Спосіб виробництва прокату

Изобретение относится к металлургии, в частности к производству проката ответственного назначения методом термомеханической обработки. Наиболее близким к предложенному по технической сущности и достигаемому результату является способ термомеханической обработки толстолистовой стали, включающий аустенизацию, предварительную прокатку и окончательную прокатку в реверсивном режиме при температуре ниже температуры рекристаллизации аустенита, но выше точки Аr3 с подстуживанием в процессе прокатки со скоростью 3-15 град/с, последующее охлаждение листа на спокойном воздухе до температуры не ниже Аr1 + 50°С и далее со скоростью 6-30 град/с до температуры (Ar1 - 30°С) - 500°С, а затем на спокойном воздухе до цеховой температуры [Авт. св. СССР № 1447889, кл. С 21 D 8/00, 1987]. Приведенный способ термомеханической обработки не обеспечивает необходимого уровня хладостойкости стали в околошовной зоне при сварке. В основу изобретения поставлена задача создать такой способ производства проката путем оптимизации термомеханического режима обработки слябов из малоперлитной стали определенного состава, который обеспечивает получение малоперлитной стали, обладающей высокой прочностью, пластичностью и хладостойкостью с высокими значениями низкотемпературной вязкости зоны термического влияния после сварки. Решение указанной задачи достигается тем, что в способе термомеханической обработки слябов из малоперлитной стали, включающем аустенизацию, предварительную деформацию и окончательную деформацию в реверсивном режиме и охлаждение, согласно изобретению аустенизацию осуществляют при температуре на 60-100°С ниже температуры растворимости нитридов титана, предварительную деформацию заканчивают при температуре на 140-200°С выше Аr3, а окончательную деформацию производят при температуре на 20-100°С ниже Аr3 , при этом между предварительной и окончательной деформациями осуществляют дополнительное охлаждение со скоростью 0,25-2,0 град/с до температуры Аr3 + 40°С + Аr3 10°С, а охлаждение после окончательной деформации осуществляют со скоростью 1,0-4,0 град/с до температуры на 150-250°С ниже Аr1, при этом термомеханической обработке подвергают слябы из стали, содержащей, мас.%: углерод 0,05-0,15; марганец 1,0-1,7; кремний 0,15-0,40; ниобий 0,01-0,05; ванадий 0,030,07; титан 0,01-0,04; кальций 0,001-0,01; азот 0,003-0,01; медь 0,02-0,3; никель 0,01-0,3; алюминий 0,02-0,06; железо остальное, при отношении Ca/S = 0,5-2,0 HNb + Ti + V£0,12-0,14. Кроме того, после операции охлаждения и достижения температуры на 150-250°С ниже Аr1 слябы подвергают нагреву со скоростью 0,53,0 град/с до температуры на 80-100°С ниже Аr1 с последующим окончательным охлаждением со скоростью 0,5-2,0 град/с. Так же, после операции охлаждения со скоростью 1-4 град/с и достижения температуры на 150-250°С ниже Аr1, дальнейшее охлаждение проката осуществляют со скоростью 0,01-0,5 град/с. Экспериментально установлено, что выбранные параметры режимов термомеханической обработки и состав стали обеспечивают получение наряду с высокой прочностью высокую низкотемпературную вязкость как основного металла, так и зоны термического влияния после сварки. 1. Осуществление аустенизации при температуре менее чем на 80°С ниже температуры растворимости нитридов титана приводит к началу роста зерна аустенита и в дальнейшем получению разнозернистой структуры феррита. Осуществление аустенизации при температуре более чем на 100°С ниже температуры растворимости нитридов титана приводит к недостаточному количеству переведенного в твердый раствор ниобия, что не обеспечит получения необходимого уровня прочности. 2. Окончание предварительной деформации при температуре менее чем на 140°С выше Аr3 и более чем на 200°С выше Аr 3 не позволит подготовить зерна аустенита к заключительной деформации. 3. Осуществление окончательной деформации в выбранном интервале температур (на 20-100°С ниже Аr3) обеспечивает получение мелкозернистой структуры аустенита и высокого комплекса взаимно исключающих показателей механических свойств высокой прочности и хорошей пластичности. 4. Охлаждение между предварительной и окончательной деформациями со скоростью менее чем 0,25 град/с и до температуры менее Аr3 +40°С приводит к росту зерна аустенита и снижению механических "свойств. Охлаждение между предварительной и окончательной деформациями со скоростью более чем 2,0 град/си до температуры более Аr3 -10°С приводит к образованию закалочных структур и возникновению дефектов заготовки. 5. Охлаждение после окончательной деформации со скоростью менее 1,0 град/с и до температуры менее чем на 100°С ниже Аr1 может привести к рекристаллизации феррита и возникновению разнозернистости. Охлаждение после окончательной деформации со скоростью более 4,0 град/с и до температуры более чем на 180°С ниже Аr1 способствует протеканию процесса a-b-превращения по промежуточному механизму и снижению пластичности и хладостойкости металла. 6. Качественный и количественный составы стали выбраны из следующих соображений: углерод, марганец, ванадий, ниобий, титан и азот способствуют формированию мелкозернистого, Однородного зерна феррита в процессе термомеханической обработки и обеспечивают необходимый уровень прочности, пластичности и хладостойкости, При сварке в зоне термического влияния комплексное используемое микролегирование титаном, ниобием и ванадием позволит исключить разупрочнение зоны термического влияния и сохранить мелкозернистую структур у с высокой низкотемпературной вязкостью. Кремний и алюминий в выбранных пределах обеспечивают получение глубокой раскисленности стали и отрицательно не влияют на низкотемпературную вязкость и хладостойкость. Отношение кальция к сере в заявленных пределах способствует полной глобуляризации сульфидных включений и повышению ударной вязкости при отрицательных температурах. 7. Превышение суммарного содержания микролегирующи х ниобия, титана и ванадия при сварке вызывает образование промежуточных структур и снижает хладостойкость и низкотемпературную вязкость зоны термического влияния. Медь и никель в заявленных пределах способствуют обеспечению необходимых прочностных свойств, не снижая при этом других показателей качества. Параметры подогрева после охлаждения и достижения температуры на 100-180°С ниже Аr1 обеспечивают релаксацию деформационных напряжений в матрице и повышение пластичности металла. Пример. Сталь была выплавлена в 350-тонном кислородном конвертере и после внепечного рафинирования разлита на МНЛЗ. Химический состав стали был следующим, мас.%: углерод 0,10; марганец 1,35; кремний 0,27; ниобий 0,075; ванадий 0,05; титан 0,025; кальций 0,0057; азот 0,0065; медь 0,16; никель 0,15; алюминий 0,03; сера 0,0045. Отношение Ca/S было 1,25: суммарное содержание ниобия, ванадия и титана было 0,10 мас.%. Прокатку производили на двухклетьевом реверсивном стане 3600. Температура нагрева составляла 1180°С. Температура завершения предварительной деформации была 950°С, охлаждение до начала чистовой деформации проводили со скоростью 1,2 град/с. Температура начала чистовой деформации 815°С, а завершения - 740°С. Охлаждение после завершения деформации осуществляли со скоростью 2,5 град/с водовоздушной смесью до температуры 490°С, после чего раскат подогревали со скоростью 1,7 град/с до 630°С и затем охлаждали до комнатной температуры на воздухе со скоростью 1,2 град/с. Возможно после операции охлаждения со скоростью 2,5 град/с, после достижения температуры 490°С, дальнейшее охлаждение производить замедленно, например, в стопе со скоростью 0,2 град/с. Испытания механических свойств осуществляли на поперечных образцах. Механические свойства на растяжение определяли на плоских пятикратных образцах, а на ударную вязкость - на образцах Шарпи при 20°С и Менаже при -60°С. Хладостойкость металла определяли по результатам сериальных испытаний образцов ДВТТ при 80% вязкой составляющей в изломе. Низкотемпературную вязкость металла зоны термического влияния после сварки определяли на образцах Шарпи при температуре -20°С. Химический анализ изготовленных образцов представлен в табл. 1, параметры заявленного и известного способов - в табл. 2. Из полученных результатов видно, что предложенный способ термомеханической обработки слябов из малоперлитной стали обеспечивает получение высокой прочности, пластичности и хладостойкости стали при сохранении высокой низкотемпературной вязкости зоны термического влияния после сварки.