СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА ТОЛСТОЛИСТОВОГО ПРОКАТА ДЛЯ СУДОСТРОЕНИЯ

Изобретение относится к области металлургии, в частности к производству листового проката на реверсивном толстолистовом стане, и может быть использовано при изготовлении толстых листов для судостроения из низколегированных сталей с применением контролируемой прокатки.

Известен способ производства толстых стальных листов, включающий нагрев сляба до температуры аустенизации 1200±20°C и его черновую прокатку до промежуточной толщины раската 70 мм с температурой конца деформации 900°C. Затем предусмотрена транспортировка раската в зону охлаждения вне линии прокатки и его охлаждение на воздухе до температуры ниже 800°C. После охлаждения раската проводят его чистовую прокатку до конечной толщины с температурой конца деформации 730°C и охлаждают 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 полученного листа в естественных условиях от температуры конца прокатки до температуры окружающей среды.

Наиболее близким по своей технической сущности к предлагаемому изобретению является способ производства хладостойкого листового проката, предусматривающий получение заготовки из стали, содержащей 0,04-0,1% С; 0,60-0,90% Mn; 0,15-0,35% Si; 0,10-0,40% Ni; 0,02-0,06% Al; 0,02-0,06% Nb; 0,03-0,05% V; Fe и примеси - остальное. Способ включает аустенизацию заготовки при температуре 1100-1150°C, черновую прокатку с суммарной степенью обжатия 35-60% при температуре 800-900°C, последующее охлаждение полученной заготовки (подстуживание) на 50-70°C, окончательную деформацию (чистовую прокатку) с суммарной степенью обжатия 65-75% при температуре 750-830°C, ускоренное охлаждение листового проката до температуры 260-500°C и замедленное охлаждение до температуры не выше 150°C [2].

К недостаткам известного способа можно отнести то, что получаемый при его использовании толстый лист из низколегированной стали обладает недостаточно высокими механическими свойствами. Можно предположить, что отчасти это связано с недостаточно четким определением толщины промежуточной заготовки для подстуживания. Значения предела прочности и предела текучести, заявленные для данного способа, составляют σ_т=300-340 МПа, σ_в=430-455 МПа, при относительном удлинении δ=31-34%. В то же время, нормативные требования для судостали категории GL-A36, GL-D36, GL-E36 и др. толщиной 12-50 мм достигают σ_т≥355 МПа, σ_в≥490 МПа, при относительном сужении по толщине ψ≥35%.

Технический результат изобретения состоит в повышении прочностных свойств проката до уровня судостали категории GL-A36, GL-D36, GL-E36 и др. толщиной 12-50 мм, при сохранении достаточной пластичности.

Технический результат достигается тем, что в известном способе производства толстолистового проката для судостроения, включающем аустенизацию заготовки, черновую прокатку, последующее охлаждение промежуточной заготовки, чистовую прокатку, ускоренное охлаждение полученного листового проката до заданной температуры и его последующее замедленное охлаждение, согласно изобретению аустенизацию заготовки производят при температуре не выше 1170°C, черновую прокатку осуществляют до толщины промежуточной заготовки, определяемой из соотношения Н=109+2*(h-33)±15 мм, где h - толщина полученного листового проката, при этом температуру конца чистовой прокатки устанавливают не ниже 730°C, а последующее ускоренное охлаждение полученного листового проката производят до температуры 470-600°C, далее замедленно охлаждают до температуры не выше 160°C.

Технический результат достигается также тем, что заготовку получают из низколегированной стали со следующим соотношением элементов, мас.%: С<0,12; Si=0,15-0,35; Mn=1,00-1,50; V+Nb+Ti<0,20; Mo+Cr<0,40; Cu+Ni=0,15-0,50; остальное - железо и примеси, с содержанием каждого примесного элемента менее 0,03%.

Кроме того технический результат достигается тем, что после замедленного охлаждения полученного листового проката производят его дополнительную термообработку путем отпуска при температуре 550-700°C.

Сущность изобретения состоит в следующем.

Сначала получают заготовку из стали с заданным химическим составом. В целом приведенное содержание элементов обеспечивает необходимый фазовый состав и уровень механических свойств проката при реализации предлагаемых технологических режимов. Содержание углерода в низколегированной стали предложенного состава определяет ее прочностные характеристики. В то же время, увеличение содержания углерода более 0,12% сопровождается ухудшением пластических и вязкостных свойств листа, приводит к их неравномерности из-за ликвации.

В низколегированной судостали добавки марганца способствуют твердорастворному упрочнению металла и, соответственно, повышению хладостойкости и коррозионной стойкости готового проката. Содержания марганца менее 1,0% недостаточно, чтобы обеспечить получение требуемого комплекса механических свойств при данной композиции микролегирования, а превышение значения 1,5% приводит к необоснованному расходу дорогостоящего легирующего компонента.

При содержании кремния менее 0,15% ухудшается раскисленность стали, снижается прочность готового проката. Увеличение содержания кремния более 0,35% приводит к возрастанию количества силикатных включений, снижает вязкостные свойства металла.

Введение в состав стали ниобия, ванадия и титана в суммарном количестве <0,2% способствует получению ячеистой дислокационной микроструктуры стали при ускоренном охлаждении прокатанных листов, обеспечивающем сочетание высоких прочностных и пластических свойств металла. Ниобий применяют не только для дисперсионного 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 одной из наиболее эффективных микролегирующих добавок в низколегированных малоуглеродистых 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. Однако применение этих микролегирующих элементов ограничено из-за того, что при их суммарном содержании более 0,2% понижается ударная вязкость стали.

Суммарное содержание молибдена и хрома менее 0,4% обеспечивает требуемую комбинацию прочностных и пластических характеристик, однако увеличение их содержания свыше приведенного значения не сопровождается дальнейшим повышением качества готовой продукции, а лишь увеличивает расходы на легирование, что нецелесообразно. Кроме того, суммарное содержание молибдена и хрома более 0,4% негативно сказывается на свариваемости сталей.

Никель и медь в суммарном количестве 0,15-0,5% способствуют твердорастворному упрочнению металла и, соответственно, повышению хладостойкости, прочности и коррозионной стойкости готового проката. При их суммарной концентрации менее 0,15% они могут оказывать вредное влияние на свариваемость листов в судостроительном производстве. В то же время, при увеличении суммарной концентрации этих элементов свыше 0,5% не наблюдается дальнейшего повышения механических свойств, но заметен рост расходов на легирование.

Для выполнения поставленной задачи повышения прочностных свойств листового проката до уровня судостали категории GL-A36, GL-D36, GL-E36 и др. толщиной 12-50 мм, при сохранении пластичности, необходимо получение равномерной и мелкодисперсной структуры, которое обеспечивается предложенной композицией микролегирования. При этом в микроструктуре полученного проката должен преобладать бейнит реечной морфологии, который позволяет получать высокие значения прочности и низкотемпературной ударной вязкости. Присутствие в структуре ограниченного объема феррита не приводит к существенному снижению прочностных характеристик и вязкости, но при этом благоприятно сказывается на пластичности металла.

Нагрев заготовки до температуры аустенизации, составляющей не более 1170°C, и последующая черновая прокатка являются подготовительной ступенью и обеспечивают измельчение зерна аустенита и получение однородной структуры за счет статической и динамической рекристаллизации. В ходе последующей многопроходной черновой прокатки происходит интенсивное измельчение аустенитных зерен.

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 заготовки, в которых деформация максимальна. По мере упрочнения поверхностных слоев деформация начинает проникать вглубь и охватывает всю толщину раската на чистовой стадии прокатки при заданной температуре. Это определяет необходимость выбора толщины промежуточной заготовки для охлаждения после черновой прокатки из соотношения Н=109+2*(h-33)±15 мм, где h - толщина полученного листового проката. После охлаждения промежуточной заготовки производят ее чистовую прокатку, на стадии которой и производится основная проработка структуры и определяется размер основного зерна. Для формирования мелкозернистой структуры устанавливают температуру конца чистовой прокатки не ниже 730°C. Деформация в таких условиях позволяет сохранить высокую растворимость легирующих элементов в твердом растворе и сопровождается твердорастворным упрочнением материала проката. Ускоренное охлаждение полученного листового проката после чистовой прокатки до температуры 470-600°C обеспечивает формирование требуемого структурного состава металла судостроительного назначения.

Для стабилизации свойств толстолистовой стали и снятия остаточных внутренних напряжений в металле, необходимо после завершения ускоренного охлаждения листа производить его замедленное охлаждение до температуры не выше 160°C. Такой режим обеспечивает протекание в металле процессов, способствующих повышению уровня механических свойств толстых листов и получению мелкозернистой равновесной структуры.

В ряде случаев для повышения пластических свойств проката за счет снижения остаточных напряжений целесообразно применение дополнительной термообработки. Для этого, после завершения замедленного охлаждения, производят отпуск листа в температурном диапазоне 550-700°C. В ходе такого высокотемпературного отпуска происходит снятие образовавшихся после ускоренного охлаждения внутренних напряжений между отдельными структурными блоками металла. Соответственно устраняются проявления наклепа и повышается пластичность готового проката.

Таким образом, полное использование ресурса свойств, соответствующего низколегированной стали данного химического состава, обеспечивается предлагаемым деформационно-термическим режимом производства проката. Технология прокатки направлена на получение оптимального фазового бейнито-ферритного состава и морфологии фаз, измельчение зерен микроструктуры, упрочнение твердого раствора, дисперсионное твердение, дислокационное и текстурное упрочнение.

Применение способа поясняется примером его реализации при производстве листа размером 23×200×12000 мм (после резки в меру), категории GL-A36. Производят выплавку заготовок, содержащих, мас.%: С=0,08; Mn=1,35; Si=0,28; V=0,06; Nb=0,04; Мо=0,01; Cr=0,15; Cu=0,1; Ni=0,12; Al=0,02; остальное - железо и примеси менее 0,03. Следует также отметить, что выплавленная сталь предложенного состава содержит в виде примесей не более 0,01% фосфора, не более 0,007% серы и не более 0,008% азота. При указанных предельных концентрациях эти элементы в стали предложенного состава не оказывают заметного негативного воздействия на качество проката, тогда как их удаление из расплава существенно повышает затраты на производство и усложняет технологический процесс.

При нагреве заготовок указанного химического состава размером 309×1996×2226 мм до температуры 1170°C в течение 6 часов, происходит аустенизация низколегированной стали, растворение дисперсных карбонитридных упрочняющих частиц. После выдачи из печи осуществляют черновую прокатку заготовки до толщины 85 мм, определяемой в зависимости от толщины готового листа (h=23 мм) из соотношения Н=109+2*(h-33)=109+2*(23-33)=89±15 мм. Затем производят подстуживание промежуточной заготовки на рольганге стана путем ее естественного охлаждения на воздухе.

Чистовую прокатку заготовки после подстуживания на размер готового листа 23×3200×12000 мм (после резки в меру) начинают при 810°C, а заканчивают при температуре 780°C. После чистовой прокатки полученный лист подвергают ускоренному водяному охлаждению в специальной установке. Эта операция приводит к повышению дисперсности структурных составляющих. Ускоренное охлаждение прокатанного листа начинают после его выхода из клети стана и производят до температуры 580°C. Последующее замедленное охлаждение металла, которое способствует снятию внутренних термических напряжений после ускоренного охлаждения, осуществляют до температуры 150°C.

После проведения испытаний механических свойств на некоторых листах опытной партии было выявлено недостаточное относительное сужение по толщине проката, составляющее ψ=20-25%, при нормативном уровне ψ>35%. Для повышения пластичности этих листов использовали дополнительную термическую обработку. Их выдерживали в печи при температуре 620°C в течение 2 часов с последующим охлаждением на воздухе. Указанная термическая обработка позволила повысить уровень пластичности на данных листах до уровня ψ=35-38%, не оказывая при этом негативного влияния на прочностные свойства стали.

Механические свойства определяли на поперечных образцах. Температурно-деформационный режим прокатки обеспечил получение мелкозернистой феррито-бейнитной структуры с заметной поперечной и продольной анизотропией зерен. Предлагаемый технологический режим позволил получить высокую прочность проката без снижения низкотемпературной вязкости. Испытания на статическое растяжение осуществляли на плоских пропорциональных полнотолщинных образцах по ГОСТ 1497, а на работу удара на образцах с V-образным надрезом по ГОСТ 9454 при температуре - 40°C. Получены следующие механические свойства для поперечных образцов: временное сопротивление σ_в=540-580 Н/мм²; предел текучести σ_т=410-450 Н/мм²; относительное сужение по толщине ψ=37-39%; работа удара KV^-40=160-180 Дж. Указанный уровень свойств полностью соответствует требованиям, предъявляемым к судостали категории прочности GL-A36.

Таким образом, применение предложенного способа прокатки обеспечивает достижение требуемого результата - получение на толстолистовом реверсивном стане листов судостроительного назначения с уровнем механических свойств, соответствующим категории прочности GL-A36.

Оптимальные параметры реализации способа были определены эмпирическим путем. Экспериментально установлено, что при нагреве заготовки до температуры выше 1170°C можно ожидать интенсивного роста зерен аустенита и снижения прочностных свойств готового проката.

Опытным путем установлено, что если толщина промежуточной заготовки меньше значения Н, определяемого из соотношения Н=109+2*(h-33)±15 мм, то величина деформации при чистовой прокатке недостаточна для глубокой проработки структуры металла и получения мелкого зерна на готовом изделии. В то же время, при толщине промежуточной заготовки, превышающей указанное значение, заготовка слишком массивна и операция ее охлаждения занимает слишком много времени. Иначе говоря, заготовка остывает до температуры чистовой прокатки слишком долго, что неоправданно замедляет производственный процесс и приводит к снижению производительности прокатки.

Экспериментально определено, что для данного сортамента при завершении чистовой прокатки в области температур ниже 730°C имеет место снижение доли волокнистой составляющей в изломе и ухудшение вязкостных свойств толстых листов.

Ускоренное охлаждение полученного проката до температуры выше 600°C не обеспечивает полного протекания фазовых превращений и приводит к сохранению значительного количества феррита в структуре проката. Это обуславливает снижение прочностных свойств готового изделия. В то же время, охлаждение до температуры ниже 470°C может сопровождаться появлением в структуре металла мартенситной составляющей, что связано с недопустимым снижением вязкостных свойств проката судостроительного назначения.

Последующее замедленное охлаждение полученного листового проката после завершения ускоренного охлаждения способствует снятию внутренних термических напряжений. Низкая скорость их охлаждения приводит к выделению мелкодисперсной карбидной фазы по границам зерен и, соответственно, к преобладанию в металле процессов упрочнения, которые сопровождаются снижением пластических характеристик листов ниже значений, допустимых для категорий прочности GL-A36, GL-D36, GL-E36, т.е. ухудшением качества готовой продукции. Если замедленное охлаждение листа прекращается при температуре выше 160°C, то внутренние термические напряжения в металле сохраняются и продолжают оказывать неблагоприятное воздействие на уровень механических свойств.

Если при проведении дополнительной термообработки путем отпуска листы помещают в печь, предварительно нагретую до температуры менее 550°C, то внутренние напряжения в металле не снимаются и пластичность не повышается. В то же время нагрев до температуры выше 700°C может приводить к выпадению карбонитридов по границам зерен и, соответственно, к снижению пластичности, т.е. требуемый результат термообработки не будет достигаться.

Как следует из приведенного анализа, при реализации предложенного технического решения требуемое качество судостали достигается за счет выбора наиболее рациональных технологических режимов и химического состава стали, а кроме того, за счет использования дополнительной термообработки листа, полученного после прокатки на толстолистовом реверсивном стане. Однако в случае выхода варьируемых технологических параметров за установленные для этого способа границы не всегда удается обеспечить соответствие полученных листов заданным требованиям по своим механическим характеристикам. Таким образом, полученные данные подтверждают правильность рекомендаций по выбору допустимых значений технологических параметров предложенного способа производства низколегированного проката судостроительного назначения.

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, анизотропия структуры и свойств. Использование предложенного способа для изготовления листов низколегированной судостали категории GL-A36, GL-D36, GL-E36 и др. толщиной 12-50 мм позволит освоить производство нового вида продукции.

Источники информации

1. Заявка №59-61504 (Япония), МПК В21В 1/38; В21В 1/22, 1984.

2. Патент РФ №2265067, МПК C21D 8/02, 27.11.2005.