Исследование сталей с различными вариантами химического состава, обеспечивающими повышение качества непрерывнолитых заготовок для нефте-газопроводных труб тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.02, кандидат наук Чубуков Михаил Юрьевич

• Чубуков Михаил Юрьевич
• кандидат наук
• 2019

Оглавление диссертации кандидат наук Чубуков Михаил Юрьевич

Введение

Глава 1 АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР ЛИТЕРАТУРНЫХ ДАННЫХ ПО СОВРЕМЕННЫМ СПОСОБАМ ПОЛУЧЕНИЯ КАЧЕСТВЕННОЙ НЕПРЕРЫВНОЛИТОЙ ЗАГОТОВКИ

1.1 Затвердевание непрерывнолитых заготовок

1.2 Основные виды дефектов непрерывнолитых заготовок и способы их устранения

1.3 Влияние химического состава на качественные показатели непрерывнолитых заготовок и современные методы исследования горячей пластичности непрерывнолитых заготовок

1.4 Влияние неметаллических включений на качество металла

1.5 Способы повышения качества непрерывнолитых заготовок с точки зрения конструктивных и технологических факторов

Выводы по аналитическому обзору литературы

Глава 2 МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1 Обоснование выбора исследуемых марок сталей

2.2 Методика проведения физического моделирования процессов затвердевания непрерывнолитых заготовок

2.3 Методика проведения компьютерного моделирования выделения карбидных фаз и фазовых составляющих при кристаллизации непрерывнолитых заготовок

2.4 Методика проведения компьютерного моделирования динамики затвердевания непрерывнолитых заготовок

2.5 Методика проведения лабораторных исследований металла непрерывнолитых заготовок

2.5.1 Методика исследований макроструктуры непрерывнолитых заготовок

2.5.2 Методика исследований параметров литой структуры

2.5.3 Методика определения химической неоднородности литого металла непрерывнолитых заготовок

2.5.4 Методика идентификации и оценки загрязненности стали неметаллическими включениями

2.5.5 Методика исследования микроструктуры

2.5.6 Методика оценки качества металла труб, полученных из сталей различных схем легирования

Заключение по главе

Глава 3 ТЕХНОЛОГИЯ ВЫПЛАВКИ, ВНЕПЕЧНОЙ ОБРАБОТКИ И РАЗЛИВКИ НЕПРЕРЫВНОЛИТЫХ ЗАГОТОВОК ИЗ ИССЛЕДУЕМЫХ МАРОК СТАЛИ

Заключение по главе

Глава 4 МОДЕЛИРОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ И ВЫДЕЛЕНИЯ ФАЗОВЫХ СОСТАВЛЯЮЩИХ

4.1 Физическое моделирование процесса затвердевания непрерывнолитых заготовок

4.2 Расчет выделения фазовых составляющих и карбидных фаз при кристаллизации непрерывнолитых заготовок различных химических составов

4.3 Моделирование процессов затвердевания непрерывнолитых заготовок из низкоуглеродистых марок сталей

Заключение по главе

Глава 5 РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ МЕТАЛЛА ПРОМЫШЛЕННЫХ ПАРТИЙ

5.1 Исследование макроструктуры непрерывнолитых заготовок

5.2 Исследование распределения неметаллических включений в исследуемых сталях

5.2.1 Особенности распределения неметаллических включений на различных стадиях металлургического передела в условиях ЭСПЦ

5.2.2 Распределение неметаллических включений по сечению непрерывно-литых заготовок из исследуемых сталей

5.3 Исследование химической неоднородности по сечению непрерывнолитых заготовок

5.4 Исследование микроструктуры непрерывнолитых заготовок

Заключение по главе

Глава 6 ВЛИЯНИЕ ПОВЫШЕНИЯ КАЧЕСТВА НЕПРЕРЫВНОЛИТЫХ ЗАГОТОВОК НА КАЧЕСТВЕННЫЕ ПОКАЗАТЕЛИ ЛИНЕЙНЫХ БЕСШОВНЫХ ТРУБ В АО «ВТЗ»

6.1 Исследование микроструктуры бесшовных труб

127

6.2 Оценка качественных показателей трубной продукции

Заключение по главе

Заключение по диссертационной работе

Список литературы

Приложение А

Введение

На текущий момент порядка 97-98% объема производимой в мире стали, разливается на машинах непрерывной разливки стали. Обеспечивая высокую экономическую эффективность, энерго- и ресурсосбережение, полную адаптацию к конкретным сталеплавильным цехам, процесс непрерывной разливки стали позволяет получать высококачественную непрерывнолитую заготовку с высоким уровнем выхода годного.

С учетом широкой области применения непрерывнолитых заготовок, одним из самых актуальных векторов направления черной металлургии является производство заготовок широкого номенклатурного ряда для бесшовных нефте-газопроводных и газлифтных труб. Усложнение условий добычи и транспортировки углеводородов обуславливает постоянное повышение требований нефтегазовой промышленности к уровню свойств трубной продукции, что требует интенсификации работ по повышению технологических свойств и качественных показателей непрерывнолитых заготовок, используемых для производства бесшовных труб. Залогом получения высоких прочностных характеристик бесшовных труб наряду с высоким уровнем их сопротивления разрушению по хрупкому механизму при низких температурах является изготовление высококачественной непрерывнолитой заготовки с минимальной химической и структурной неоднородностью.

Основной вектор по повышению качественных показателей непрерывнолитых заготовок направлен на оптимизацию ряда технологических параметров отдельных узлов машины непрерывной разливки стали и модернизацию конструкции на основе известных закономерностей и обобщенного производственного опыта. Внесение кардинальных конструктивных изменений в установки непрерывной разливки сталей является крайне сложным, в связи с чем, одним из наиболее оптимальных путей повышения уровня качественных показателей непрерывнолитых заготовок является

совершенствование химического состава трубных сталей для производства бесшовных труб.

Внесение кардинальных технологических изменений в установки непрерывной разливки сталей является крайне затруднительным, в связи с чем, одним из наиболее перспективных путей повышения уровня качественных показателей непрерывнолитой заготовки является совершенствование химического состава сталей, применяемых для производства бесшовных труб. Уменьшение содержания углерода в сталях, введение микролегирующих элементов, обеспечивающих измельчение зерна и упрочнение стали, являются наряду с другими способами воздействия, эффективными мероприятиями по достижению требуемых качественных показателей непрерывнолитых заготовок. Уменьшение содержания углерода также позволит снизить уровень химической и структурной неоднородности, а с учетом добавок микролегирующих элементов позволит повысить и уровень вязкопластичных характеристик трубной продукции. Другим немаловажным и недостаточно изученным фактором является влияние химического состава стали на качественные показатели непрерывнолитых заготовок, а именно, на формирование горячих трещин, связанных с недостаточно высокой горячей пластичностью непрерывнолитых заготовок.

Актуальность темы исследований, проведенных в рамках настоящей работы, обусловлена высокой научной и практической значимостью проблемы снижения уровня поверхностных дефектов непрерывнолитых заготовок, предназначенных для производства бесшовных нефте- газопроводных и газлифтных бесшовных труб. Совершенствование химического состава сталей для производства непрерывнолитых заготовок, позволяющее снизить уровень дефектов, и способствующее повышению показателей уровня выхода годного с одновременным повышением показателей свойств горячекатаных труб, является актуальным направлением в области повышения конкурентоспособности отечественной металлопродукции и ее качества.

Степень разработанности темы исследования. Работы по изучению влияния химического состава сталей на качественные показатели непрерывнолитых заготовок являются актуальными и значимыми в связи с интенсивным развитием нефтегазодобывающих отраслей. В настоящее время над данной тематикой занимались и занимаются ряд российских и иностранных ученных Эфрон Л.И., Куклев А.В., Чичкарев Е.А., Матросов Ю.И., Колбасников Н.Г., Дождиков В.И., Смирнов А.Н., Dieter Senk, Vicent Guyot, Brune Tobias, Banks K.M. и др. На основе их трудов было установлено, что непрерывнолитые заготовки из низко- и среднеуглеродистых сталей имеют определенный температурный диапазон пониженной горячей пластичности, что и является первопричиной образования дефектов на поверхности непрерывнолитых заготовок, а изменение химического состава стали оказывает непосредственное влияние на процесс затвердевания и комплекс характеристик непрерывнолитых заготовок.

Ввиду многообразия и вариативности химических составов, особенностей технологии и оборудования для производства непрерывнолитых заготовок на текущий момент определены лишь основные направления по повышения качества непрерывнолитых заготовок, однако, не до конца изучены особенности влияния той или иной схемы легирования стали на конечные свойства непрерывнолитых заготовок с учетом сортаментного ряда и индивидуальных особенностей производства стали.

Целью работы является исследование влияния различных вариантов химического состава на особенности строения, структуры, распределения неметаллических включений и свойства непрерывнолитых заготовок для повышения их качественных показателей.

Для достижения поставленной цели сформулированы следующие задачи исследования:

1. Проведение оценки влияния схемы легирования стали и содержания углерода на особенности структуры и строения непрерывнолитых заготовок;

2. Исследование поведения затвердевающей корочки непрерывнолитых заготовок из сталей с различными схемами легирования;

3. Проведение экспериментального исследования на базе математического моделирования особенностей кинетики фазовых превращений и выделений мелкодисперсных фаз в процессе кристаллизации и последующего охлаждения непрерывнолитых заготовок для химических составов сталей с различными вариантами легирования.

4. Проведение исследования микро- и макроструктуры, распределения неметаллических включений по составу и количеству в непрерывнолитых заготовок промышленной выплавки с целью оценки влияния схемы легирования на качественные показатели непрерывнолитых заготовок;

5. На основе концепции по снижению углерода и введению карбо-нитридообразующих микролегирующих элементов разработка новых высокоэффективных сталей для производства бесшовных нефте- газопроводных труб групп прочности Х42-Х70 с повышенным уровнем механических характеристик и эксплуатационных свойств.

Объектом исследования являлись непрерывнолитые заготовки круглого сечения диаметром 410 мм из низколегированных сталей для бесшовных труб, производимые в АО «ВТЗ». Для решения поставленной в диссертационной работе задачи были выбраны непрерывнолитые заготовки из сталей, существенно отличающиеся между собой содержанием углерода и схемой легирования. Опытные стали относятся к четырем группам: 1 - низкоуглеродистые с микролегированием ванадием и ниобием (с содержанием углерода до 0,07%); 2 -низкоуглеродистые кремнистые (с содержанием углерода 0,08-0,10%); 3 -низкоуглеродистые с микролегированием ванадием (с содержанием углерода 0,11-0,15%); 4 - среднеуглеродистые с микролегированием ванадием (с содержанием углерода 0,18-0,22%). Исследуемые непрерывнолитые заготовки из рассматриваемых сталей в рамках технологического цикла производства бесшовных труб подвергались горячей обработки давлением и последующей улучшающей термообработке.

Предметом исследования являлось выявление особенностей формирования основных кристаллических зон, химической и структурной неоднородности в круглых непрерывнолитых заготовках промышленной выплавки из опытных сталей, обусловленных химическим составом, условиями теплоотвода, сегрегацией основных химических легирующих элементов.

Методология и методы исследования. В процессе выполнения работы использовался широкий спектр современных методов исследований, включая различные методики оценки макроструктуры непрерывнолитых заготовок, химической неоднородности, металлографический анализ с использованием оптического и электронного микроскопа, рентеноспектральные и микрорентгеноспректральные методы оценки состава элементов, современную установку для физического моделирования процессов затвердевания непрерывнолитых заготовок, современные программные комплексы для компьютерного моделирования.

Для решения поставленных задач использовали: методы определения химического состава на оптико-эмиссионном спектрометре «Spectrolab LAVM 10», методы оптической (микроскоп МЕТАМ ЛВ-41) и электронной (двухлучевой электронный сканирующий микроскоп FEI Versa 3D) микроскопии, методы проведения разрывных испытаний на разрывной машине Zwick 1200, методы проведения ударных испытаний на копре маятниковом 300 FM.

Экспериментальные исследования реализованы в условиях ЮжноУральского государственного университета (ЮУрГУ, г. Челябинск) на лабораторной установке для физического моделирования Gleeble 3800 c использованием модуля PocketJaw, в условиях Санкт-Петербургского политехнического университета Петра Великого (СПБПУ им. Петра Великого) в программном комплексе FactSage с использованием баз данных SGTE, FSteel, а также в условиях АО «ВТЗ» в программном комплексе «Poligon Soft».

Научная новизна работы

1. Экспериментально установлено, что при снижении содержания углерода в стальной непрерывнолитой заготовке с 0,20 до 0,07 % ускоренное

развитие получает процесс кристаллизации в зоне мелких равноосных кристаллов, что приводит к увеличению её протяжённости с 10 до 64мм за счёт возрастания скорости продвижения твёрдой фазы с 0,30 до 0,45 мм/с. Выявлено, что за счёт ускоренного затвердевания, обусловленного пониженной концентрацией углерода в стали, и подавления ликвационных явлений, обусловливающих обогащение междендритных пространств неметаллическими включениями и ликвирующими примесями, химическая неоднородность по сечению непрерывнолитых заготовок снижается в 1,7 - 2,5 раза, а распределение неметаллических включений имеет более равномерный характер.

2. Определён механизм снижения горячей пластичности коркового слоя непрерывнолитых заготовок при температурах 800-1000°С, за счет выделения в данном температурном интервале карбидных/нитридных/карбонитридных фаз, что приводит к образованию горячих трещин на поверхности заготовок.

3. Показано, что для получения непрерывнолитой заготовки с минимальной склонностью к образованию поверхностных трещин, благоприятным расположением неметаллических включений, минимальной ликвацией примесей концентрацию углерода в стали необходимо поддерживать на уровне, не превышающем 0,07%, для обеспечения требуемого уровня прочностных характеристик конечной трубной продукции уровень марганца должен находиться в пределах 1,30-1,50%, а для обеспечения повышенного уровня вязкопластичных свойств труб уровень ванадия и ниобия должен находится в диапазоне 0,03-0,05%.

Практическая значимость работы

Результаты диссертационной работы позволили провести анализ и коррекцию технологии производства непрерывнолитых заготовок для бесшовных труб нефтяного сортамента в АО «Волжский трубный завод» с целью повышения качественных показателей трубной продукции.

1. На основе моделирования процесса затвердевания непрерывнолитых заготовок определен рациональный базовый химический состав низкоуглеродистой доперитектической стали для производства бесшовных

линейных труб и резервы увеличения горячей пластичности непрерывнолитых заготовок. Разработана эффективная технология производства бесшовных труб, удовлетворяющих требованиям отечественных и зарубежных стандартов, внедренная на АО «ВТЗ» (г. Волжский). Разработанные химические составы трубных сталей внесены в корпоративный марочник сталей СТО ТМК.

2. Разработано и запатентовано два способа производства бесшовных труб из доперитектической стали, согласно которым применяется 2 разработанных химических состава, позволяющих получить высококачественную трубную продукцию с повышенным уровнем выхода годного (снижение количества дефектов непрерывнолитых заготовок типа «ужимина» и «микротрещина»). Предложенные решения позволили сократить брак непрерывнолитых заготовок на 1,54%, брак труб по причине наличия сталеплавильных дефектов на 7,23%.

3. Предложена методика проведения физического моделирования термодеформационного воздействия на корочку затвердевающего металла, позволяющая оценивать уровень прочностных свойств и уровень горячей пластичности непрерывнолитых заготовок из низкоуглеродистых сталей.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Результаты экспериментального исследования горячей пластичности и прочностных характеристик затвердевшей корочки непрерывнолитых заготовок из сталей марок 06ГФБА, 09Г2С и 13ГФА.

2. Результаты экспериментального исследования выделения фазовых составляющих в процессе затвердевания коркового слоя непрерывнолитых заготовок из сталей марок 04ГФБА, 05ГФБА, 06ГФБА, 07ГФБА, 08Г2С, 09Г2С, 13ГФА и 20ФА.

3. Результаты экспериментального исследования динамики затвердевания отливок из сталей марок 06ГФБА, 09Г2С и 20ФА.

4. Результаты промышленного опробования производства бесшовных труб из сталей марок 06ГФБА, 09Г2С, 13ГФА и 20ФА.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Исследование сталей с различными вариантами химического состава, обеспечивающими повышение качества непрерывнолитых заготовок для нефте-газопроводных труб»

Апробация работы

Результаты работы представлены:

- на XV Международном Конгрессе сталеплавильщиков и производителей металла «ISCON 2018», г. Тула, 2018г.;

- на международной конференции International Scientific Conference «FarEastCon - Materials and Construction», Владивосток, 2-4 Октябрь, 2018;

- на первом форуме молодых ученых юга России «лидеры перемен», г. Волгоград, 2018г;

- Всероссийской молодежной конференции «Современное материаловедение: традиции отечественных научных школ и инновационный подход». ВИАМ, г. Геленджик, 2017г.;

- XVII Международной конференции «Современные проблемы электрометаллургии стали», г. Челябинск, 2017г.;

- VII Международной конференции «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов» ДФМН, г. Москва, 2017г;

- XXII Региональной конференции молодых ученых Волгоградской области, ВолгГТУ, г. Волгоград, 2017г.;

- VII конференции молодых специалистов «Перспективы развития металлургических технологий», ФГУП ЦНИИчермет им. И.П. Бардина, г. Москва, 2016г.;

- XX Региональной конференции молодых исследователей Волгоградской области, ВолгГТУ, г. Волгоград, 2016г;

- IX Молодежная научно-техническая конференция Трубной Металлургической Компании, г. Сочи, 2013 г.;

- XI Молодежная научно-техническая конференция Трубной Металлургической Компании, г. Сочи, 2015 г.

Степень достоверности результатов исследований. Теоретические и численные исследования, выполненные на основе фундаментальных законов термодинамики и современных численных методов, а также экспериментальные исследования, выполненные с применением поверенных приборов, технических

средств и современных методик обработки данных, с достаточной для практики сходимостью свидетельствуют о достоверности полученных в диссертационной работе результатов.

Публикации

Основополагающие результаты диссертационной работы изложены в 6 рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК, из них 3 публикации проиндексированы в наукометрической базе Scopus. Выработано 2 технических решения на способ производства бесшовных труб, которые защищены патентами РФ и экономически обоснованы при производстве бесшовных труб.

Структура и объем диссертации

Диссертационная работа состоит из введения, шести глав, заключения, изложена на 153 страницах машинописного текста (без приложений), включающего 77 рисунков, 25 таблиц, список использованных источников из 102 наименований отечественных и зарубежных авторов.

Глава 1 АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР ЛИТЕРАТУРНЫХ ДАННЫХ ПО СОВРЕМЕННЫМ СПОСОБАМ ПОЛУЧЕНИЯ КАЧЕСТВЕННОЙ НЕПРЕРЫВНОЛИТОЙ ЗАГОТОВКИ

Производство качественной продукции, отвечающей всем требованиям современных проектов начинается с непрерывной разливки стали. На сегодняшний день непрерывная разливка является одним из важнейших элементов сталеплавильного производства и позволяет обеспечить не только получение качественной металлопродукции, но и экономию металла, энергоресурсов, улучшение экологической обстановки.

Основные усилия в области непрерывной разливки стали направлены на разработку эффективных технологий, способствующих снижению физической, химической и структурной неоднородности в кристаллизующихся расплавах [1, 2]. Процессы кристаллизации и затвердевания металлов играют очень важную роль в формировании их свойств, влияя как на массу факторов, основными из которых являются распределение кристаллов в отливке, ликвация примесей, конвективное движение расплава в затвердевающем объеме и, как следствие, развитие физической и химической неоднородностей. В решение этих вопросов внесли большой вклад труды зарубежных и российских ученых: А.Н. Смирнова, Е.А. Чичкарева, М Флемингса, В.А. Ефимова, И. Шуберта, Ф. Фрике, El-Bealy M.O, Isobe К, А.С. Эльдарханова, S. Mazumdar. Б. Чалмерса и др.

В контексте проведенных автором работы исследований, основным направлением проводимого литературного обзора будут служить актуальные исследования в области производства сортовых и круглых непрерывнолитых заготовок, применяемых для производства сварных и бесшовных труб для нефтегазодобывающих отраслей.

1.1 Затвердевание непрерывнолитых заготовок

Основными задачами металлургической отрасли являются в настоящее время повышение конкурентоспособности производимой продукции за счёт снижения её себестоимости и получение металлоизделий, удовлетворяющих мировым стандартам качества. Не менее важным является освоение новых сегментов рынка, связанных с усложнением профиле - марочного сортамента заготовок.

В настоящее время на большинстве металлургических предприятий получение проката осуществляют по схеме 2 (рисунок 1), при этом значительно сокращаются трудо- и энергозатраты, повышается выход годного металла.

сталеразливочныи ковш

промежуточный ковш

сляб

разливка в слитки: Тподг.лит.осн.+Т разл + т затв

нагрев слитков под ОМД:

Тнагр

прокатка на блюм или сляб:

\Тпр

блюм

£

£

т

Листопрокатный цех

Сортопрокатный цех

Листопрокатный Сортопрокатный Трубопрокатный

цех

цех

цех

схема 1

схема 2

Рисунок 1 - Схема получения проката на металлургических предприятиях

[3]

Современный уровень производства позволяет получать непрерывно литую заготовку, максимальным диаметром до 600 мм [4], при этом в осевой части непрерывнолитой заготовки имеет развитие осевая рыхлость [5], которая при получении труб гарантировано удаляется в отход.

Улучшение качества трубных сталей является главной задачей для заводов специализирующихся на получении бесшовных труб различного назначения. Одним из факторов, влияющих на качество бесшовных труб, является получение оптимального химического состава, который определяет макро и микроструктуру, а также технологические свойства готовых изделий.

Разливка стали методом непрерывной разливке имеет следующие основные особенности [6]:

1. В разрез традиционному способу разливки в изложницы, разливка на УНРС осуществляется беспрерывно, при этом металл непрерывно перемешивается в кристаллизаторе, что оказывает влияние на условия всплывания неметаллических включений, развитие ликвации; при ударе потока о поверхность металла в кристаллизаторе образуются брызги, на поверхности металла имеет место волновое движение жидкости.

2. Присутствие вспомогательного участка, на котором обширная поверхность металла находится в контакте с окружающим воздухом, может вызывать дополнительное вторичное окисление металла.

3. Боковые плоскости слитка, кристаллизующиеся при непрерывной разливке, подвергаются более сильному остыванию, что способствует улучшению структуры получаемой непрерывно-литой заготовки. В самом кристаллизаторе образуется относительно тонкая корочка, основная масса металла кристаллизуется в следующей за кристаллизатором зоне вторичного охлаждения. Даже незначительный дефект в закристаллизовавшимся поверхностном слое может вызвать прорыв металла или получение заготовки с неудовлетворительной поверхностью. За время прохождения металла через кристаллизатор удаётся отвести не менее 20% общего количества тепла, выделившегося в процессе кристаллизации слитка, по мере увеличения производительности установки это количество становится всё меньше. Прочность образующегося коркового слоя, зависящая от качества металла, имеет при непрерывной разливке особое значение. К примеру, сера оказывает сильное отрицательное воздействие на прочность металла при высоких температурах.

4. Сечение непрерывно литой заготовки как правило значительно меньше сечения слитка, отлитого в изложницу; для получения равных размеров готового проката суммарное обжатие при прокатке металла, отлитого непрерывным способом, меньше чем металла, отлитого в изложницы. Отмечено [6], что при обработке металла давлением уменьшаются в размерах или исключаются многие внутренние дефекты слитка, измельчается и становится более однородной структура металла, уменьшается балл неметаллических включений, повышаются показатели механических характеристик.

5. Разливка плавки через разливочные стаканы небольшого диаметра, используемые в промежуточных ковшах, длится в два-три раза дольше, чем разливка в изложницы, поэтому требуется использование металла с более высокой температурой. Перегрев металла связан с насыщением металла газами и оказывает влияние на развитие ликвационных процессов.

Заливка металла в кристаллизатор сопровождается турбулентным перемещением больших объемов жидкого металла, что в свою очередь оказывает существенное влияние на процессы массо- и теплопереноса. На начальном этапе процесса затвердевания непрерывнолитой заготовки происходит охлаждение жидкой стали до температуры начала затвердевания (температура ликвидус), а также появление зародышей твердой фазы в зонах интенсивного отвода тепла. Кроме того, при кристаллизации многокомпонентных расплавов возникает диффузионное переохлаждение, связанное с ликвацией компонентов расплава. В данном случае, под ликвацией понимается различие химического состава твердой и жидкой фаз, возникающее при кристаллизации [6].

Процесс кристаллизации начинается у стенок кристаллизатора, где имеет место наиболее интенсивный теплоотвод. В этом месте образуется зона коркового слоя, состоящего из мелких разноориентированных кристаллов. После коркового слоя происходит образование столбчатых кристаллов (дендритов). Одновременно с описанными выше процессами в жидкой сердцевине заготовки, примыкающей к зоне дендритов, в центрах кристаллизации происходит образование глобулярных кристаллов [7].

На текущий момент для реальных процессов затвердевания непрерывнолитых заготовок целесообразней всего руководствоваться теорией, учитывающей положения как объемной, так и последовательной кристаллизации [7]. При этом механизм кристаллизации рассматривается следующим образом. При соприкосновении жидкого металла со стенками кристаллизатора образуется тонкий корковый слой из различноориентированных кристаллов. Образование данного слоя связано в первую очередь со значительным переохлаждением жидкого металла в момент его соприкосновения со стенками кристаллизатора и согласуется с положениями теории объемной кристаллизации. Далее, по мере затвердевания, отвод тепла от жидкого металла продолжает преобладать над его притоком к затвердевшему слою. В данном случае происходит образование кристаллов, направленных противоположно направлению теплоотвода и формирующих зону столбчатых кристаллов. Формирование этой зоны проходит в условиях значительного переохлаждения и большого температурного градиента, а скорость продвижения границы раздела фаз описывается основным законом последовательной кристаллизации.

Далее, с течением времени и увеличением толщины затвердевшего слоя увеличивается его термическое сопротивление теплоотводу, происходит уменьшение температурного градиента по сечению слитка и рост столбчатых кристаллов замедляется. К этому времени в жидкой сердцевине слитка, температура которой уже близка к температуре кристаллизации металла, появляется значительное количество центров кристаллизации в виде обломков кристаллитов, скоплений неметаллических включений и других примесей, препятствующих росту дендритов и являющихся центрами кристаллизации. Таким образом, столбчатые кристаллы начинают расти во всех направлениях в осевой зоне и получает развитие объемная кристаллизация. На протяженность зон влияет ряд факторов, к которым можно отнести следующие [7]:

• Химический состав кристаллизующегося металла;

• Газонасыщенность металла;

• Температура металла;

• Скорость разливки металла;

• Протяженность зоны двухфазного состояния;

• Продолжительность затвердевания и др.

Из указанных выше факторов наиболее важными в разрезе влияния на качественные показатели непрерывнолитого слитка являются зона двухфазного состояния при затвердевании [7] и химический состав стали, определяющий интервал кристаллизации стали.

Исходя из вышеизложенного, наиболее оптимальным с точки зрения процессов кристаллизации и затвердевания непрерывнолитого слитка будет являться химический состав стали с наименьшим интервалом кристаллизации и, соответственно, с наименьшей протяженностью двухфазной зоны.

Формирование кристаллических зон и управление ими возможно и с помощью изменения температурно-временных режимов затвердевания непрерывнолитых слитков, однако, в данном случае длительное время разливки металла и наличие промежуточного ковша потребует необходимость гораздо большего перегрева металла.

Авторам в работе [8] за счет использования режима ассиметричного охлаждения с уменьшением расхода воды по малому радиусу с IV ЗВО на 2550%, удалось обеспечить стабильное рассогласование температуры по сечению непрерывнолитых заготовок. При этом, значительное уменьшение рассогласования температур широких граней слитка привело к созданию условий кристаллизации более близких к симметричным, что в свою очередь нашло отражение в изменении макроструктуры слитка (рисунок 2).

1 - Опытный ручей; 2 - Базовый вариант Рисунок 2 - Схема макроструктура непрерывнолитых слитков при различных условиях охлаждения [8]

Авторы [8] поясняют, что при переходе на ассиметричный режим охлаждения зоны: (а) - зона неориентированных мелкозернистых равноосных кристаллов практически не изменила размеров, (б, в) - зона ориентированной структуры уменьшилась по малому радиусу и увеличилась по большому, (г) -зона неориентированных кристаллов сместилась в направлении оси заготовки. Таким образом, за счет снижения рассогласования температуры поверхности противоположных широких граней и увеличения протяженности зоны неориентированной структуры по малому радиусу в значительной степени произошло улучшение качества осевой зоны непрерывнолитых заготовок [8].

В работе [9] показано, что повышение степени перегрева металла влияет на устойчивый рост зоны направленной кристаллизации (зоны столбчатых кристаллов) с одновременным уменьшением размеров зон корковых кристаллов и разноориентированных дендритов. Отмечается, что максимальное воздействие на структуру оказывает перегрев до 20°С, а перегрев свыше 25°С оказывает незначительное воздействие на изменение соотношения кристаллических зон. В общем случае соотношение зон составляет 75% (зона дендритов) - 25% (равноосная и зона мелких равноосных кристаллов в сумме) [9].

1.2 Основные виды дефектов непрерывнолитых заготовок и способы их устранения

В настоящее время мероприятия по улучшению непрерывнолитых заготовок являются актуальными для металлургических предприятий. Для того

чтобы знать как бороться с дефектами необходимо знать виды и природу их образования. Классификация и природа образования дефектов, напрямую зависит от технологии производства на каждом переделе.

Для идентификации дефектов, используют методы оптической металлографии и рентгеноструктурного или электронно-микроскопического анализа [10]. Металлографические исследования позволяют выявить морфологические и генетические признаки дефекта [11].

Изучение структурообразования в процессе затвердевания непрерывно-литого слитка с целью определения природы поверхностных трещин представляет значительный интерес. Все дефекты, встречающиеся в непрерывнолитых заготовках, можно условно разделить на следующие группы [6]:

- дефекты геометрической формы (профиля) заготовки;

- поверхностные и подповерхностные дефекты;

- внутренние дефекты, располагающиеся в теле непрерывнолитых заготовок.

Продольные поверхностные трещины, являются нарушениями сплошности в виде узких разрывов металла. Авторами [12] показано, что образование трещин в непрерывнолитом слитке связано с внутренними напряжениями, образующимися в процессе его формирования, и связано с пониженными прочностными и пластическими характеристиками в различных температурных интервалах.

Поверхностные продольные трещины, связанные с искажением профиля слитка, являются результатом увеличенной ромбичности заготовок, ужимин на поверхности или же выпучивания граней непрерывнолитых заготовок. Данный порок заготовки при его грубом развитии может привести к прорыву металла при нахождении слитка в зоне вторичного охлаждения.

Шлаковые включения, могут встречаться на поверхности непрерывнолитых заготовок и проникать внутрь металла и являются сложными включениями преимущественно силикатного характера. Образование шлаковых включений связывают с размывом огнеупоров ковшей, затягивания шлака из

промежуточного ковша и с зеркала кристаллизатора, всплытия в кристаллизаторе продуктов раскисления стали, колебаний уровня металла и т.п.

Наличие шлаковых включений на мениске металла в кристаллизаторе может привести к прорыву твердой корочки заготовки в зоне вторичного охлаждения под кристаллизатором.

Главные меры, которые позволяют уменьшить загрязненность непрерывнолитого слитка шлаковыми включениями, следующие: соблюдение заданных режимов раскисления стали;

1. Соблюдение температурных режимов;

2. Применение эрозионно стойких огнеупорных материалов;

3. Поддержание постоянного уровня металла в промковше и кристаллизаторе;

4. Правильный подбор ШОС и равномерная подача ее в кристаллизатор.

Пузыри на поверхности непрерывнолитой заготовки являются результатом

выделения газа при затвердевании слитка, при сгорании смазки в кристаллизаторе, при использовании огнеупоров и шлакообразующих смесей с повышенной влажностью и т.п. Наибольшее воздействие на пораженность заготовки рассматриваемым пороком оказывает уровень «свободного» кислорода в стали. Из-за повышенной скорости охлаждения заготовки, свойственной процессу непрерывной разливки, в металле присутствует «свободный» кислород для образования окиси углерода. Чтобы избежать образования газовых пор, уровень «свободного» кислорода в стали должен быть снижен до минимальных значений (особенно при разливке низкоуглеродистых марок стали), в связи с этим принципиально важным в технологической цепочке производства стали является эффективное проведение операции раскисления стали.

Поперечные поверхностные трещины располагаются по углам или граням непрерывнолитой заготовки в поперечном направлении, то есть, перпендикулярно направлению разливки металла. Поперечные трещины могут располагаться посередине граней, а также в углах заготовки.

Авторами работы [12], отмечено, что основные причины образования поперечных трещин является избыточная конусность или деформация рабочей поверхности кристаллизатора, недостаточное количество смазки или шлакообразующей смеси в кристаллизаторе, отклонения в центровке кристаллизатора относительно технологической оси ручья, отклонения при возвратно-поступательном движении кристаллизатора от рабочей траектории и т.п. Все это вызывает увеличение сил трения между слитком и рабочей поверхностью кристаллизатора.

Определяющим фактором, влияющим на образование поперечных трещин на поверхности заготовок, является настройка режима качания кристаллизатора. Еще одной причиной образования поперечных трещин является операция разгиба заготовки в случае, если она переохлаждена ниже области горячей пластической деформации.

Продольные трещины, не связанные с искажением профиля непрерывнолитой заготовки, могут располагаться непосредственно по углам, а также на некотором смещении от углов или по граням заготовок. На образование продольных трещин определенное влияние оказывает величина углового радиуса (сопряжения) гильз кристаллизаторов. Продольные трещины довольно трудно выявляются [12] и часто оцениваются как мелкие неоднородности, расположенные на поверхности сляба. Авторами работы [14] показано, что на формирование трещин оказывает влияние как начало разливки, так и смена сталеразливочного и промежуточного ковша. В работе японских исследователей [15] показано, что основной причиной формирования продольных трещин на непрерывнолитых слябах из перитектических сталей могут являться изменения объема металла за счет 5-у превращения при температуре перитектики. Отмечается [15] следующий алгоритм предотвращения образования трещин -стабилизация проникновения шлака в зазор между кристаллизатором и заготовкой, контроль установки погружного стакана, уменьшение времени установления стационарной скорости разливки.

1.3 Влияние химического состава на качественные показатели непрерывнолитых заготовок и современные методы исследования горячей пластичности непрерывнолитых заготовок

По мнению авторов [12, 14, 15] существенное влияние на вероятность возникновения продольных трещин оказывает химический состав стали. Наиболее опасным интервалом концентраций углерода является 0,10-0,14% -перитектическая область, связанная с превращением Ь+5 ^ Ь+ 5+ у^- 5+ у ^ у при кристаллизации и затвердевании. В данном случае является целесообразным переход в область с содержанием углерода <0,10%, где имеет место только превращение вида Ь+5^5^ у.

В работе [16] при исследовании влияния перитектического превращения на характер формирования структуры и качество стальных отливок авторами отмечается, что при затвердевании слитка происходит образование температурных площадок при перитектическом превращении на всю глубину расплава. Это, в свою очередь, способствует интенсификации колебательных явлений, ускоряющих слияние усадочных объемных микродефектов и заполнение их ликватами. Длительность тепловой площадки в зоне перитектического превращения будет определять степень полноты такого превращения и, соответственно, степень полноты трансформации пористости в более грубые дефекты.

В качестве основной характеристики склонности сталей различного химического состава к формированию продольных трещин в работе [17, 13] выделен ферритный потенциал:

Fp = 2.5(0.5 — [Сед]) (1.1)

где

Сед = [%С] + 0.04[%Мп] + 0.1[%М] + 0.7[%Ы] — 0Л4[%Б1] — 0.04[%Сг] —

0.1[%Мо] — 0.24 [%Т1] — 0.7[%51] (1.2)

Величина Бр>1 соответствует формированию полностью ферритной структуры в области солидуса (для чистого железа Бр=1,25). При Бр<0 формируется полностью аустенитная структура.

Автор работы [18] на основании рассмотренных выше взаимосвязей химических элементов установил, что ферритный потенциал является интегральной характеристикой условий перитектического превращения и связанных с ним технологических особенностей разливки. Ферритный потенциал зависит от массовой доли углерода, однако, определенное влияние на него оказывает и массовая доля марганца и кремния в стали, что подтверждается статистической обработкой данных (рисунок 3), проведенной автором работы[18].

а - |С|=0,08-0,11%; б - |С|=0,09-0,14%

Рисунок 3 - Влияние ферритного потенциала на объем зачистки перитектической стали [18]

Варьирование массовых долей марганца и кремния в пределах марочного состава (на 20-30%) позволило снизить объем зачисток. Уменьшение массовой доли углерода с 0,13-0,14 до 0,11-0,12% привело к увеличению объема зачистки в 1,5 раза. Для стали с массовой долей углерода 0,14-0,16% оптимальная (по величине ферритного потенциала) массовая доля марганца 1,35-1,50%. Снижение массовой доли марганца до 1,23-1,35% (при той же массовой доле углерода) существенного отражается на объеме зачистки (при отклонении химического состава металла от оптимального объем растет).

Авторы [19] при исследовании факторов, влияющих на появление на поверхности непрерывнолитых заготовок поперечных трещин выделяют 2 температурные области, связанные с пониженной пластичность стали:

1. Верхний температурный интервал хрупкости в области температуры солидус. В этом интервале незначительные напряжения могут приводить к

нарушению сплошности металла, формированию трещин преимущественно по границам зерен или дендритов вследствие низких значений прочности и пластичности кристаллического каркаса;

2. Нижний температурный интервал пониженной пластичности в области 600-1000°С. В рассматриваемом интервале образуются так называемые «холодные трещины», связанные с воздействием одновременно термических и механических растягивающих напряжений на поверхностные слои металла на участке разгиба непрерывнолитой заготовки в зоне вторичного охлаждения.

Влияние химического состава, в частности углерода на трещиночувствительность стали авторы работы [19] характеризуют величиной полного относительного удлинения и пластической деформацией, полученной в ходе испытаний на разрыв (рисунок 4).

О 0,2 0,4 0,6 Р

с.% и

Рисунок 4 - Трещиночувствительность стали в зависимости от содержания углерода [19]

Отмечено [19], что стали перитектического класса с содержанием углерода 0,17-0,2% имеют максимальную трещиночувствительность.

Не смотря на некоторое различие у разных авторов пиковых значений трещиночувствительности в зависимости от содержания углерода, все они находятся в диапазоне 0,1-0,2%, т.е. в перитектической области.

Авторами работы [20] проведена аналогичная вышеизложенной работа по оценке влияния химического состава стали на горячую пластичность микролегированых сталей. Кроме того, произведен термодинамический расчет

выделения карбидных, карбонитридных фаз. В результате авторами отмечено, что высокотемпературные провалы пластичности связаны с выделением сложных карбонитридных комплексов на основе ниобия, титана, а также выделений сульфидов по границам кристаллитов в виде эвтектик (Мп, Бе)8. Необходимо отметить, что оценку уровня механических характеристик при повышенных температурах в рассматриваемой работе проводили путем испытаний на растяжение стандартизированных цилиндрических образцов с предварительном подогревом в муфельной печи.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Чубуков Михаил Юрьевич, 2019 год

— - —

ас= —^^---100%, (2.3)

Ск

где —т;п(тах) - минимальное (максимальное) содержание элемента; — - содержание элемента в ковшевой пробе.

Поверхность для химического анализа подвергалась заточке на шлифовальном круге для обеспечения требуемой степени шероховатости. На каждом образце проводилось не менее 3-х замеров, расстояние между замерами составляло не менее 50 мм. Конечным результатом принималось среднее по результатам 3-х замеров на каждом образце.

2.5.4 Методика идентификации и оценки загрязненности стали неметаллическими включениями

Определение загрязненности и идентификация неметаллических включений проводилась на микрошлифах отобранных по сечению заготовки (см. рисунок 20), с использованием методов оптической (микроскоп МЕТАМ ЛВ-41) и электронной микроскопии (двухлучевой электронный сканирующий микроскоп FEI Versa 3D).

Идентификацию неметаллических включений, проводили с использованием методов оптической микроскопии (микроскоп МЕТАМ ЛВ-41). Включения изучали на металлографическом микроскопе используя поляризованный свет, светлое и тёмное поля зрения [84, 85, 86].

Химический состав характерных неметаллических включений, выявленных в исследуемых сталях проводили с использованием микрорентгеноспектрального анализа с помощью растровой электронной микроскопии (двухлучевой электронный сканирующий микроскоп FEI Versa 3D). Химический состав характерных неметаллических включений представлен на рисунках 25, 26, 27).

Рисунок 25 - Химический состав оксидных неметаллических включений,

х10000

а

б

а - сульфиды кальция, ><60000; б - сульфиды марганца, х4000 Рисунок 26 - Сульфидные неметаллические включения

15«: 30.0 0 Спи 0.000 кеУ Ое1: Ам11о Х 500 1!е50

Рисунок 27 - Химический состав оксисульфидных неметаллических включений, х25000

Подсчет загрязненности неметаллическими включениями проводился ГОСТ 1778 Метод Л. Для получения более полной картины распределения неметаллических включений подсчет проводили по всему сечению шлифа. Оценку загрязненности стали включениями производили под микроскопом на нетравленных шлифах.

Загрязненность шлифов оценивали отдельно по оксидным, сульфидным и оксисульфидным включениям (рисунок 28).

Загрязненность включениями плавки (И) вычисляли по формуле:

И = ^р (2.4)

где Ь - цена деления окулярной шкалы при данном увеличении в мкм;

а - среднее значение размеров включений в делениях окулярной шкалы; ш{ - количество включений данной группы; I - длина подсчета в мкм.

Рисунок 28 - Пример загрязнённости образца в окуляре микроскопа Оценка первого определения загрязненности может отличаться от оценки второго определения на величину ошибки, которая зависит от степени загрязненности металла и суммарной длины подсчета на плавку.

Для более точного определения загрязнённости неметаллическими включениями была подсчитана ошибка при эксперименте и количество замеров увеличено для получения действительных значений.

Предельную ошибку (аох) загрязненности вычисляли по формуле

<7-1,65

^ох =±--1=б- (2-5)

где а - среднее квадратичное отклонение распределения на 25 см длины подсчета;

1,65 - постоянный множитель для вероятности 0,9; I - выбранная длина для подсчета, см. Ошибка при определении загрязненности составляла 0,00015. В таблице 4 приведен принцип распределения групп включений по размерам в делениях окулярной шкалы.

Таблица 4 - Распределение групп включений по размерам в делениях окулярной шкалы

Размеры включений в делениях окулярной шкалы Средние значения размеров

Группы включений включений в делениях окулярной шкалы

1 0-2 1

2 2,1- 4,0 3

3 4,1- 6,0 5

4 6,1- 8,0 7

5 8,1-10,0 9

6 10,1-12,0 11

7 12,1-14,0 13

8 14,1-16,0 15

9 16,1-18,0 17

10 18,1-20,0 19

11 20,1-22,0 21

12 22,1-24,0 23

13 24,1-26,0 25

14 26,1-28,0 27

15 28,1-30,0 29

2.5.5 Методика исследования микроструктуры

Оценка микроструктуры проводилась согласно ГОСТ 8233 - 86. Подготовку шлифов к работе на микроскопе проводили по общепринятой методике, которая включала подготовку гладкой полированной поверхности, травление шлифов в двадцатипроцентном водном растворе азотной кислоты.

Выявления микроструктуры осуществлялось травлением в 4 % спиртовом растворе азотной кислоты (НЫ03).

Исследование микроструктуры проводилось методом оптической металлографии с помощью микроскопа МЕТАМ ЛВ - 41.

В дальнейшем протравленные образцы исследовались на микротвердость и с помощью оптического микроскопа Versa 3D были сделаны снимки поверхности для изучения микроструктуры сталей. При изучение микроструктуры было необходимо определения кристаллических составляющих таких как феррит и карбидная составляющая (перлит/бейнит/сорбит).

На микрошлифах с выявленной микроструктурой определялась микротвердость при помощи микротвердомера ПМТ - 3 с нагрузкой 20-100 г.

Метод измерения микротвердости основан на измерении линейной величины диагонали отпечатка d от вдавливания алмазной пирамиды с углом между гранями 136° под различной нагрузкой. В зависимости от твердости исследуемой фазы и величины нагрузки диагональ отпечатка может изменяться от нескольких до нескольких сот микрометров, что позволяет изучать структурные составляющие размером до 10 мкм.

Твердость Н определяется как отношение нагрузки к площади отпечатка

. ft

2 P-Sin— 1 854 •р

(2.6)

где а - угол при вершине между противолежащими гранями четырехгранной с квадратным основанием пирамиды (а =136°);

Р - нагрузка, кг;

d - длина диагонали, мм;

а =136°.

2.5.6 Методика оценки качества металла труб, полученных из сталей различных схем легирования

Для оценки влияния схемы легирования на качество получаемых труб, проведено исследования особенностей изменения качественных характеристик металла бесшовных труб диаметром 426 мм с толщиной стенки 18-24 мм. Бесшовные трубы изготавливались из непрерывно-литой заготовки из сталей 1-4

на стане поперечно-винтовой прокатки ТПА «159-426» в условиях АО «Волжский трубный завод» и подвергались последующей термообработке.

Прокат труб заключался в подогреве непрерывнолитых заготовок в печах с шагающими балками, прошивкой заготовок в полую гильзу на прошивном стане, раскаткой гильзы на непрерывном стане в плеть с последующим извлечением плети в извлекательно-калибровочном стане и ее порезки на мерные длины -трубы. Прошивка заготовок и получение полой гильзы проходило при температуре 1150-1300°С, раскатка в плеть происходила при температуре 1000-1100°С, охлаждение осуществлялось на спокойном воздухе. После горячего проката труб производилась их улучшающая термообработка по маршруту закалка в воду из аустенитной области при температурах 850-950°С и последующий высокий отпуск при температурах 570-660°С с выдержкой при заданной температуре отпуска не менее 1 мин на 1 мм сечения.

Пробы для оценки качественных характеристик, отбирались от труб, после проведения окончательной термической обработки, согласно API 5CT и ГОСТ 31443.

Отбор проб для контроля производился от каждой партии труб. За контролируемую партию принимались трубы одного размера и одной плавки, прошедшие термообработку по одному режиму. Количество труб в партии не превышало 100 шт. Отбор производился на ленто пильных станках, установленных на участке термообработки труб. Схема отбора проб от труб для проведения механических испытаний приведена на рисунке 29.

образец для испытания на растяжение проба для контроля

твердости

кольцо для контроля твердости

1

образец для

испытания на удар

по толщине трубы

Рисунок 29 - Схема изготовления образцов

Для определения уровня механических свойств металла труб, проводили разрывные испытания на цилиндрических образцах по ASTM A370, ГОСТ 10006. Ударные испытания проводили на полноразмерных поперечных образцах по Шарпи (острый надрез) согласно ASTM E23 и ГОСТ 9454 с определением работы

Л

удара KV (Дж), либо ударной вязкости KCV (Дж/см ) при температурах от 0 до -60°С.

Для проведения металлографических исследований от труб вырезались микрошлифы. Металлографические исследования проводились с использованием оптического микроскопа (МЕТАМ ЛВ-41) и электронного сканирующего микроскопа FEI Versa 3D. На электронном сканирующем микроскопе проводили оценку химического состава карбидных включений в исследуемых сталях.

Заключение по главе

1. Подобрано 4 опытных химических состава, используемых для производства магистральных труб, отличающихся между собой содержанием углерода (0,07%, 0,10%, 0,13% и 0,20%), а также схемой легирования;

2. Проведен отбор образцов от непрерывнолитых заготовок и труб исследуемых марок сталей для проведения дальнейшего изучения по описанным методикам;

3. Разработана методика физического моделирования поведения коркового слоя непрерывнолитых заготовок в процессе непрерывной разливки, методика определения термовременной природы выделения фазовых составляющих, а также методика компьютерного моделирования динамики затвердевания непрерывнолитых заготовок.

Глава 3 ТЕХНОЛОГИЯ ВЫПЛАВКИ, ВНЕПЕЧНОЙ ОБРАБОТКИ И РАЗЛИВКИ НЕПРЕРЫВНОЛИТЫХ ЗАГОТОВОК ИЗ ИССЛЕДУЕМЫХ

МАРОК СТАЛИ

Выплавку сталей, подобранных для проведения исследования осуществляли в АО «ВТЗ» в электропечи емкостью 150 т. Технология выплавки стали осуществлялась согласно технологических инструкций: «Выплавка стали в основной дуговой печи», «Внепечная обработка стали», «Обработка стали на агрегате вакуум-кислородного рафинирования».

Схема технологического процесса выплавки и разливки стали в условиях ЭСПЦ АО «ВТЗ» г. Волжский, приведена на рисунке 30.

ДСП

Печь-ковш

Вакууматор

УНРС

Рисунок 30 - Технологическая схема производства стали

Выплавка и внепечная обработка исследованных марок сталей, осуществлялась по существующей в ЭСПЦ схеме (см. рисунок 30) с одинаковыми технологическими параметрами разливки.

В металлозавалку помимо железного лома 9А, 12А, 3А, 2А, 5АЭ и ГБЖ (-15 тн.) добавлялся антрацит, Бе8165, Ее81Мд18. Помимо металлической завалки в печь производилась отдача шлакообразующих материалов (свежеобожженная известь с массовой долей оксида кальция СаО не менее 85%). Отдача шлакообразующих элементов осуществлялось 6 раз по ходу выплавки.

Далее, в ДСП осуществлялось плавление материалов и наводка окислительного шлака. Окислительный период начинался с момента достижения температуры металла 1530-1560°С. При этом, производился отбор проб для полного химического анализа, а также измерение температуры. В окислительный период осуществлялась подача угольного порошка на границу металл-шлак с целью вспенивания шлака с расходом до 350 кг/цикл. Окислительный шлак скачивался в шлаковые чаши. Со шлаком осуществлялось удаление окисляемых элементов, в том числе фосфора до требуемых пределов. Общая продолжительность выплавки составляла 54-64мин.

По достижению требуемого содержания углерода и температуры металла (не менее 1630°С) осуществлялся выпуск металла плавки в предварительно разогретый сталеразливочный ковш через эркер с донным сливным отверстием.

Во время выпуска исследуемых сталей из ДСП в сталеразливочный ковш добавляли карбид кремния БКК 85 в количестве 500 кг, раскислитель алюминиевый АВ-87 - 140 кг (0,9 кг/т) на плавку. Окончательное раскисление осуществлялось ферросиликомарганцем FeSiMn 18 на ПК-А (таблица 5). Доведение до окончательного химического состава, проводилось на агрегатах ПК-А, ПК-Б, ВКР, расход материалов и химический состав проб исследуемых сталей, приведены в таблицах 5, 6, 7, 8, 9, 10, 11, 12. Масса стали в сталеразливочном ковше 150 т.

Таблица 5 - Количество вводимых шихтовых материалов при получении стали 1

Наименование Агрегат

ПК-А ПК-А ПК-Б ПК-Б УВР

ALБPA, кг 50 - - - 10

Mn металлический, кг 1500 - - -

ФБГИ, кг 153 210 177 -

Известь, кг 593 790 1737 -

А1, кг 21,6 9,2 35,6 17,6 29,2

FeSiMn18, кг 760 178 162 -

SiCa, кг - - - - 40,6

FeSi65, кг 140 - 120 -

FeV кг 159,6 24,5 - -

FeNb, кг 16,1 121,5 - -

Графит, кг - - - 14,4

FeCrHY, кг - - 20 -

Рисовая лузга, кг - - - - 180

Температура, °С 1615 1632 1614 1647 1592

Химический состав, % Агрегат

ПК-А ПК-А ПК-Б ПК-Б УВР

Al 0,0086 0,0147 0,0150 0,0199 0,0265

C 0,0363 0,0454 0,0524 0,0578 0,0637

Si 0,1350 0,1940 0,2406 0,2303 0,2259

Сг 0,1027 0,1196 0,1302 0,1358 0,1373

V 0,0006 0,0415 0,0479 0,0480 0,0476

№ 0,0004 0,0373 0,0376 0,0374 0,0372

№ 0,0953 0,0933 0,0934 0,0938 0,0931

ТС 0,0009 0,0017 0,0017 0,0016 0,0016

Си 0,1911 0,1894 0,1875 0,1896 0,1885

Б 0,0012 0,0007 0,0005 0,0004 0,0004

Mo 0,0185 0,0183 0,0153 0,0164 0,0175

Sn 0,0105 0,0107 0,0106 0,0110 0,0107

Р 0,0110 0,0112 0,0118 0,0121 0,0120

S 0,0690 0,0209 0,0022 0,0022 0,0026

Таблица 7 - Количество вводимых шихтовых материалов при получении стали 2

Наименование Агрегат

ПК-А ПК-А ПК-Б ПК-Б УВР

ALБPA, кг - - - - -

Мп металлический, кг - - - - -

ФБГИ, кг - - - - -

Известь, кг - - - 943 -

Al, кг - - 23 - 22

FeSiMn18, кг - 228 60 - -

FeSi65, кг 365 - - - -

SiCa, кг - - - - 64

FeV кг - - - - -

FeNb, кг - - - - -

Графит, кг - - - - -

FeCrHY, кг - - - - -

Рисовая лузга, кг - - - - 180

Температура, °С 1552 1739 1656 1657 1595

Таблица 8 - Химический состав проб стали 2

Химический состав, % Агрегат

ПК-А ПК-А ПК-Б ПК-Б УВР

А1 0,3194 0,0082 0,0095 0,0133 0,0101

С 0,0864 0,0658 0,0736 0,0725 0,0721

Si 0,0130 0,3437 0,5086 0,5242 0,5482

Сг 0,0991 0,0921 0,0997 0,1021 0,1042

V 0,0009 0,0027 0,0030 0,0031 0,0031

№ 0,0005 0,0007 0,0008 0,0005 0,0007

№ 0,0896 0,0907 0,0903 0,0902 0,0889

ТС 0,0006 0,0008 0,0018 0,0019 0,0020

Си 0,1642 0,1640 0,1629 0,0112 0,1599

Б 0,0005 0,0009 0,0007 0,0008 0,0005

Мо 0,0105 0,0113 0,0112 0,1633 0,0112

Sn 0,0071 0,0083 0,0081 0,0133 0,0083

Р 0,0089 0,0140 0,0146 0,0147 0,0141

S 0,0590 0,0457 0,0269 0,0027 0,0034

аблица 9 - Количество вводимых шихтовых материалов при получении стали 3

Наименование Агрегат

ПК-А ПК-А ПК-Б ПК-Б УВР

ALБPA, кг 70 - - - -

Mn металлический, кг - - - - -

ВКПЛ-10, кг 820 - - - -

Известь, кг 2116 - 1220 - -

А1, кг - 43 - 31 39

FeSiMn18, кг 353 - 105 - -

FeSi65, кг - - 95 - -

SiCa, кг - - - - 51

FeV кг - - 30 - -

FeNb, кг - - - - -

Графит, кг - - - 47 -

ФШЗ-75, кг - - - 382 -

Рисовая лузга, кг - - - - 180

Температура, °С 1552 1739 1656 1657 1593

Таблица 10 - Химический состав проб стали 3

Химический состав, % Агрегат

ПК-А ПК-А ПК-Б ПК-Б УВР

Al 0,6551 0,0081 0,0084 0,0166 0,0272

C 0,1000 0,1035 0,1059 0,1213 0,1235

Si 0,0092 0,1861 0,1993 0,2175 0,2024

Сг 0,0885 0,1115 0,1169 0,1192 0,1211

V 0,0005 0,0008 0,0456 0,0576 0,0577

№ 0,0002 0,0003 0,0003 0,0003 0,0003

№ 0,1131 0,1167 0,1160 0,1155 0,1157

ТС 0,0005 0,0010 0,0012 0,0017 0,0014

Си 0,1760 0,1775 0,1774 0,1773 0,1769

Б 0,0006 0,0003 0,0004 0,0004 0,0004

Mo 0,0144 0,0155 0,0159 0,0156 0,0158

Sn 0,0092 0,0089 0,0086 0,0089 0,0090

Р 0,0090 0,0095 0,0092 0,0096 0,0109

S 0,0460 0,0039 0,0035 0,0014 0,0020

Таблица 11 - Количество вводимых шихтовых материалов при получении стали 4

Наименование Агрегат

ПК-А ПК-А ПК-Б ПК-Б УВР

ALБPA, кг - 44 - - 10

Мп металлический, кг - - - - -

ФБГИ-1, кг - 514 - 440 -

Известь, кг 2333 - 1492 - -

А1, кг 52 - - 14 24

FeSiMn18, кг 225 - 47 - -

FeSi65, кг 133 - 201 - -

SiCa, кг - - - - 118

FeV кг 163 - - - -

Антрацит, кг - 78 - 25 -

Графит, кг - - - - -

ФШЗ-75, кг - - - - -

Рисовая лузга, кг - - - - 180

Температура, °С 1552 1739 1656 1657 1592

Химический состав, % Агрегат

ПК-А ПК-А ПК-Б ПК-Б УВР

А1 0,4376 0,0159 0,0103 0,0258 0,0238

С 0,0594 0,0594 0,1785 0,1913 0,1926

81 0,0077 0,2099 0,2333 0,2544 0,2428

Сг 0,0865 0,1018 0,1029 0,1154 0,1178

V 0,0002 0,0003 0,0475 0,0478 0,0475

№ 0,0002 0,0002 0,0002 0,0002 0,0002

N1 0,1076 0,1078 0,1089 0,1078 0,1071

Т1 0,0010 0,0012 0,0014 0,0015 0,0015

Си 0,2255 0,2234 0,2241 0,2229 0,2208

В 0,0012 0,0002 0,0002 0,0002 0,0002

Мо 0,0134 0,0161 0,0149 0,0138 0,0131

8п 0,0129 0,0125 0,0125 0,0124 0,0123

Р 0,0116 0,0087 0,0094 0,0095 0,0093

8 0,0718 0,0055 0,0043 0,0027 0,0024

После выпуска стали из ДСП производилась доводка химического состава, микролегирование и рафинирование стали на установках «печь-ковш А» и «печь-ковш Б».

В ходе внепечной обработки металла проводились следующие технологические операции:

- доводка плавки по химическому составу до уровня требований марочного состава с помощью отдачи необходимого количества ферросплавов;

- усреднение металла по химическому составу и температуре путем продувки расплава аргоном через две пористые пробки в днище стальковша;

- нагрев до требуемой температуры;

- присадка порошковой проволоки с наполнителем из силикокальция для модифицирования включений и улучшения условий разливки;

- десульфурация металла (удаление серы).

Подача аргона для внепечной обработки стали осуществлялась через

аргонопровод, установленный в днище стальковша. Общая продолжительность

обработки стали аргоном составляла 40-60 мин на установке «печь-ковш А» и 90-5

120 мин на установке «печь-ковш Б» с расходом 30-45 м /час. После этого осуществлялась корректировка химического состава стали по содержанию углерода, марганца, кремния, алюминия, ниобия, ванадия и других элементов. По результатам промежуточной пробы проводилась окончательная доводка

химического состава металла. Количество отбираемых проб определялось сложностью химического состава стали и количеством присаживаемых ферросплавов. Отбор последней пробы осуществлялся не ранее, чем за 10 мин до передачи плавки на разливку. Температура металла на выпуске плавки составляла не менее 1630 °С.

С целью рафинирования металла и модификации неметаллических включений, осуществлялась добавка кальцийсодержащей проволоки из расчета получения содержания кальция 0,0016-0,0024 % (см. таблицы 5, 7, 9, 11).

После окончательной доводки металла по химическому составу, перед отдачей плавки на УНРС определялась температура ликвидус по эмпирической формуле на основе химического состава последней пробы с установки «Печь-ковш». Значение температуры ликвидус передавалось на УНРС для использования при выборе скоростного режима разливки.

Далее стальковш передавался на установку скачивания шлака с учетом последующей отдачи металла на агрегат вакуум-кислородного рафинирования (ВКР).

Вакуум-кислородное рафинирование проводили в течение 20-25 мин при абсолютном давлении 160-200 Па. На протяжении всего нахождения металла на установке ВКР, осуществлялась продувка аргоном в течение 40-60 мин с

-5

расходом 35-45 м /час. Расход аргона контролировался таким образом, чтобы не происходил выплеск металла из стальковша. По ходу обработки на установке ВКР производились замеры температуры металла в стальковше и отбор проб на полный химический анализ, а также присадки алюминия и силикокальция. Температура на выпуске в установки ВКР составляла не менее 1550°С в зависимости от химического состава стали.

Разливка непрерывнолитых заготовок 0410 мм из исследуемых сталей, осуществлялась на МНЛЗ криволинейного типа с базовым радиусом 14м и разгибом непрерывнолитого слитка в трех точках. Основные характеристики МНЛЗ:

- изготовитель - фирма ШКБЕ (Италия).

- производительность каждой УНРС 450 тыс. тонн в год.

- кристаллизаторы гильзовые диаметром 410мм, длина 800мм

- механизм качания - резонансное качание с электромеханическим приводом

- количество ручьев - 4.

- электромагнитное перемешивание - да

- количество зон вторичного охлаждения -4 шт.

- протяжённость зон вторичного охлаждения -9500 мм

Для защиты струи металла от вторичного окисления к стакан-коллектору шиберного затвора подсоединялась погружная труба, а также шланг для подачи аргона в горловину трубы с расходом 30-80 л/мин. Для защиты зеркала металла в кристаллизаторе применялась шлакообразующая смесь (ШОС). Во время разливки происходил постоянный контроль ШОС с поддержанием ее темного цвета и толщины слоя не менее 20 мм. Для утепления металла в промковше использовалась шлакообразующая смесь на основе рисовой лузги. Уровень жидкого металла в промковше поддерживался на уровне не менее 21 т. УНРС №3 снабжена устройствами автоматического поддержания уровня металла в кристаллизаторе. Разливка металла осуществлялась сериями 2-8 плавок. Скорость разливки осуществлялась на основе рассчитанной ранее температуры ликвидус и составляла 0,4-0,6м/мин. Расход воды на охлаждение медного кристаллизатора для всех исследуемых марок сталей составлял 2800 л/мин. Длина гильзы кристаллизатора составляла 800 мм, частота качания кристаллизатора - 33-54 качания/мин с зависимости от скорости разливки. При разливке исследуемых сталей осуществлялось электромагнитное перемешивание металла (в одну сторону) в кристаллизаторе с силой тока 100А.

Далее, по выходу заготовки из правильно-тянущих устройств, осуществлялась их автоматическая порезка на мерные длины, охлаждение и отгрузка заготовок на склад.

Для определения характера распределения неметаллических включений на различных стадиях металлургического передела в условиях ЭСПЦ АО «ВТЗ» (Выплавка полупродукта в печи (ДСП) ^ Внепечная обработка на агрегатах печь-

ковш (ПК-А и ПК-Б) ^ Вакуумирование стали (ВКР) ^Непрерывная разливка (МНЛЗ), отбирались пробы металла для определения загрязненности стали неметаллическими включениями для всех исследуемых сталей. Заключение по главе

Выплавка, внепечная обработка и разливка подобранных для проведения исследования марок сталей осуществлялась по существующей в АО «ВТЗ» технологии с одинаковыми технологическими параметрами, что обуславливает исключение воздействия технологического фактора на результаты исследования металла промышленных партий.

Глава 4 МОДЕЛИРОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ И ВЫДЕЛЕНИЯ ФАЗОВЫХ СОСТАВЛЯЮЩИХ 4.1 Физическое моделирование процесса затвердевания непрерывнолитых заготовок

В медном кристаллизаторе происходит образование формы и конфигурации непрерывнолитой заготовки за счет наращивания твердой корочки. При этом, эффективность отвода тепла от заготовки и формирование более широкой корковой зоны в медном кристаллизаторе зависит от величины воздушного зазора. На формирование зазора, в свою очередь, значительное влияние оказывает пластичность стали. Т.е. если скорость пластической деформации (пластичность) стали будет выше скорости усадки, то вероятность образования зазора минимальна, а контур корки непрерывнолитого слитка будет в максимальной степени соответствовать контуру кристаллизатора.

На выходе из кристаллизатора сформированная корочка металла претерпевает термические и деформационные циклы, связанные с прохождением направляющих опорных роликов и спрейерных устройств, расположенных между ними.

Разработанная схема проведения испытаний позволяла имитировать описанные процессы термодеформационного воздействия на затвердевшую корочку металла.

Результаты испытаний получены в виде цифровых массивов (пример кривых деформирования в процессе моделирования с начальной стадией кривой растяжения) приведен на рисунке 31.

-0.010 -0.005 0.000 0.005 0.010

Инженерная деформация

Рисунок 31 - Качественный вид кривой деформирования при моделировании процесса затвердевания непрерывнолитых заготовок

Инженерная деформация вычислялась как отношение абсолютного удлинения образца (мм) к длине рабочей базы (мм). Длина базы равнялась 30 мм. Деформация измерялась по перемещению траверсы.

Ниже приведено сравнение данных об испытаниях на горячее растяжение до разрыва образцов после моделирования.

Сталь 1 (06ГФБА)

Внешний вид образцов для стали 1 после проведения испытаний приведен на рисунке 32. Кривые растяжения стали 06ГФБА до разрыва приведены на рисунке 33. Закономерным является уменьшение прочностных характеристик с ростом температуры, в то время как пластичность сначала повышается, достигая пикового значения при температуре около 1200 оС, а затем сильно снижается (рисунок. 34). Данные о прочностных характеристиках приведены на рисунке. 35.

Рисунок 32 - Внешний вид образцов после испытаний для стали 1

Сталь 06ГФБА

80

70

60

§ 50

X

<и И

Ы 40 а с

ев X

3 х

о 20

4

о >

30

10

Температура испытания, 0С

-1300

1200 1100 1000 900

0.00

0.05

0.30

Рисунок 33

0.10 0.15 0.20 0.25 Инженерная деформация

Кривые деформирования

0.35

стали

после моделирования процесса затвердевания непрерывнолитых заготовок

0

100 90

чо

о- 80

« 70 о

н о о!

60

50

Н 40

н о

30.

4>

20 X 10-о

800 900 1000 1100 1200 1300

Температура испытания, "С

1400

Рисунок 34 - Зависимость относительного сужения от температуры испытания стали 1 после моделирования процесса затвердевания непрерывнолитых заготовок

Рисунок 35 - Зависимость прочностных характеристик от температуры испытания после моделирования процесса затвердевания непрерывнолитых заготовок

Сталь 2 (09Г2С)

Кривые растяжения стали 2 до разрыва приведены на рисунке 36. Закономерным является уменьшение прочностных характеристик с ростом температуры, в то время как пластичность повышается и достигает постоянного значения при температурах свыше 1100 оС (рис. 37). Для данной стали отмечен высокий разброс характеристик прочности и пластичности (рис.37, 38).

80-, 706050403020100

Сталь 09Г2С

Температура испытания, С

-1300

-1200

1100 1000 900

0.00

0.15 18%0.20

25% 0.25 / \0.30 27,4% 27 5% Инженерная деформация

0.35

Рисунок 36 - Кривые деформирования стали 2 после моделирования процесса затвердевания непрерывнолитых заготовок

80

50

О

я у

к н о й ч с й и к н о к а

й 20 й

^ 10

■ 5

• ¥

900 1000 1100 1200 1300

Температура испытания, 0С

Рисунок 37 - Зависимость относительного сужения от температуры испытаний для стали 2 после моделирования процесса затвердевания непрерывнолитых заготовок

00

90

60

40

30

0

800

1400

й с 2

о

® 40 о а с

3 30

к

н

о

К

&20

Ё й а

>5 10

800 900 1000 1100 1200 1300 1400

Температура испытания, 0С

Рисунок 38 - Зависимость прочностных характеристик от температуры испытаний для стали 2 после моделирования процесса затвердевания непрерывнолитых заготовок

Сталь 3 (13ГФА)

Кривые растяжения стали 3 (13ГФА) до разрыва приведены на рисунке 39. Закономерным является уменьшение прочностных характеристик с ростом температуры, в то время как пластичность сначала повышается, достигая пикового значения при температуре около 1100оС, а затем незначительно снижается (рисунок 40). Данные о прочностных характеристиках приведены на рисунке 41.

Сталь 13ГФА

Температура испытания, 0С

-1300

-1200

-1100

-1000

-900

0.00 0.05

0.10 0.15

28,2% 28,7% ' 0.25 0.30 0.35

Инженерная деформация

Рисунок 39 - Кривые деформирования стали после моделирования процесса затвердевания непрерывнолитых заготовок

ст

иг

ст

В

60

50

0

0.20

к н о о к сг1 к н о й ч к

й «

к н о К Л и

Ё

се &

х

90 -80 -70 60 50 -40 -30 20 10 0