Влияние деформационной и термической обработки на структуру и свойства стали 10Г2ФБ с различным исходным состоянием - Производство и технологии курсовая работа

Главная

Производство и технологии
Влияние деформационной и термической обработки на структуру и свойства стали 10Г2ФБ с различным исходным состоянием

Трубы (газо- и нефтепроводы) и основные требования к ним. Влияние параметров контролируемой прокатки на структуру и свойства низкоуглеродистой низколегированной стали 10Г2ФБ. Влияние исходной структуры стали после дополнительной термической обработки.


посмотреть текст работы


скачать работу можно здесь


полная информация о работе


весь список подобных работ


Нужна помощь с учёбой? Наши эксперты готовы помочь!
Нажимая на кнопку, вы соглашаетесь с
политикой обработки персональных данных

Студенты, аспиранты, молодые ученые, использующие базу знаний в своей учебе и работе, будут вам очень благодарны.

1.1 Влияние параметров контролируемой прокатки на структуру и свойства низкоуглеродистой низколегированной стали 10Г2ФБ
2. Проблемы и решения структурной неоднородности (полосчатость), ее причины появления
3. Влияние термической обработки на структуру и свойства стали
4. Влияние исходной структуры стали после дополнительной термической обработки
Современный уровень развития нефтегазового комплекса обуславливает высокие требования, предъявляемые потребителями к качеству и надежности трубной продукции. Постоянный рост объемов добычи, в том числе за счет освоений новых месторождений и новых регионов промышленной добычи, суровые климатические условия, снижение температуры эксплуатации до 40-60°С, требования экономичности строительства новых трубопроводов, увеличение рабочего давления до 8,4-15 МПа, обеспечение коррозионной стойкости и надежности магистральных трубопроводов постоянно поднимают планку требований к качеству труб. Благодаря действию этих факторов появляются новые тенденции в развитии запросов и потребностей компаний по добыче и транспортировке углеводородных энергоносителей. Сегодня эти компании хотят получать не просто трубы, соответствующие мировым стандартам качества, а продукцию, которая была бы приспособлена к химическим и температурным условиям добычи и транспортировки нефти и газа, экономила бы затраты потребителя трубной продукции. Поэтому при производстве труб для нефтепроводов большое значение уделяется качеству исходной заготовки. В качестве исходной заготовки для производства труб обычно используется низколегированная сталь, поставляемая в горячекатаном состоянии, термообработанном после нормализации, нормализации с отпуском либо прокатанная по контролируемому режиму с ускоренным охлаждением или без него, а также углеродистая сталь. По способу изготовления трубы для магистральных трубопроводов подразделяются на бесшовные, сварные с продольным швом и сварные со спиральным швом. Бесшовные трубы применяют для трубопроводов диаметром до 426 мм. Обычная область применения сварных труб - трубопроводы диаметром 530 мм и выше. Трубы диаметром до 530 мм изготовляют из спокойных и полуспокойных углеродистых сталей. Для изготовления труб диаметром до 1020 мм применяют спокойные и полуспокойные низколегированные стали. Трубы больших диаметров изготовляют из низколегированных сталей в термически или термомеханически упрочненном состоянии. Сталь должна удовлетворять требованиям СНиП. Отношение предела текучести к временному сопротивлению должно быть не больше 0,8 -для низколегированных сталей. Металл труб не должен иметь трещин, расслоений, закатов.
Трубы для транспортировки жидкости, газа и сыпучих тел под давлением от 0,2 до 100 ат с каждым годом получают все большее распространение. Различают трубы низкого (до 10 ат), среднего (от 10 до 40 ат) и высокого (выше 40 ат) давления. В соответствии с техническими требованиями API-Spec-5L, 5LX и 5LS их изготовляют диаметром от 10,2 до 1219,2 мм и толщиной стенки от 1,73 до 25,4 мм.
Трубы низкого и среднего давления производят сварными с продольным или спиральным швом разных категорий прочности (табл. 1). Для трубопроводов высоких давлений применяют бесшовные трубы.
Таблица 1 - Механические свойства труб для транспортировки нефти и газа
Трубы для транспортировки нефти и газа, а также масел, бензина и воды, изготовляемые в соответствии с требованиями API, чаще всего предназначены для укладки под землей, иногда на ее поверхности. С помощью насосов, размещенных с интервалом от 15 до 100 км, вещество транспортируют к месту назначения.
Магистральные трубопроводы применяют давно, но в сороковых годах их строительство развернулось особо широко вследствие увеличения добычи нефти и газа. В этот период с целью экономии металла сочли возможным использовать более прочную сталь, но с уменьшенной толщиной стенки трубы без снижения рабочего давления в трубопроводах. Для улучшения механических свойств стали для трубопроводов применили ее легирование небольшими количествами ниобия, ванадия и титана.
Условиями стандарта API, которыми руководствуются при приемке труб для транспортировки нефти и газа, не оговариваются требования к пластичности стали в зависимости от климатических условий. Поэтому введены дополнительные испытания труб на ударную вязкость или на вязкий излом. Требования к характеру излома труб, предназначенных для транспортировки нефти и газа, в отдельных странах довольно различны:
В последнее время наблюдается тенденция увеличения диаметра труб для магистральных трубопроводов.
В настоящее время для изготовления сварных труб для газо- и нефтепроводов больших диаметров применяют низколегированные стали с пределом текучести от 37 до 56 кгс/мм2.
Высокие пластические свойства этих сталей и ударная вязкость при низких температурах, а также хорошая свариваемость достигаются технологией введения в сталь соответствующих микродобавок в процессе ее плавки. Для осуществления качественной сварки при очень низких температурах все чаще применяют стали с весьма низким содержанием углерода (~0,02%).[1, с.9]
Для удовлетворения высоких требований газовой промышленности к прочности, вязкости и сопротивлению хрупкому разрушению сталей, предназначенных для изготовления труб большого диаметра созданы малоперлитные низколегированные стали, обладающие заданным комплексом свойств. К таким относятся стали 10Г2ФБ, 06Г2ФБ.
1.1 Влияние параметров контролируемой прокатки на структуру и свойства низкоуглеродистой низколегированной стали 10Г2ФБ
Сварная труба на 99% состоит из основного металла и только на 1% - из сварного шва. Поэтому основные свойства труб обеспечиваются не на трубных, а на металлургических заводах и на прокатных станах, особенно в случае контролируемой прокатки. Высокопрочные низколегированные стали (ВНЛС) характеризуются низким содержанием углерода (0,06-0,12%). Кремний и марганец вводят примерно в количествах, отвечающих сталям класса 52-53 (DIN 17 100). ВНЛС содержат микролегирующие элементы, которые при комбинации термической и механической обработок в ходе нагрева слябов, горячей прокатки и охлаждения влияют на микроструктуру, размер зерна и свойства стали.
В отличие от обычных высокопрочных сталей, приобретающих оптимальные свойства после нормализации вслед за горячей прокаткой, стали, подвергаемые термомеханической прокатке, достигают их при обработке в ходе нагрева, прокатки и охлаждения. Поскольку ни один из этих процессов не может быть повторен, их необходимо строго контролировать, допуская отклонения от заданных параметров в узких пределах, чтобы не снизить эффект термомеханической обработки и качество продукции. В толкательной печи производится нагрев слябов до температуры, необходимой для горячей деформации. При этом стремятся, чтобы в металле произошло образование и гомогенизация аустенита, необходимое растворение сегрегаций микролегирующих элементов и не наблюдался чрезмерный рост зерна аустенита.
При термомеханической прокатке обеспечиваются:
Обычная горячая прокатка в интервале температур, при которых горячий наклеп немедленно снимается рекристаллизацией аустенита; проводят для уменьшения толщины подката и измельчения зерна;
Значительная деформация в интервале температур, при которых частично или полностью снимается наклеп и частично рекристаллизуется аустенит; проводят для формоизменения металла и создания основных предпосылок для достижения необходимых свойств.
Эвтектоидное г б - превращение. Целью процесса горячей прокатки также является дальнейшее измельчение микроструктуры. Для гарантии высокого качества всю необходимую информацию - от черновой прокатки сляба до прокатки полосы - разделяют на два вида: черновую и чистовую. Так, при температурах, при которых происходит полная рекристаллизация аустенита, черновая прокатка настолько снижает толщину сляба, что обеспечивает постоянную степень обжатия при чистовой прокатке независимо от конечной толщины полосы. Известно, что чем больше степень деформации за один проход, тем мельче зерно рекристаллизованного аустенита. Это благоприятно влияет на размер зерна феррита, от которого в свою очередь зависят свойства горячекатаной полосы. Черновая группа стана запрограммирована таким образом, чтобы обеспечить как можно большую деформацию за один проход. В конце черновой прокатки (при немедленной релаксации, зарождении и росте новых зерен аустенита) температура металла должна быть достаточной для продолжения термомеханической прокатки, когда последующая деформация задерживает рекристаллизацию. Каждый проход сильно снижает температуру, особенно в последних клетях НШС. Так как на этом этапе начинается процесс сдерживания рекристаллизации, необходимо обеспечить быстрое последовательное охлаждение при обжатиях в чистовых клетях, чтобы вызвать сильное вытягивание аустенитных зерен, большее, чем при чистовой прокатке. При контролируемой прокатке г б - превращение происходит в конце процесса деформации. Это достигается при определенной температуре конца прокатки. Критические параметры термомеханической прокатки зависят от температуры, ниже которой рекристаллизация не происходит сразу же вслед за наклепом; от суммарной деформации, проводимой ниже этой температуры, и от продолжительности чистовой прокатки, влияющей на получение конечной температуры (которая управляется скоростью прокатки). Отсюда параметрами прокатки являются: температура в (фиксированных) замеряемых точках, режимы обжатий и скорости прокатки.
После выхода из последней чистовой клети стана с заданной температурой полоса охлаждается на отводящем рольганге до температуры смотки, а затем до комнатной температуры на спокойном воздухе. Производство ВНЛС требует четкого соблюдения заданных условий охлаждения: скорости охлаждения, кривой охлаждения, температуры смотки. [2 , с.75]
Контролируемое охлаждение горячекатаной полосы влияет на микроструктуру, размер зерна и количества выделений, образующих из растворенных микролегирующих элементов. Это определяет свойства металла: предел текучести, временное сопротивление, относительное удлинение, поглощенную энергию и хрупкость разрушения.
За последнее время технология контролируемой прокатки была в значительной степени усовершенствована основными металлургическими фирмами мира. Недавно эта технология была принята развивающимися странами.
Путем соответствующего подбора режимов контролируемой прокатки и (или) ускоренного охлаждения можно подавить перлитное превращение, чтобы протекало только ферритное, бейнитное и мартенситное превращение в ниобиевой стали, легированной марганцем, никелем, молибденом, 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 г б -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 нижней части аустенитной области на всех участках полосы. Перспективной можно считать структуру игольчатого феррита, обусловливающую высокую прочность вследствие увеличения количества дислокаций и формирования субструктуры, доля дисперсионного упрочнения при этом несколько снижена. Такая структура стали формируется при пониженных значениях Тсм, соответствующих бейнитной области ТКД (< 600 °С), когда выделяются мелкодисперсные карбонитриды, а возможности их роста ограниченны. Таким образом, получению равномерного уровня дисперсионного упрочнения по длине полосы способствует применение дифференцированной температуры смотки по длине полосы при обеспечении стабильного фазового состава, особенно в концевых участках полосы [7].
В последние годы контролируемая прокатка рассматривается более широко, чем раньше, включает такие факторы, как схема прокатки, скорость охлаждения и др., и является одним из прогрессивных способов улучшения механических свойств низколегированных сталей. При контролируемой прокатке важно не только ограничение температуры конца прокатки (ниже 870-840°С), но и обеспечение определенной степени обжатия на последних пропусках (примерно до 30%), а также скорости охлаждения, причем фактические показатели зависят от мощности стана, толщины проката и ряда других факторов. При контролируемой прокатке количество пропусков и степень обжатия ниже определенной температуры устанавливаются в зависимости от толщины готового листа (для каждой толщины устанавливается и максимальная температура конца прокатки. Применением контролируемой прокатки достигается комплекс механических свойств, наблюдаемый у проката в нормализованном состоянии, а по переходной температуре такая сталь с модифицирующими добавками превосходит нормализованную [8, с. 134]
Для получения листового проката с мелкозернистой структурой необходимо осуществлять контроль за изменением размеров аустенитного зерна в процессе всего технологического цикла, начиная с аустенитизации при нагреве под прокатку. Анализ результатов лабораторных исследований показал, что добавка 0,02 % Nb в сталь обеспечивает торможение роста аустенитного зерна при нагреве до 1150°С, а добавка 0,06 % Nb - при нагреве до 1200 °С (рис. 1.3).
Аналогичное влияние оказывают на устойчивость аустенита при нагреве добавки никеля и хрома, а также повышенное количество марганца. Полученные результаты свидетельствуют о том, что температура нагрева заготовок под прокатку не должна превышать 12200С. Кроме того, данной температуры достаточно, чтобы полностью перевести в твердый раствор весь ниобий (0,06%) при содержании в стали примерно 0,10%С.
Рисунок 1.3 - Зависимость величины зерна аустенита dА от температуры аустенитизации сталей, содержащих: - 1,3%Mn+0,02%Nb+ 0,007%V
Влияние температуры конца прокатки листов на прочность и вязкость стали показаны на рисунке 1.4. Как было установлено, в стали с низким содержанием марганца г б - превращение начинается при температуре около 8000С. В этом случае микроструктура листа, охлажденного на спокойном воздухе состоит из феррита с размером зерна 5-7мкм и перлита. При более низких температурах конца прокатки повышение прочностных характеристик происходит за счет наклепа уже сформировавшегося феррита.
Рисунок 1.4 - Зависимость характеристик прочности, пластичности и вязкости (В -доля вязкой составляющей в изломе) от температуры конца прокатки tкп стали с 0,10%С и 0,70%Mn, содержащей более 0,04%Nb (сплошные линии) и 0,02%Nb (штриховые линии)
С учетом того, что при снижении температур конца прокатки до температур ниже 8000С не происходит снижение вязкости сталей, можно рекомендовать для получения более высокой категории прочности понизить температуру конца прокатки листов толщиной 8-12мм до 7600С.
Тем не менее, такое снижение температур прокатки может привести к существенному повышению давления на валки при прокатке, что также необходимо учитывать. Как вариант решения этой проблемы, можно было бы порекомендовать повысить содержание ниобия в стали до 0,04-0,06%. Как было установлено, в такой стали прочность и вязкость значительно выше при более высоких температурах конца прокатки, чем у стали с 0,02%Nb. [9]
Высокопрочные низколегированный стали получили заметное развитие в последнее десятилетие после того как было найдено оптимальное соотношение легирующих элементов, позволяющих получить хороший комплекс прочностных, пластических характеристик в сочетании с высокими показателями низкотемпературной вязкости и свариваемости при низкой стоимости и несложной технологии производства. Преимуществом использования стали с более высокими прочностными характеристиками является значительное снижение массы готовых конструкций. Вместе с тем, повышение прочности стали должно обязательно сопровождаться повышением ее вязкости. В таблице 2 приведен исследованный химсостав стали 10Г2ФБ с микродобавками различных элементов
Таблица 3 - Химический состав стали 10Г2ФБ (экспериментальный). Остальные элементы: 0,04%Nb, 0,25%Si, 0,002S,0,03P, 0,04Al
Увеличение содержания марганца сопровождается ростом прочности и падением вязкости (KCV- 50 %). Рост концентрации марганца способствует измельчению как ферритных зерен, так и второй фазы. Введение марганца свыше 1,7 % приводит к образованию мелкозернистого бейнита и островкового мартенсита на местах перлита. Снижение переходной температуры Т50 связывается с измельчением зерна феррита и второй фазы. Увеличение прочности в основном является следствием роста объемной доли второй фазы. При содержании марганца 2,0 % доля второй фазы не превышает 40 %.
Увеличение содержания никеля повышает прочность и одновременно снижает Т50, что аналогично влиянию марганца. Это связывают с увеличением доли второй фазы и измельчением ее зерна и зерна феррита. Введение никеля свыше 0,6 % приводит к замене перлита на бейнит и островковый мартенсит. Объемная доля второй фазы для сталей с 3,0 % Ni составляет более 40 %. При этом у стали с 3,0 % Ni прочность около 800 МН * м-2 и Т50 ниже-130° С. С увеличением содержания меди от 0 до 0,5 % размер зерна феррита не изменяется (около 6 мкм), но одновременно возрастает доля второй фазы (от 10 до 20 %). Снижение количества азота от 0,008 до 0,001 % увеличивает объемную долю второй фазы с 20 до 30 % без изменения размера зерна Феррита. Такой прирост второй фазы приводит к увеличению прочности на 100 МНм м-2
Медленное охлаждение после контролируемой прокатки со скоростью 2 град/с эффективно только для увеличения прочности. Рост прочности сильнее зависит от температуры завершения ускоренного охлаждения, чем от его скорости. Скорость охлаждения на нее оказывает слабое влияние, так же как и температура окончания охлаждения. Микроструктура сильно изменяется в зависимости от температуры окончания охлаждения. Сталь, ускоренное охлаждение которой заканчивается при 5000 , 3500 и 200С, характеризуется соответственно феррито-бейнитной (Ф + Б), феррито-бейнито-мартенситной (Ф + Б + М) и феррито-мартенситной (Ф + М) микроструктурой. Сталь в горячекатаном состоянии, охлажденная на воздухе (Г), имеет структуру Ф + П + Б.
При добавлении молибдена(NM) структура стали на основе С-Nb-V после ускоренного охлаждения представляет собой феррито-бейнитную смесь с большой долей бейнита и меньшей островкового мартенсита, чем в аналогичной стали без молибдена.
Введение марганца, молибдена, никеля, меди и бора и (или) использование ускоренного охлаждения после прокатки сталей с ниобием позволяет получать вторую фазу в виде бейнита или мартенсита на месте перлита в ферритной матрице. Мелкозернистый бейнит и островковый мартенсит в виде второй фазы приводят к повышению прочности без изменения T50. Высокая вязкость связывается с мелким зерном бейнита и мартенсита (6 мкм). Крупнозернистый бейнит, особенно тот, что находится в пределах границ исходного аустенита, ухудшает вязкость стали. Образование крупнозернистого бейнита происходит из-за недостаточного снижения температуры прокатки, т.е. если температура прокатки была выше диапазона, где не происходит рекристаллизация аустенита Для стали с 1,6 % Мп, чтобы получить T50 ниже минус 80 °С, необходимы обжатия свыше 40 %, тогда как для стали с 1,9 % Мп - свыше 50 %. Это является следствием того, что повышение уровня легирования и (или) скорости охлаждения после прокатки приводит к некоторому огрублению бейнита или мартенсита. Важно измельчить зерно перед ферритным превращением, после которого вместо перлитного следует бейнитное и мартенситное превращения. Эта последовательность превращений может быть достигнута при соответствующем снижении температуры деформации до области, где аустенит не рекристаллизуется.
В ферритных сталей мелкозернистая вторая фаза может быть получена при правильном выборе легирования, режимов прокатки и скорости охлаждения. Увеличение объемной доли второй фазы повышает прочность без ухудшения вязкости.
Повышение содержания островкового мартенсита и мелкозернистого феррита на 1 % увеличивает прочность на 16,2 и 2,5 МН * м-2 соответственно. Эти значения могут быть получены с применением ускоренного охлаждения или при увеличении легирования. Прочность сильнее зависит от температуры конца охлаждения в диапазоне скоростей 2-12 град/с, чем вязкость. При понижении этой температуры объемная доля мартенсита растет.
Феррито-бейнитные стали могут применяться для прямошовных труб классов Х70 и Х80 диаметром 1219-1422 мм и толщиной стенки от 18,6 до 25,4 мм, предназначенных для эксплуатации в условиях Севера.
Оба элемента, составляющие основу химсостава стали 10Г2ФБ - марганец и ниобий - повышают прочностные характеристики. При этом для получения хорошей низкотемпературной вязкости ниобий наиболее предпочтительнее. Результаты исследования комплексного влияния ниобия и марганца на характеристики прочности и вязкости приведены на рис. 1.5.
Данные результаты полностью подтверждают литературные данные о роли ниобия: малые добавки ниобия в количестве 0,02% увеличивают прочностные характеристики примерно на 100МПа. При более высоком содержании ниобия дальнейшее повышение прочности не так значительно. В литературных данных показано, что при повышение временного сопротивления разрыву ув за счет легирования ниобием в два раза меньше, чем повышение предела текучести ут. При использовании марганца наблюдается несколько иная картина: повышение ув значительно больше, чем ут. В случае микролегирования ниобием даже в малом количестве наблюдаемое повышение прочностных характеристик несколько выше, чем указано в литературе и составляет около 100МПа при повышении марганца на 1%. Таким образом установлено, что эффект легирования марганцем значительно повышается при микролегировании стали ниобием.
Повышение содержания в стали марганца и ниобия способствует улучшению вязкости. Однако при низком содержании марганца (менее 1%) даже повышенное количество ниобия не гарантирует получения высоких показателей ударной вязкости. Таким образом, для получения качественного листового проката с категорией прочности Х70/К60 необходимо обеспечить содержание марганца 1,30-1,50% и ниобия 0,04-0,06%. Такая сталь будет иметь частично бейнитную микроструктуру.
Рисунок 1.5 - Комплексное влияние марганца и ниобия на предел текучести ут(МПа), ударную вязкость КСV и долю волокна в изломе В(%) листовой стали. Цифры у кривых - значения соответствующих характеристик
сталь прокатка обработка нефтепровод
Таким образом, при микролегировании ниобием стали упрочняющий эффект марганца значительно повышается, что связано, по-видимому, с дополнительным измельчением зерна. При содержании ниобия около 0,02% предел текучести стали повышается на 100МПа. В этом случае удается достичь значительного экономического эффекта (16 долларов США за 1 т. стали) за счет замены добавки 1,00%Mn на 0,02%Nb.
Наиболее уместный шаг в развитии высокопрочных низколегированных сталей - это исключение использования углерода в качестве упрочняющего элемента, так как он отрицательно влияет не только на свариваемость, но и на вязкость стали (рис.1.6).
Рисунок 1.6 - Влияние различных факторов, вызывающих повышение предела текучести на изменение температуры вязко-хрупкого перехода Дtв.-хр
Упрочнение по остальным рассмотренным механизмам также оказывает отрицательное влияние на вязкость стали, кроме механизма измельчения зерна, который увеличивает как прочностные характеристики, так и вязкость металла. Таким образом, измельчение зерна - необходимый путь развития высокопрочных низколегированных сталей.
2. Проблемы и решения структурной неоднородности (полосчатость), ее причины появления
На практике стали в отличие от идеальных - неоднородны и несовершенны как по составу, так и по своему строению: макро-, микро- и тонкой структуре. Величина, характер и степень равномерности распределения этих несовершенств и определяет свойства реальных сплавов, их поведение в процессах обработки, их прочность и работоспособность в конкретных условиях службы деталей. Схематично неоднородность состава и несовершенства строения кристаллов и кристаллитов можно разделить на два вида: биографические и обработки.
Биографические несовершенства, прежде всего, связаны с исходным составом сплава и условиями его кристаллизации. Наиболее ярким примером такого несовершенства в реальных сталях является зональная и особенно дендритная ликвация, под которой понимается химическая неоднородность сплава в пределах одного кристалла (кристаллита). Большинство элементов в стали, включая углерод, ликвируют от оси дендрита к междуосным пространствам. Совместная ликвация элементов-примесей может и усиливать и ослаблять степень дендритной химической неоднородности легированных сталей.
Для потребителя стали важна не столько сама междендритная неоднородность стали, а связанная с ней полосчатость структуры, строчечное расположение отдельных ее составляющих (неметаллических включений, карбидов), анизотропность механических свойств деформированной стали. Степень анизотропности оценивают по величине отношения значения того или иного
Влияние деформационной и термической обработки на структуру и свойства стали 10Г2ФБ с различным исходным состоянием курсовая работа. Производство и технологии.
Реферат: Adolf Hitler Research Essay Research Paper Hitler
Лучшие Аргументы Для Итогового Сочинения
Курсовая Работа По Психологии Лидерства
Курсовая работа по теме Практичні засади розвитку мовленнєвої компетентності дітей дошкільного віку
Доклад по теме Предания и легенды о чуди
Доклад по теме Туберкулёз
Животные жиры, их классификация, схема получения животных жиров. Их качественная оценка.
Реферат по теме Анализ финансово-хозяйственной деятельности ОАО 'М. Видео'
Рынок еврооблигаций
Реферат: Первая советская электронно-счетная машина С.А. Лебедева
Реферат: Logistics Of Power Essay Research Paper
Дружба Вывод В Сочинении
Доклад по теме Бенуа А.Н.
Дипломная работа по теме Защита прав и интересов физических лиц в сфере судопроизводства
Реферат: Нравственность как основа этики управления. Скачать бесплатно и без регистрации
Реферат Иностранные Слова В Современной Речи
Інформаційна система аналізу діяльності підприємства для фінансового забезпечення інвестиційної діяльності
Представление Информации В Компьютерных Системах Курсовая
Курсовая работа по теме Тип членистоногі: загальна характеристика
Развитие Языка Сочинение 5 Класс
Экономические реформы Н.С. Хрущева - История и исторические личности реферат
Особенности подготовки личного состава в объединенной группировке внутренних войск в Северо-Кавказском регионе - Военное дело и гражданская оборона курсовая работа
Культура безпеки як складова базової культури особистості - Педагогика статья