способ призводства проката из низколегированной толстолистовой стали

Формула изобретения

1. Способ производства проката из низколегированной толстолистовой стали толщиной до 39 мм, включающий нагрев слябовой заготовки, черновую прокатку, подстуживание на воздухе раската толщиной 4-6 от толщины готового листа, последующую чистовую прокатку и охлаждение готового листа, отличающийся тем, что заготовку получают из стали со следующим соотношением элементов, мас.%:

углерод	0,05-0,12
марганец	1,40-1,75
кремний	не более 0,35
никель	не более 0,3
молибден	не более 0,25
медь	не более 0,3
титан	0,01-0,03
ниобий	0,02-0,08
ванадий	не более 0,08
алюминий	0,01-0,05
сера	не более 0,005
фосфор	не более 0,015
железо и примеси	остальное

при этом количество сульфидных неметаллических включений не превышает 1,5 балла, а количество остальных неметаллических включений не превышает 3 балла, температуру нагрева заготовок перед черновой прокаткой устанавливают в диапазоне 1160-1220°C, черновую прокатку осуществляют в 2 стадии со степенью обжатия за проход не менее 10%, при этом первую стадию черновой прокатки проводят при температурах протекания полной рекристаллизации не менее 980°C до толщины промежуточной заготовки, равной 40-60% от исходной толщины слябовой заготовки, после чего осуществляют охлаждение промежуточной заготовки на воздухе, вторую стадию черновой прокатки проводят при температуре начала прокатки, равной 870-930°C, соответствующей температуре торможения рекристаллизации при термомеханической обработке до толщины раската, а чистовую прокатку ведут при температуре начала прокатки не выше 830-890°C и при температуре конца прокатки, равной от Аr₃ -50°C до Аr₃ +10°C.

2. Способ по п.1, отличающийся тем, что используют слябовую заготовку толщиной не менее 250 мм.

3. Способ по п.1 или 2, отличающийся тем, что температуру фазового превращения Аr₃ выплавленной стали определяют путем проведения дилатометрических испытаний изготовленного из слябовой заготовки образца.

Описание изобретения к патенту

Изобретение относится к области металлургии, в частности к производству листового проката на реверсивном толстолистовом стане, и может быть использовано при изготовлении толстолистовой стали для труб с толщиной стенки до 39 мм.

Известен способ производства толстолистового низколегированного штрипса, включающий получение заготовки из стали, содержащей: 0,04-0,07% C, 1,60-1,95% Mn, 0,15-0,35% Si, 0,2-0,3% Ni, 0,055-0,08% Nb, 0,04-0,3% Cr, 0,2-0,3% Mo, Cu<0,15%, железо и примеси с содержанием каждого элемента примеси менее 0,03% - остальное, аустенизацию заготовки при 1170-1200°C в течение не менее 4 часов, черновую прокатку на толщину, составляющую 4,2-5,5 толщины готового штрипса с температурой конца прокатки не менее 870°C, подстуживание раската перед чистовой прокаткой до 740-780°C, после чего производят чистовую прокатку при суммарной степени обжатия 75-85% и ускоренно охлаждают до 520-580°C (патент РФ 2390568, МПК C21D 8/02, C22C 38/58, 27.05.2010 г.).

Однако толстый лист, полученный по известному способу, характеризуется сравнительно низкими и нестабильными уровнями доли вязкой составляющей при испытании образцов падающим грузом (ИПГ) и оценке сопротивления протяженному вязкому разрушению при натурных полигонных испытаниях труб, а также при проведении комплексных лабораторных испытаний по его определению. Это связано с тем, что в конечной микроструктуре проката зачастую присутствует развитая феррито-перлитная полосчатость, по которой происходит проскок хрупкой трещины в ходе динамических испытаний.

Наиболее близким по своей технической сущности к предлагаемому изобретению является способ производства толстолистового низколегированного штрипса, включающий черновую прокатку до толщины раската, равной 4,2-5,5 от толщины готового штрипса при температуре не ниже 950°C, подстуживание раската перед чистовой прокаткой, последующую чистовую прокатку и охлаждение готового штрипса с обеспечением структуры, содержащей ферритные и бейнитные составляющие (патент РФ 2445379, МПК C21D 8/02, С22С 38/58, 20.03.2012 г.).

К недостаткам данного способа можно отнести то, что получаемый при его использовании толстый лист из низколегированной стали обладает достаточно крупным (100-200 мкм) зерном аустенита, в направлении прокатки, перед ускоренным охлаждением. Это приводит к тому, что во время фазового (бейнитного, мартенситного) превращения, протекающего в процессе ускоренного охлаждения проката, фазовые компоненты, превращающиеся по сдвиговому механизму, наследуют размер зерна аустенита. Таким образом, микроструктура проката становится неоднородной, что негативно сказывается на всем комплексе механических, коррозионных и вязких свойств стали.

Технический результат изобретения - обеспечение повышенной хладостойкости, в том числе при ИПГ, обеспечение высокого уровня сопротивления протяженному вязкому разрушению при натурных полигонных испытаниях труб, а также при проведении комплексных лабораторных испытаний по его определению.

Технический результат достигается тем, что в способе производства проката из низколегированной толстолистовой стали толщиной до 39 мм, включающем нагрев слябовой заготовки, черновую прокатку, подстуживание на воздухе раската толщиной 4-6 от толщины готового листа, последующую чистовую прокатку и охлаждение готового листа, согласно изобретению заготовку получают из стали, содержащей: 0,05-0,12% C, 1,40-1,75% Mn, Si 0,35%, Ni 0,3%, Mo 0,25%, Cu 0,3%, 0,01-0,03% Ti, 0,02-0,08% Nb, V 0,08%, 0,01-0,05% Al, S 0,005%, P 0,015%, Fe и примеси - остальное, при этом количество сульфидных неметаллических включений не превышает 1,5 балла, а количество остальных неметаллических включений не превышает 3 балла, температуру нагрева слябовой заготовки перед черновой прокаткой устанавливают в диапазоне 1160-1220°C, черновую прокатку осуществляют в 2 стадии со степенью обжатия за проход не менее 10%, при этом первую стадию черновой прокатки проводят при температурах протекания полной рекристаллизации не менее 980°C до толщины промежуточной заготовки, равной 40-60% от исходной толщины слябовой заготовки, после чего осуществляют охлаждение промежуточной заготовки на воздухе, вторую стадию черновой прокатки проводят при температуре начала прокатки, равной 870-930°C, соответствующей температуре торможения рекристаллизации при термомеханической обработке, а чистовую прокатку ведут при температуре начала прокатки не выше 830-890°C и при температуре конца прокатки, равной от Ar₃ -50°С до Ar₃ +10°C.

Технический результат достигается также тем, что используют слябовую заготовку толщиной не менее 250 мм.

Технический результат достигается также тем, что температуру фазового превращения Ar₃ выплавленной стали определяют путем проведения дилатометрических испытаний изготовленного из слябовой заготовки образца.

Сущность изобретения состоит в том, что для максимально эффективного использования композиции легирования, применяемой при производстве низколегированного штрипса, необходимо использовать комплексную технологию производства и управлять параметрами структурообразования, а значит и свойствами на всех стадиях производства. Технология направлена на максимальное измельчение зерна аустенита во время прокатки.

Сначала изготавливают непрерывнолитую заготовку из стали с заданным химическим составом. Композиция легирования включает в себя как аустенитстабилизирующие легирующие элементы, так и элементы сужающие аустенитную область. В целом приведенная композиция легирования позволяет в широком диапазоне толщин производить штрипсовый прокат, обладающий повышенной вязкостью и высокой однородностью свойств по толщине.

Содержание углерода и марганца в данной композиции легирования определяется требованиями к прочностным характеристикам штрипса. Снижение содержания углерода менее 0,05% не позволяет получить заданные минимальные прочностные свойства, в то же время превышение верхней границы требований по содержанию углерода, более 0,12%, ухудшает пластические и вязкостные свойства стали и приводит к их неравномерности по причине образования ликвационных дефектов. Аналогично себя проявляет и марганец, недостаточное его содержание ниже 1,40% не позволяет получить заданные по техническим требованиям свойства, а повышенное содержание, выше 1,75%, приводит к возникновению развитой дендритной ликвации в прокате. Кроме того, увеличение содержания углерода и марганца оказывает негативное влияние на свариваемость, поскольку приводит к развитию явлений - подкаливания вблизи сварного шва.

Кремний и алюминий в данной композиции легирования применяются в первую очередь как раскислители, при этом нижняя граница требований по кремнию определяется исходя из конкретных требований заказа, но не выше 0,35%. Алюминий вводится в сталь до ее микролегирования, для связывания азота в нитриды, и исключает его негативное воздействие на свойства материала. Однако повышенное содержание кремния, более 0,35%, и алюминия, более 0,05%, приводит к увеличению количества силикатов и алюминатов, что негативно сказывается на вязкости материала. Глубокое раскисление стали является неотъемлемым элементом технологии при производстве сталей, обладающих повышенной хладостойкостью, в том числе при ИПГ, и обеспечивающих высокий уровень сопротивления протяженному вязкому разрушению при натурных полигонных испытаниях труб, а также при проведении комплексных лабораторных испытаний по его определению. Пониженное содержание O и N в стали требуется, поскольку в твердом состоянии их неметаллические включения особенно при низких температурах обладают пониженным сопротивлением, что приводит к снижению вязких свойств материала.

Добавки никеля, молибдена и меди положительно сказываются на прочностных и вязких свойствах материала в количестве Ni 0,3%, Mo 0,25%, Cu 0,3% за счет применения как твердорастворного, так и дисперсионного механизмов упрочнения. Данные элементы оказывают наиболее сильное влияние на вязкие свойства материала, однако содержание каждого из них более заявленных значений экономически нецелесообразно и приводит к снижению эффективности производства.

Микролегирование ниобием, ванадием и титаном в первую очередь призвано сдерживать рост зерна аустенита во время нагрева и прокатки, а также получать упрочнение за счет образования карбидных и карбонитридных включений. Экспериментально установлено, что микролегирование в количестве 0,02-0,07% Nb, 0,01-0,03% Ti и V 0,08% способствует получению развитой мелкодисперсной микроструктуры в стали и обеспечивает сочетание высоких прочностных и пластических свойств металла. Ниобий применяют не только для дисперсного упрочнения стали, но и для эффективного повышения прочности и вязкости стали 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 одним из наиболее эффективных микролегирующих элементов в штрипсовых сталях, так как он способствует дисперсионному твердению, измельчению зерна и модифицированию сульфидных включений. Микролегирующие элементы в целом благотворно влияют на измельчение зерна аустенита: во время нагрева под прокатку карбонитриды сдерживают рост зерен аустенита, во время прокатки тормозят процессы возврата, а во время охлаждения, вместе с межзеренными границами, являются центрами зарождения новых фаз. В свою очередь мелкое зерно способствует получению высоких результатов по вязкости и хладостойкости проката.

Сера и фосфор являются вредными примесями, которые оказывают негативное влияние на весь комплекс свойств. По причине того, что сера обладает пониженной растворимостью при кристаллизации стали и ее дальнейшем охлаждении, сера зачастую располагается по границам кристаллов, ослабляя их. При этом увеличение содержания серы в металле более 0,005% приводит к выпадению вредных включений типа FeS и FeS-FeO, а также увеличивает вероятность образования MnS. Ограничения по фосфору связаны с высокой его ликвирующей способностью, его содержание выше 0,012% приводит к образованию пленочных включений по границам зерен и снижению вязкости материала.

Выплавляемая сталь тщательно контролируется по содержанию неметаллических включений, количество сульфидных неметаллических включений не должно превышать 1,5 балла, а количество остальных неметаллических включений не должно превышать 3 балла. Данные ограничения связаны с различным напряженно-деформированным состоянием материала, которое возникает вокруг включений данного типа в условиях распространения динамичной трещины в металле, например при натурных полигонных испытаниях. Более жесткие требования к размеру сульфидных включений объясняются их остроконечной формой, приводящей к локальным пикам напряжения, что недопустимо в условиях высоконагруженных конструкций, к которым относятся трубопроводы.

Непрерывнолитую заготовку, композиция и концепция легирования которой были представлены, нагревают в печи по режимам, позволяющим получить равномерное распределение температуры по всему телу заготовки. Температура нагрева при этом составляет 1160-1220°C. Нагрев ниже 1160°C не позволяет растворить и перевести в твердый раствор карбонитридообразующие компоненты, входящие в химический состав стали, и использовать их наиболее эффективно. Превышение же температуры выше 1220°C нежелательно, поскольку после растворения всех частиц начинается резкий рост зерна аустенита, что приводит к понижению вязкости.

Важнейшим элементом прокатки является черновая стадия, поскольку только во время нее удается максимально измельчить зерно аустенита, которое впоследствии наследуется в готовом прокате. Для максимального использования данного механизма черновую прокатку разбивают на две стадии со степенью обжатия за проход не менее 10%. Обжатия 10 и более процентов позволяют интенсивно дробить зерно аустенита во время прохода при высоких температурах, а затем во время паузы протекают процессы возврата и динамической рекристаллизации. Опытным путем определено, что величина обжатий менее 10% за проход при черновой прокатке не обеспечивает требуемого уровня измельчения зерен аустенита. Поскольку при высоких температурах процессы рекристаллизации в низколегированных штрипсовых сталях протекают достаточно интенсивно, то при малом количестве зародышей зерна успевают вырасти до сравнительно больших размеров. В то же время деформация с большими обжатиями активирует рекристаллизационные процессы, существенно увеличивая количество центров зарождения новых зерен.

Экспериментально установлено, что первую стадию черновой прокатки нецелесообразно проводить при температуре ниже температуры протекания полной рекристаллизации (<980°C), поскольку в этом случае можно ожидать существенного торможения процессов рекристаллизации, что будет препятствовать интенсивному дроблению аустенитных зерен перед чистовой прокаткой и негативно отразится на уровне механических свойств.

Из опыта установлено, при толщине промежуточной заготовки менее 40% от исходной толщины слябовой заготовки не удается обеспечить деформацию, достаточную для проработки структуры металла на чистовой стадии прокатки и получения мелкого зерна в готовом изделии. Увеличение толщины промежуточной заготовки при подстуживании до величины более 60% от исходной толщины слябовой заготовки характеризуется сравнительно низкой производительностью, т.к. заготовка слишком массивна и операция подстуживания занимает слишком много времени.

Экспериментально установлено, что при толщине промежуточного подстуживания 40-60% от исходной толщины заготовки объем металла, прошедшего многократную рекристаллизацию, составляет около 60%, для проработки оставшихся 40% материала проводят 2-ю стадию черновой прокатки, предварительно проведя подстуживание на воздухе для выравнивания температуры по сечению промежуточной заготовки.

Вторую стадию черновой прокатки проводят при температуре начала прокатки, равной 870-930°C, соответствующей температуре торможения рекристаллизации. В условиях торможения рекристаллизации при более низких температурах 870-930°C удается передать деформацию в центральные слои проката, за счет чего раздробить зерно аустенита во всем объеме металла. Важнейшим механизмом получения вязкости в готовом прокате, за счет технологии прокатки, является измельчение исходного зерна аустенита: этого удается добиться за счет многократной рекристаллизации во время первой стадии черновой прокатки, на 60% от общего объема металла, для проработки оставшихся 40% материала, которые располагаются преимущественно в центральных слоях подката, используют вторую стадию черновой прокатки, которая проводится при более низких температурах. Комплекс этих мероприятий позитивно сказывается на вязких свойствах.

И чистовую прокатку ведут при температурах начала прокатки не выше 830-890°C, деформирование при заданных температурах позволяет максимально использовать запас пластичности горячего материала, но при этом полностью исключить процессы возврата и роста зерен, кроме того, за счет теплопередачи внутри сляба происходит выравнивание температуры по сечению во время подстуживания. Опытным путем определено, что температура конца прокатки должна находиться в интервале от Ar₃ -50°C до Ar₃ +10°C. Эти температуры соответствуют температурам начала фазового превращения аустенита в феррит. Завершение чистовой стадии прокатки происходит при температуре не ниже Ar₃ -50°C, дальнейшее снижение создает угрозу появления провалов по пластичности и образованию поверхностных дефектов на листе. Прокатка в смешанной + -области позволяет максимально повысить плотность дислокации в металле, при этом за счет низкой температуры, не выше Ar ₃ +10°C, и протекающего превращения не произойдет их релаксация, что позволяет максимально насытить металл дислокационными структурами, благодаря использованию ускоренного охлаждения. Полученная при этом конечная микроструктура, имеющая максимально измельченный размер зерна и высокую степень плотности дислокации, обладает высокой вязкостью, хладостойкостью и высоким уровнем сопротивления протяженному вязкому разрушению при натурных полигонных испытаниях труб, а также при проведении комплексных лабораторных испытаний по его определению. Температуру фазового превращения Ar₃ выплавленной стали определяют путем проведения дилатометрических испытаний изготовленного из слябовой заготовки образца.

Для прокатки по данному способу необходимо применять заготовки толщиной не менее 250 мм, поскольку использование более тонкой заготовки не позволяет в полной мере использовать упрочнение за счет наклепа, которое удается получить во время чистовой стадии прокатки при низких температурах. Подкат после черновой стадии имеет малую толщину, что негативно сказывается на комплексе механических свойств стали.

Сложившаяся производственная практика изготовления штрипсовых марок сталей с повышенным уровнем вязкости, хладостойкости и сопротивлением протяженному вязкому разрушению при натурных полигонных испытаниях труб, а также при проведении комплексных лабораторных испытаний по его определению, указывает на необходимость легирования данных сталей дорогостоящими элементами, такими как Мо и Ni, до 0,5-0,7%. Основным экономическим преимуществом предложенного способа является использование минимального количества данных элементов за счет применения сбалансированной композиции легирующих и более эффективного использования механизмов упрочнения и повышения вязкости и хладостойкости во время горячей прокатки.

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 толстолистовой стали для труб с толщиной стенки до 39 мм.