nb, С, N - содержание марганца, кремния, ниобия, углерода и азота в стали соответственно, мас.%. При выборе времени выдержки в томильной зоне руководствуются уравнением:
<mrow><mi>t</mi><mo>=</mo><mn>10</mn><mfrac><mrow><mn>1314</mn><mo>−</mo><mi>T</mi></mrow><mrow><mn>77</mn></mrow></mfrac><mo>±</mo><mn>40,</mn><mtext>         </mtext><mrow><mo>(</mo><mrow><mo>°</mo><mtext>C</mtext></mrow><mo>)</mo></mrow></mrow>
,
где t - время выдержки, мин; Т - выбранная температура выдержки.
При превышении расчетных значений по данному уравнению возможен аномальный рост зерен, приводящий к снижению вязких свойств проката. При недостижении достаточного времени выдержки в томильной зоне печи не успевают раствориться карбонитриды микролегирующих элементов, что оказывает негативное влияние на протекание процессов рекристаллизации и снижает вязкие свойства стали.
Горячую прокатку штрипса, по предлагаемому способу, проводят по регламентируемым температурно-деформационным режимам с целью формирования в готовом прокате мелкозернистой структуры с упорядоченным распределением дефектов кристаллической решетки, обеспечивающим повышение предела текучести, ударной вязкости, доли вязкой составляющей в изломе (ДВСИ) и снижение температуры вязкохрупкого перехода.
i
i-1
i
i-1
С точки зрения структурообразования, важным этапом контролируемой прокатки является черновая стадия. В результате этой стадии литая структура сляба и исходные аустенитные зерна, образующиеся при нагреве сляба в печи, измельчаются путем последовательной статической рекристаллизации деформированной структуры между черновыми проходами. От того насколько полно рекристаллизуется металл в черновой стадии, напрямую зависят дисперсность и однородность конечной структуры. Неполное протекание статической рекристаллизации (СР), особенно в последних четырех проходах, негативно влияет на аустенитную структуру, т.к. способствует формированию разнозернистости, что снижает пластичность металла, ударную вязкость и ДВСИ при ИПГ. Следовательно, при создании технологии контролируемой прокатки необходимо назначать температурный режим и распределять обжатия в черновой стадии таким образом, чтобы обеспечить полную СР металла в междеформационных паузах последних четырех проходов. В связи с этим, в данном изобретении предварительная стадия деформации осуществляется так, что в ее последних четырех проходах относительные обжатия возрастают по следующему закону: ε=(1,05…1,35)ε±2, (%), где ε и ε - обжатия в следующем и предыдущем проходе соответственно.
При таком соотношении при понижении температуры прокатываемого металла обеспечивается прохождение статической рекристаллизации после каждого из указанных проходов.
При больших толщинах штрипса предварительную прокатку можно разбить на две стадии с целью предотвращения чрезмерного роста зерна при длительном подстуживании. При этом вторую стадию проводят не менее чем за два прохода, а температурно-деформационные параметры выбирают так, что степень накопленной деформации в междеформационных паузах составляла 5-50%, а в процессе паузы между завершением черновой и началом чистовой стадии снижалась до 0-10% за счет протекания статической рекристаллизации аустенита. Суть второй стадии черновой прокатки состоит в следующем: в условиях затрудненной статической рекристаллизации при пониженной температуре появляется возможность несколькими проходами довести степень накопленной деформации до уровня, позволяющего, в процессе паузы между завершением второй стадии черновой прокатки и началом чистовой стадии (которая по времени больше, чем паузы между проходами в черновой стадии), полностью статически рекристаллизовать подкат. Такая обработка позволяет измельчить зерно аустенита, что приводит к повышению вязких свойств.
но
Температура начала ускоренного охлаждения и температурный интервал между температурой конца прокатки и температурой начала ускоренного охлаждения являются важными структурообразующими параметрами и поэтому должны быть строго регламентированы для исключения разброса по механическим свойствам. В связи с этим, в данном изобретении, ускоренное охлаждение готового проката осуществляют после предварительной правки проката, для повышения равномерности охлаждения, и проводят так, что температура его начала Т определяется из соотношения:
но
охл
Т=977-54Mn-102Ni-20Мо-866С-2,2V±30, °C,
охл
где V - скорость охлаждения проката от завершения прокатки до начала ускоренного охлаждения, °C/с.
кп
но
Поскольку содержание данных элементов в стали и скорость охлаждения проката определяют кинетику превращения аустенита, а температурный интервал Δ между температурами завершения прокатки Т и начала ускоренного охлаждения Т определяется из соотношения:
Δ(°C)=-2,5Н+92±20,
где Н - толщина листа, мм,
это позволяет учесть толщину проката и температурные процессы, проходящие в нем до начала ускоренного охлаждения.
T
B
Применение ускоренного охлаждения позволяет создать более дисперсную структуру феррита и продуктов промежуточного превращения. При этом наблюдаются повышение эффективности дисперсионного упрочнения и увеличение плотности дислокации. В целом ускоренное охлаждение оказывает положительное влияние на прочностные и вязкопластические свойства. Охлаждение в область температур 320-200°C, за счет создания мелкодисперсных мартенсито-аустенитных участков, позволяет повысить прочность стали, увеличить пластичность и ударную вязкость, а также добиться более низкого соотношения σ/σ.
При окончании ускоренного охлаждения ниже температуры 200°C не успевает пройти противофлокенная обработка при последующем замедленном охлаждении, в результате в листе могут наблюдаться дефекты, вызванные водородом. При охлаждении выше температуры 320°C, количество образованных мартенсито-аустенитных участков недостаточно для получения необходимого эффекта.
В некоторых случаях при ускоренном охлаждении наблюдается резкое изменение интенсивности охлаждения, вызванное эффектом Лейденфроста. Эффект Лейденфроста - это явление, при котором жидкость в контакте с телом значительно более горячим, чем точка кипения этой жидкости, создает изолирующий слой пара, который предохраняет жидкость от быстрого выкипания. Вследствие так называемого пленочного кипения наблюдаются нестабильность температуры конца охлаждения и, соответственно, значительные колебания механических свойств проката. Температурный интервал, в котором проявляется эффект пленочного кипения, зависит от многих факторов, в том числе от начальной температуры охлаждающей воды, давления и расхода подаваемой на лист воды и количества и состава окалины на поверхности листа и особенностей конструкции охлаждающей установки и определяется экспериментально. В одном из способов по данному изобретению ускоренное охлаждение проката завершают ниже интервала проявления эффекта Лейденфроста, что значительно снижает колебания механических свойств проката по длине и ширине, а также от листа к листу.
Примеры
Для эксперимента были произведены слябы из четырех плавок. Химический состав экспериментальных плавок представлен в Таблице 1.
Плавки 1, 2 и 3 выполнены в соответствии с данным изобретением, плавка 4 - по прототипу.
После аустенитизации слябов толщиной 312 мм до температуры 1132-1210°C, временем выдержки в томильной зоне печи 58-214 минут проводили предварительную стадию горячей прокатки с суммарным обжатием 46-76% при температурах 910-1055°C. После этого проводили чистовую стадию прокатки с суммарным обжатием 80% при температурах 736-833°C до толщины 15-34 мм. Затем, после регламентированного падения температуры на 10-42°C, проводили ускоренное охлаждение до температур 205-529°C, с окончательным замедленным охлаждением и/или на воздухе до температуры окружающей среды.
Технологические параметры прокатки и охлаждения приведены в Таблице 2. Режимы 1-1, 1-2, 1-3, 1-4, 2-1, 2-2, 2-3, 2-4, 2-5, 2-8, 3-1, 3-2, 3-3, 3-4 - выполнены согласно изобретению; 4 - в соответствии с прототипом; 2-6 и 2-7 - за пределами заявленного диапазона параметров.
Для режима 2-5 черновую прокатку проводили в две стадии, причем вторая стадия включала два обжатия при температурах поверхности 920-910°C. Пауза после завершения второй стадии до начала чистовой прокатки составила 98 с. За время паузы степень накопленной деформации снизилась до 5%.
Для режима 2-8 ускоренное охлаждение проводили до температуры 205°C, что ниже интервала проявления эффекта Лейденфроста, который в данных условиях проявлялся в интервале 220-350°C. Для данного проката разброс по пределу прочности составил 20 МПа, при общем уровне 40 МПа.
Для сравнения в режиме 2-6 показано вредное влияние слишком длительной выдержки в томильной зоне печи на пластичность, ударную вязкость и, главным образом, на долю вязкой составляющей в изломе. В режиме 2-7 показано, как неправильно выбранный режим четырех последних деформаций в черновой прокатке негативно влияет на вязкопластические свойства.
Механические свойства определяли на поперечных образцах. Испытания на статическое растяжение проводили на полнотолщинных образцах (по ГОСТ 1497), а на ударный изгиб - на образцах с V-образным надрезом (по ГОСТ 9454) при температуре -40°C. Испытание падающим грузом проводили на полнотолщинных образцах в соответствии с API 5L 3 при температуре испытания -20°C.
Механические свойства экспериментальных сталей приведены в Таблице 3. Видно, что при использовании прототипа не обеспечивается доля вязкой составляющей в изломе, требуемая НТД (85%), ниже ударная вязкость при -40°C и пластичность, что вызвано несоблюдением технологических соотношений и соотношений химического состава предлагаемого изобретения.
Предложенные в данном изобретении технологические параметры получения проката способствуют формированию однородной феррито-бейнитной структуры, обеспечивающей высокий комплекс механических свойств.
Результаты изготовления опытных образцов показывают, что применение технологических соотношений и соотношений химического состава по данному изобретению позволяет добиться обеспечения требований НТД по ударной вязкости, доле вязкой составляющей при ИПГ и пластичности, при этом обеспечив стабильность получения данных свойств.
Дополнительное экономическое преимущество данного изобретения состоит в том, что по сравнению с прототипом стоимость легирования опытных сталей существенно ниже.
Таблица 2
Технологические параметры прокатки и охлаждения
№ режима
Толщина, мм
Температура нагрева, °C
Время выдержки в томильной зоне печи, мин
Суммарное обжатие в предварительной стадии прокатки, %
Температурный интервал предварительной прокатки, °C
Частные обжатия в последних 4-х проходах черновой прокатки, %
Суммарное обжатие в чистовой стадии, %
Температурный интервал чистовой прокатки, °C
Температура начала ускоренного охлаждения, °C
Δ, °C
Температура конца ускоренного охлаждения, °C
1-1
15
1210
58
76
1055-980
19-20-22-25
80
830-788
742
42
415
1-2
17,5
1210
60
72
1048-988
17-18-20-23
80
815-791
757
34
429
1-3
17,5
1210
59
72
1044-987
17-18-20-23
80
780-737
701
36
305
1-4
20
1189
79
68
1025-984
16-17-19-22
80
833-771
736
35
418
2-1
23
1213
60
62
1049-1000
12-13-15-18
80
823-770
736
34
529
2-2
23
1145
195
62
1011-963
12-13-15-18
80
830-775
739
36
522
2-3
23
1162
98
62
1010-963
12-13-15-18
80
830-774
738
36
421
2-4
27,7
1170
92
54
1005-975
11-12-14-16
80
815-794
772
22
417
2-5
34
1160
102
46
1015-910
10-11-12-14
80
780-750
740
10
407
2-6**
23
1161
180
62
1012-970
12-13-15-18
80
825-773
739
34
417
2-7**
23
1159
99
62
1010-962
10-16-10-20
80
820-770
734
36
420
2-8
23
1162
90
62
1015-965
12-13-15-18
80
785-749
714
35
205
3-1
17,5
1134
210
72
1000-943
17-18-20-23
80
781-738
706
32
277
3-2
17,5
1134
214
72
1005-944
17-18-20-23
80
790-745
711
34
349
3-3
17,5
1132
206
72
999-940
17-18-20-23
80
777-736
707
29
444
3-4
17,5
1136
208
72
1010-949
17-18-20-23
80
785-742
706
36
520
4*
23
1190
150
51
1010-980
11-11-12-12
85
800-775
760
15
370
* - прототип; ** - сравнительные.
Таблица 3
Механические свойства экспериментальных сталей
№ режима
Предел прочности, МПа
Предел текучести, МПа
Относительное удлинение, %
Отношение предела текучести к пределу прочности
ДВСИ при ИПГ при -20°C, %
Ударная вязкость (KCV) при -40°C, Дж/см<sup>2</sup>
1-1
730
640
23
0,88
100
450
1-2
720
630
22,5
0,88
100
440
1-3
755
640
23,5
0,85
100
480
1-4
710
630
22
0,89
95
411
2-1
660
610
24,5
0,92
100
441
2-2
680
630
22,5
0,92
95
382
2-3
710
630
21,5
0,89
95
370
2-4
710
630
21
0,89
95
371
2-5
720
640
21
0,89
90
365
2-6**
720
640
20,5
0,89
70
260
2-7**
705
625
21
0,89
80
290
2-8
740
600
22
0,81
90
364
3-1
730
590
22,5
0,81
90
355
3-2
735
655
22
0,89
90
360
3-3
725
610
23
0,84
95
391
3-4
660
590
25
0,89
95
405
4*
740
630
18,5
0,85
70
325
* - прототип; ** - сравнительные.