СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА ТОЛСТОЛИСТОВОГО НИЗКОЛЕГИРОВАННОГО ШТРИПСА
METHOD TO PRODUCE THICK-SHEET LOW-ALLOYED STRIP

Изобретение относится к области металлургии, в частности к производству листового проката на реверсивном толстолистовом стане, и может быть использовано при изготовлении толстых листов и штрипса из низколегированных сталей с применением контролируемой прокатки.
Известен способ производства толстых стальных листов, включающий нагрев сляба до температуры аустенизации 1200±20°С и его черновую прокатку до промежуточной толщины раската 70 мм с температурой конца деформации 900°С. Затем предусмотрена транспортировка раската в зону охлаждения вне линии прокатки и его охлаждение на воздухе до температуры ниже 800°С. После охлаждения раската проводят его чистовую прокатку до конечной толщины с температурой конца деформации 730°С и охлаждают в естественных условиях полученный лист до температуры окружающей среды [1].
Однако толстый лист, полученный согласно известному способу, характеризуется сравнительно низким уровнем механических свойств, в особенности ударной вязкости при отрицательных температурах. Это связано с низкой скоростью охлаждения в естественных условиях полученного листа от температуры конца прокатки до температуры окружающей среды.
Наиболее близким по своей технической сущности к предлагаемому изобретению является способ производства толстолистового низколегированного штрипса, включающий получение заготовки из низколегированной стали, со следующим соотношением элементов, мас.%: C=0,04-0,1; Mn=1,60-l,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, железо и примеси, с содержанием каждого элемента примеси менее 0,03% - остальное. Способ предусматривает аустенизацию заготовки, черновую прокатку, последующее охлаждение промежуточной заготовки установленной толщины, чистовую прокатку, ускоренное охлаждение полученного штрипса (листа) до заданной температуры и его последующее замедленное охлаждение, обеспечивающие соответствие свойствам низколегированного штрипса К70 [2].
К недостаткам данного способа можно отнести то, что получаемый при его использовании толстолистовой низколегированный штрипс обладает недостаточно высокими прочностными свойствами, в частности уровнем предела текучести. Кроме того, в ряде случаев при повышении прочности наблюдаются значения вязкостных характеристик, недостаточные для пластической деформации штрипса без разрушения при формовке из него трубы. Для получения высокопрочного штрипса, обладающего хорошей деформируемостью на трубном переделе, необходимо поднять средние значения предела текучести и предела прочности, одновременно обеспечив достаточно высокий уровень вязкостных характеристик.
Технический результат - получение высокопрочного штрипса с повышенными значениями предела прочности и предела текучести при сохранении вязкостных характеристик на уровне, позволяющем производить эффективную формовку труб из данного штрипса.
Технический результат достигается тем, что в способе производства толстолистового низколегированного штрипса, включающем аустенизацию непрерывнолитой заготовки, черновую прокатку, последующее охлаждение промежуточной заготовки, чистовую прокатку, ускоренное охлаждение полученного штрипса до заданной температуры и его последующее замедленное охлаждение, согласно предложенному техническому решению непрерывнолитую заготовку изготавливают из стали со следующим соотношением элементов, мас.%: С=0,03-0,08; Мn=1,6-2,2; Si=0,12-0,4; Ni=0,28-0,55; Mo=0,20-0,45; Cr=0,01-0,1; Cu=0,1-0,4; Nb=0,03-0,07; Ti=0,01-0,04; V=0,01-0,06; Al=0,01-0,05, остальное - железо и примеси, с содержанием каждого элемента примеси менее 0,05%. При этом количество сульфидных неметаллических включений не превышает 1,5 балла, а количество остальных неметаллических включений не превышает 3 балла, температуру нагрева заготовок перед прокаткой устанавливают в диапазоне 1170-1200°С, охлаждение промежуточной заготовки после черновой прокатки производят до температуры 820-850°С, чистовую прокатку заканчивают при температуре 770-820°С, а ускоренное охлаждение полученного после чистовой прокатки штрипса завершают при температуре, определяемой, в зависимости от толщины готового штрипса, из соотношения:
2
T=(250+20000/S)±40°C,
где Т - температура конца ускоренного охлаждения, °C;
S - толщина готового штрипса, мм;
250 - эмпирический коэффициент, °C;
2
20000 - эмпирический коэффициент, °C*мм,
после чего производят правку штрипса на роликоправильной машине, при которой в зоне первого перегиба амплитуду отклонения от плоскости проката определяют в зависимости от толщины готового штрипса из соотношения:
1
2
δ'=(1600/S)±4 мм,
1
где δ' - амплитуда первого перегиба, мм;
3
1600 - эмпирический коэффициент, мм,
причем для каждого последующего перегиба амплитуду устанавливают меньше, чем для предыдущего.
1
1
Кроме того, для повышения эффективности способа, после замедленного охлаждения штрипса до температуры не выше 100°С выполняют его дополнительную правку на роликоправильной машине, при которой в зоне первого перегиба амплитуду отклонения от плоскости проката определяют, в зависимости от амплитуды первого перегиба при правке после ускоренного охлаждения, из соотношения δ''=(4*δ')±4 мм, причем для каждого последующего перегиба амплитуду устанавливают меньше, чем для предыдущего.
Сущность изобретения состоит в следующем.
Сначала изготавливают непрерывнолитую заготовку из стали с заданным химическим составом. Композиция легирования включает в себя легирующие элементы, как расширяющие γ-область, так и сужающие ее. В целом приведенное содержание элементов обеспечивает необходимый фазовый состав, а также механические свойства штрипса при реализации предлагаемых технологических режимов.
В первую группу легирующих элементов входят элементы, расширяющие γ-область и образующие с железом новые фазы. К ним относятся углерод и медь. Содержание углерода в низколегированной стали предложенного состава определяет ее прочность, кроме того, при выплавке стали растворенный углерод оказывает решающее влияние на качество металла, так как вследствие большего сродства к кислороду он вступает в реакцию с последним активнее, чем железо, и поэтому в основном определяет характер усвоения кислорода сталью. Для рассматриваемой композиции микролегирования снижение содержания углерода менее 0,03% приводит к падению прочности проката ниже допустимого уровня. В то же время, увеличение содержания углерода более 0,08% сопровождается ухудшением пластических и вязкостных свойств штрипса, приводит к их неравномерности из-за ликвации. Помимо этого, увеличение содержания углерода оказывает негативное влияние на свариваемость при изготовлении трубы из штрипса, вследствие развития явлений подкаливания вблизи сварного шва. Вторым элементом данной группы является медь, вследствие сходства систем железо-углерод и железо-медь. Так же как и в первом случае, с увеличением содержания меди прочность материала существенно возрастает. Кроме того, медь положительно влияет на прокаливаемость материала и коррозионную стойкость в атмосфере. Растворимость меди в железе при комнатной температуре значительно превосходит растворимость углерода и составляет около 0,1%. При охлаждении из пересыщенного α-твердого раствора, т.е. при содержании меди, превышающем указанное значение, выделяется избыточно растворенная медь, что дает дополнительное упрочнение материала за счет дисперсионного твердения. Однако снижение содержания меди менее 0,1% не позволяет обеспечить этот эффект. Основной причиной ограниченного применения меди в стали является склонность медистых сталей к образованию поверхностных трещин при горячей обработке давлением. Можно также отметить, что увеличение содержания меди неблагоприятно влияет на свариваемость стали. Превышение содержания меди более 0,4% в низколегированных сталях не приводит к существенному изменению свойств, однако негативно сказывается на себестоимости штрипса.
К другой группе легирующих элементов относятся марганец и никель, они также расширяют γ-область, но при этом неограниченно растворимы в твердом растворе. В низколегированной штрипсовой стали добавки марганца способствуют твердорастворному упрочнению металла и, соответственно, повышению хладостойкости и коррозионной стойкости готового проката. Содержание марганца менее 1,6% недостаточно, чтобы обеспечить получение требуемого комплекса прочностных свойств, а превышение значения 2,2% приводит к необоснованному расходу дорогостоящих легирующих компонентов. Никель, так же как и марганец, принадлежит к элементам, образующим с железом непрерывный ряд твердых растворов замещения. Никель в количестве 0,28-0,55% способствует твердорастворному упрочнению металла и, соответственно, повышению хладостойкости и прочности. При дальнейшем увеличении концентрации никеля свыше 0,55% существенного повышения механических свойств не наблюдается, но заметен рост расходов на легирование. Для содержания никеля менее 0,28% характерно слабое влияние на уровень механических свойств.
Следующая группа легирующих включает элементы, сужающие γ-область, это Si, Ti, V, Nb, Cr, Mo. Кремний в разработанной композиции легирования является скорее технологическим элементом, при снижении его содержания менее 0,12% ухудшается раскисленность стали, снижается прочность штрипсов. Увеличение содержания кремния более 0,40% приводит к росту количества силикатных включений, снижает ударную вязкость металла. Остальные легирующие элементы являются мощными карбидо- и карбонитридообразующими элементами. Введение в состав стали Nb=0,03-0,07%, Ti=0,01-0,04% и V=0,01-0,06% способствует получению ячеистой дислокационной микроструктуры стали при ускоренном охлаждении прокатанных штрипсов, обеспечивающей сочетание высоких прочностных и пластических свойств металла. Ниобий применяют не только для дисперсного упрочнения стали, но и для эффективного повышения ее прочности и вязкости за счет измельчения зерен. Ванадий в меньшей степени, чем ниобий, способствует измельчению зерна. Тормозящее действие ванадия на процесс рекристаллизации наблюдается лишь при низких температурах. Титан является одной из наиболее эффективных микролегирующих добавок в штрипсовых сталях, так как он способствует дисперсионному твердению, измельчению зерна и модифицированию сульфидных включений. Мелкодисперсные карбиды и карбонитриды ниобия, ванадия и титана препятствуют росту зерна аустенита в ходе нагрева.
Содержание молибдена в пределах от 0,20 до 0,45% обеспечивает получение требуемых прочностных характеристик, повышает коррозионную стойкость штрипса, однако увеличение его содержания свыше приведенных значений не сопровождается дальнейшим повышением качества металла, а лишь увеличивает расходы на легирование, что нецелесообразно. При этом содержание молибдена более 0,45% негативно сказывается на свариваемости сталей. В то же время содержание молибдена менее 0,20% недостаточно для эффективного воздействия на показатели качества готовой продукции. Однако применение карбидо- и карбонитридообразующих элементов ограничено тем, что содержание углерода в стали составляет С=0,03-0,08% и превышение оптимальных соотношений приводит к выпадению легирующих элементов в качестве частиц, некогерентных матрице. Это в свою очередь существенно снижает вязкость материала и его коррозионную стойкость.
Наличие хрома в количестве 0,01-0,1% способствует повышению коррозионной стойкости штрипса. В рамках заданной концентрации хром не оказывает негативного влияния на свариваемость штрипсов при производстве труб, однако расширяет возможности использования металлического лома при выплавке, что удешевляет производство штрипсового проката. В то же время увеличение его содержания свыше 0,1% представляется нецелесообразным. В случае снижения содержания хрома ниже 0,01% его влияние на свойства готового штрипса становится незначимым и качество готовой продукции не может быть обеспечено.
В рамках предложенного химического состава количество сульфидных неметаллических включений не превышает 1,5 баллов, а количество остальных неметаллических включений не превышает 3 баллов. Необходимость такого ограничения обусловлена тем, что чем прочнее материал, тем выше опасность его разрушения (появления трещины) при наличии концентраторов напряжения, роль которых и играют неметаллические включения. Указанный размер неметаллических включений является максимально допустимой величиной, при которой разрушение образцов высокопрочной стали при испытаниях на ударную вязкость и испытаниях падающим грузом не носит хрупкий характер. Для труб из штрипса рассматриваемого сортамента ограничение размеров неметаллических включений позволяет снизить аварийность трубопровода при эксплуатации.
Для получения высокопрочного штрипса с повышенными значениями предела прочности и предела текучести, при сохранении вязкостных характеристик на уровне, позволяющем производить эффективную формовку труб из данного штрипса, необходимо получение равномерной и мелкодисперсной структуры готового штрипса, т.к. измельчение зерна и отсутствие зон крупных неметаллических включений в разы повышает энергию, требуемую для проскока хрупкой трещины. Кроме того, измельчение зерна благоприятно сказывается на прочностных свойствах материала.
Непрерывнолитую заготовку, химический состав которой соответствует представленной выше концепции легирования, нагревают в печи, до равномерного распределения температуры по всему объему металла. Температуру аустенизации заготовки перед прокаткой устанавливают в диапазоне 1170-1200°С. Затем производят черновую прокатку, после завершения которой полученную промежуточную заготовку охлаждают на воздухе (подстуживают) до температуры 820-850°С. Охлаждение на воздухе промежуточной заготовки, полученной после черновой прокатки, необходимо, чтобы избежать ее чистовой прокатки в неблагоприятном температурном диапазоне.
Последующую чистовую прокатку заканчивают при температуре штрипса 770-820°С. Упрочнение толстолистовой стали в процессе чистовой многопроходной прокатки в двухфазной области с затрудненной рекристаллизацией аустенита характеризуется тем, что в первых проходах наиболее интенсивно упрочняются поверхностные слои непрерывнолитой заготовки, получающие максимальную деформацию. По мере упрочнения поверхностных слоев деформация начинает проникать вглубь и охватывает всю толщину раската. При этом за счет высокой температуры металла на чистовой стадии удается в полной мере использовать динамическую рекристаллизацию для измельчения зерна, а также сократить время подстуживания, увеличив производительность процесса.
2
Затем приступают к ускоренному охлаждению полученного штрипса, которое завершают при температуре, определяемой, в зависимости от толщины последнего, из соотношения T=(250+20000/S)±40°C,
где Т - температура конца ускоренного охлаждения, °C;
S - толщина готового штрипса, мм;
250 - эмпирический коэффициент, °C;
2
20000 - эмпирический коэффициент, °C*мм,
Микроструктура толстолистового низколегированного штрипса, характерная для такого режима охлаждения, состоит из смеси глобулярного бейнита и игольчатого феррита. Штрипс получает высокую прочность, обеспечиваемую бейнитом, и сохраняет требуемую пластичность и вязкость, за счет доли игольчатого феррита в структуре.
1
2
После этого производят правку штрипса на роликоправильной машине, причем в зоне первого перегиба амплитуду отклонения от плоскости проката определяют, в зависимости от толщины готового штрипса, из соотношения δ'=(1600/S)±4 мм,
1
где δ' - амплитуда первого перегиба, мм;
3
1600 - эмпирический коэффициент, мм,
Для каждого последующего перегиба при правке амплитуду устанавливают меньше, чем для предыдущего. Такой деформационный режим обеспечивает получение требуемой плоскостности штрипса, а нагрузки на рабочие валки роликоправильной машины не превышают допустимые значения.
После завершения правки производят замедленное охлаждение штрипса для стабилизации свойств толстолистовой стали и снятия остаточных внутренних напряжений.
1
1
В ходе замедленного охлаждения возможно коробление штрипса с искажением его геометрии. В этом случае после завершения замедленного охлаждения проводят дополнительную правку штрипса при температуре не выше 100°С. В области низких температур пластичность материала несколько возрастает, что облегчает деформацию штрипса при правке в роликоправильной машине и позволяет обеспечить требуемую плоскостность. При дополнительной правке амплитуду отклонения от плоскости проката в зоне первого перегиба определяют, в зависимости от амплитуды при первоначальной правке, из соотношения δ''=(4*δ')±4 мм, причем для каждого последующего перегиба амплитуду устанавливают меньше, чем для предыдущего.
Таким образом, полное использование ресурса свойств, соответствующего низколегированной стали данного химического состава, обеспечивается предлагаемым деформационно-термическим режимом производства штрипса. Предложенное техническое решение направлено на получение оптимального фазового бейнито-ферритного состава и морфологии фаз, а также измельчение зерен микроструктуры, упрочнение твердого раствора, дисперсионное твердение, дислокационное и текстурное упрочнение. Кроме того, рассмотренная технология производства обеспечивает соответствие допустимым значениям нагрузок на оборудование при прокатке и правке листов.
Применение способа поясняется примером его реализации при производстве высокопрочного штрипса размером 20×3800×12000 мм (после резки в меру) на стане 5000. Производят изготовление непрерывнолитых заготовок из стали, содержащей, мас.%: C=0,06; Mn=1,80; Si=0,28; Ni=0,40; Nb=0,055; Cr=0,08; Mo=0,45; Cu=0,40; Ti=0,034; V=0,05, Al=0,03; остальное - железо и примеси менее 0,05%. При этом загрязненность неметаллическими включениями для сульфидных включений не превышает 1,5 баллов, а для остальных включений не превышает 3 баллов, т.е. соответствует заявленным значениям. Такой размер неметаллических включений позволяет избежать их вредного влияния в качестве концентраторов напряжений при низкотемпературных испытаниях на работу удара и ИПГ. Следует также отметить, что выплавленная сталь указанного состава содержит в виде примесей не более 0,008% фосфора, не более 0,003% серы и не более 0,010% азота. При приведенных концентрациях эти элементы не оказывают заметного негативного воздействия на качество штрипсов, тогда как их удаление из расплава существенно повышает затраты на производство и усложняет технологический процесс.
2
2
1
Аустенизацию непрерывнолитой заготовки указанного химического состава сечением 315×2000 мм производят в методической печи при температуре 1180°С, обеспечивающей полное растворение дисперсных карбонитридных упрочняющих частиц. После этого осуществляют черновую прокатку и полученную промежуточную заготовку охлаждают до температуры 830°С на воздухе, в ходе ее возвратно-поступательного перемещения на свободном участке рольганга стана 5000. Затем производят чистовую прокатку, которую заканчивают при температуре 800°С. Ускоренное водяное охлаждение штрипса после чистовой прокатки завершают при температуре 320°С, соответствующей соотношению (250+20000/S)±40°C при S=20 мм. Ускоренное охлаждение обеспечивает повышение дисперсности структурных составляющих. Правку полученного штрипса на роликоправильной машине осуществляют с амплитудой отклонения от плоскости проката в зоне первого перегиба 6 мм, соответствующей соотношению δ'=(1600/S)±4 мм при S=20 мм, а амплитуду последующих трех перегибов устанавливают 4 мм, 2 мм, 1 мм.
1
1
После завершения ускоренного охлаждения штрипсы складывают в пакеты и оставляют для замедленного охлаждения на воздухе в естественных условиях. Затем при температуре 50°С производят дополнительную правку штрипсов, получивших слишком значительное коробление при охлаждении. При этом в зоне первого перегиба амплитуду отклонения от плоскости проката устанавливают 22 мм, что соответствует соотношению δ''=(4*δ')±4 мм, а амплитуду последующих трех перегибов устанавливают 10 мм, 4 мм, 1 мм.
в
т
-40
-20
2
2
Механические свойства полученного штрипса определяли на поперечных образцах. Испытания на статическое растяжение осуществляли на плоских пропорциональных полнотолщинных образцах по ГОСТ 1497, а работу удара определяли на образцах с V-образным надрезом по ГОСТ 9454 при температуре -40°С. Испытания ИПГ проводили на образцах с V-образным надрезом по ГОСТ 30456 при температуре -20°С. Получены следующие механические свойства для поперечных образцов: временное сопротивление σ=770-800 Н/мм; предел текучести σ=710-740 Н/мм; относительное удлинение δ=16-18%; работа удара KV=240-260 Дж, процент волокна в изломе образцов ИПГ составил 80-85%. Указанный уровень свойств соответствует требованиям, предъявляемым к высокопрочному штрипсу и обеспечивает возможность его формовки на трубном переделе.
Оптимальные параметры реализации способа были определены с использованием методов моделирования, а также эмпирическим путем с проведением промышленных экспериментов.
Опытным путем определено, что температуру нагрева непрерывнолитых заготовок перед прокаткой нецелесообразно снижать менее 1170°С, поскольку в этом случае не всегда достигается гомогенизация аустенитной структуры, что препятствует получению требуемого уровня свойств готового проката. Увеличение температуры нагрева выше 1200°С может сопровождаться интенсивным ростом зерен аустенита и снижением прочностных свойств толстолистового штрипса.
Экспериментально определено, что при охлаждении промежуточной заготовки в ходе подстуживания до температуры выше 850°С не удается достигнуть требуемой степени измельчения микроструктуры в процессе чистовой прокатки. Это приводит к снижению комплекса механических свойств толстого листа в горячекатаном состоянии. В то же время после подстуживания до температуры менее 820°С нагрузка на оборудование возрастает по причине снижения пластичности материала, что не позволяет увеличить относительные обжатия при прокатке и в конечном счете получить требуемую прочность штрипса.
Опыт показывает, что окончание чистовой прокатки при температуре ниже 770°С может сопровождаться появлением рекристаллизованных зерен феррита, что приводит к конечной разнозернистости и понижению вязкопластических свойств готового штрипса. В случае завершения прокатки при температуре штрипса выше 820°С не удается достигнуть степени проработки литой структуры заготовки, достаточной для получения оптимальных размеров зерна микроструктуры штрипса, обеспечивающих требуемый комплекс механических свойств на готовом изделии.
Эмпирическим путем установлено, что увеличение температуры конца ускоренного охлаждения полученного после чистовой прокатки штрипса до значений, превышающих рассчитываемые из приведенного соотношения, не позволяет обеспечить полное протекание фазовых превращений и сопровождается образованием крупных полигональных зерен феррита, снижающих прочность и вязкость. В то же время, охлаждение до температуры ниже расчетной связано с появлением в структуре металла игл нижнего бейнита, повышающих прочность штрипса, но имеющих крайне низкую пластичность.
Эксперименты по оценке качества правки, производимой после ускоренного охлаждения для различных условий деформации, показали, что если амплитуда отклонения от плоскости проката в зоне первого перегиба превышает значения, определенные из установленного соотношения, то имеет место существенное увеличение нагрузки на ролики правильной машины, обусловленное высоким сопротивлением деформации сталей рассматриваемого сортамента. При этом возрастает опасность возникновения аварийной ситуации (поломки роликов). В то же время, если указанная амплитуда меньше расчетного значения, то при правке преобладает деформация в упругой области, а пластическая деформация недостаточна для получения требуемой плоскостности готового штрипса.
Если при проведении дополнительной правки штрипса после замедленного охлаждения амплитуда отклонения от плоскости проката в зоне первого перегиба превышает значения, полученные из приведенного соотношения, то нагрузка на ролики правильной машины также может превышать допустимую величину. Поскольку дополнительная правка производится при более низкой температуре, область упругой деформации для нее значительно больше и если амплитуда отклонения от плоскости проката в зоне первого перегиба меньше значений, полученных из приведенного соотношения, то требуемая плоскостность готового штрипса не сможет быть обеспечена.
Как следует из приведенного анализа, при реализации предложенного технического решения требуемое качество штрипсового проката для труб большого диаметра достигается за счет выбора наиболее рациональных технологических режимов и химического состава стали. Кроме того, разработанная технология исключает возможность перегрузки рабочих элементов оборудования толстолистового реверсивного стана. Однако в случае выхода варьируемых технологических параметров за установленные для этого способа границы не всегда удается обеспечить соответствие качества полученного штрипса заданным требованиям по прочностным свойствам и вязкости. Таким образом, полученные данные подтверждают правильность выбора допустимых значений технологических параметров предложенного способа производства низколегированного штрипса для магистральных труб.
Технико-экономические преимущества рассматриваемого изобретения состоят в том, что предложенные температурно-деформационные режимы производства позволяют в наибольшей степени использовать все механизмы упрочнения низколегированной стали данного химсостава: измельчение зерен микроструктуры, дислокационное упрочнение, дисперсионное твердение. Использование предложенного способа обеспечивает производство высокопрочного штрипса не более 20 мм.
Литературные источники
1. Заявка №59-61504 (Япония), МПК В21В 1/38; В21В 1/22, 1984.
2. Патент РФ №2393238, МПК С21D 8/02, С22С 38/38, 2010.