Влияние деформационной и термической обработки на структуру и свойства стали 10Г2ФБ с различным исходным состоянием
Курсовой проект - Разное
Другие курсовые по предмету Разное
?бденом, медью и бором. Мелкозернистый бейнит и островковый мартенсит, входящие в матрицу полигонального феррита, повышают его прочность, не повышая переходной температуры. Увеличение мелкозернистого бейнита и островкового мартенсита на один объемный процент повышает прочность стали на 2,5 и 16,2 МН м-2 соответственно.
Мелкозернистые феррито-бейнитные стали используются для прямошовных труб прочностью 600-700 МН-м-2, диаметром 1219-1422 мм и толщиной стенки от 18,6 до 25,4 мм.
Феррито-перлитные стали применяются для газопроводных труб из-за своей высокой вязкости. Повышения их прочности до класса Х70 можно достичь: 1) измельчением зерна; 2) выделением карбонитридов ванадия и ниобия; 3) деформацией феррита в двухфазной ? ? -области. В последние годы возникла значительная потребность в более высокопрочных трубах с повышенным сопротивлением хрупкому разрушению для транспортировки газа под высоким давлением. Для арктических районов требуются трубы класса Х70, рассчитанные на давление газа до 10,0 МПа. Отмечается тенденция к снижению углеродного эквивалента, продиктованная требованиями к свариваемости. Например, для труб класса Х70 с толщиной стенки 25,4 мм требуются стали с углеродным эквивалентом ниже 0,34 %. Использование сталей с феррито-перлитной структурой затруднено из-за необходимости получения высокой прочности (свыше класса Х70) и низкого углеродного эквивалента.
Бейнитные стали с молибденом известны как высокопрочные. Эти стали в основном содержат > 0,30 % Мо и свыше 50 % структуры является бейнитом. [3, с.140]
За последние годы делались попытки производить микролегированные стали с оптимизированной микроструктурой за счет окончания прокатки при температурах, существенно превышающих температуру распада аустенита.
В стали с содержанием углерода 0,08 % было достаточно наличия 0,08 % ниобия для получения хороших вязкостных свойств и предела текучести, которые проявляются при температуре конца прокатки 1000 С, используемой при производстве толстого листа толщиной 20 мм (рис. 1.1.1).
В присутствии достаточного количества ниобия (0,08 %) мелкозернистая микроструктура равноосного феррита может быть получена при температурах конца прокатки выше тех, которые полагают необходимыми для эффективной контролируемой прокатки. Аналогичные результаты получены на основании лабораторных исследований влияния ниобия на микроструктуру низкоуглеродистых сталей, деформированных в области температур, соответствующих температурам конца прокатки. Результаты этих исследований представлены на рис. 1.1.2 в сочетании с полученными данными других исследований и авторов статьи. [4, с.63-67]
При температуре конца прокатки от 850 до 950 С вязкостные свойства при низких температурах сочетались с прочностью 420 Н/мм2 (сталь категории Х60). Для получения более высокой прочности или более низкой температуры перехода должны использоваться более низкие температуры прокатки.
Рисунок 1.1 - Влияние температуры конца прокатки на механические свойства стали с 0,08 % С и различным содержанием ниобия: 1- 1000 С; 2 - 800 С
Рисунок 1.2 - Механические свойства сталей с различным содержанием ниобия
В результате проведения лабораторных исследований в ЦНИИчермете изучены фазовые превращения в сталях легирования: С - Мп - V - Nb. Совместно комбинатом и институтом разработаны технические условия ТУ 14-1-5506-2005 на поставку опытной партии штрипса для изготовления труб классов прочности К42-К60 из сталей 10Г2ФБ и 12Г2СБ. Требуемые механические характеристики этих сталей обеспечиваются регламентированным содержанием хрома, ниобия и ванадия, низкими содержаниями серы, фосфора и азота, а также температурно-деформационным режимом прокатки. Слябы для прокатки нагревали до ~ 1200 - 1240 С, что обеспечивало гомогенность стали и растворение микролегирующих элементов. В процессе прокатки в черновых группах клетей ( = 15 - 40 %) достигалось преобразование грубой литой структуры в аустенитную с равномерным зерном в результате многократной полной рекристаллизации. В процессе чистовой прокатки с ограниченным числом обжатий в очень короткий промежуток времени (суммарная деформация 70 - 75 %) возникала структура аустенита с большим числом зародышей зерен феррита, что обеспечивало мелкое зерно феррита. [5, с.76]
Торможение рекристаллизации аустенита происходило как под действием элементов, находящихся в твердом растворе (Nb,V), так и посредством выделяющихся при деформации карбонитридов (карбидов) ниобия. Наиболее эффективный элемент в этом отношении - ниобий : добавление его в сталь в количестве 0,05 % повышает температуру полной рекристаллизации (Тр) аустенита, ниже которой она начинает замедляться, от ~ 800 до 1000 0С; при содержании 0,08 - 0,09 % ниобия - до 1040 - 1050 С. Поскольку при прокатке в чистовой группе клетей паузы между обжатиями малы, то выделение карбонитридов происходит лишь частично, т. е. часть ниобия и ванадия еще остается в твердом растворе, а при душировании и смотке полосы фазовый состав стали формируется окончательно и задается кинетика выделения частиц, обеспечивающих дисперсионное упрочнение металла. Изменением температуры смотки (Тсм) и применением различных типов распределения Тсм можно регулировать как фазовый состав стали, так и степень ее дисперсионного упрочнения. Фазовый состав определяют по деформационным термокинетическим диаграммам (ТКД) распада аустенита. [6, с.69-72]
Для получения однородного фазового состава металла температура окончания прокатки (Ткп) должна соответствовать