Закономерности формирования мартенситно-аустенитной составляющей и ее влияние на механические свойства горячекатаных бейнитных и ферритно-бейнитных трубных сталей тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, кандидат наук Кузин Степан Александрович

• Кузин Степан Александрович
• кандидат наук
• 2026

Оглавление диссертации кандидат наук Кузин Степан Александрович

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1. Особенности эксплуатационных требований к трубным сталям для магистральных трубопроводов

1.2. Технология производства высокопрочных трубных сталей

1.3. Особенности микроструктуры современных трубных сталей

1.4. Влияние химического состава и параметров термомеханической обработки на формирование мартенситно-аустенитной составляющей

1.5. Влияние мартенситно-аустенитной составляющей на механические свойства трубных сталей

1.6. Повышение пластичности при протекании мартенситного превращения, индуцированного деформацией

1.7. Термическая и деформационная стабильность остаточного аустенита

Выводы по главе

ГЛАВА 2. ВЛИЯНИЕ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА И ПАРАМЕТРОВ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА ФОРМИРОВАНИЕ МАРТЕНСИТНО-АУСТЕНИТНОЙ СОСТАВЛЯЮЩЕЙ

2.1. Разработка соотношения для прогнозирования объемной доли М/А-составляющей

2.2. Постановка задачи

2.3. Материалы и методики исследований

2.4. Расчет температурного режима горячей прокатки

2.5. Формирование микроструктуры при ускоренном охлаждении из однофазной области

2.6. Формирование микроструктуры при прерывистом ускоренном охлаждении из однофазной области

2.7. Формирование микроструктуры при ускоренном охлаждении из двухфазной области

2.8. Влияние параметров горячей деформации на формирование микроструктуры

2.9. Калибровка и проверка работоспособности предложенного соотношения для прогнозирования объемной доли М/А-составляющей

Выводы по главе

ГЛАВА 3. ТЕРМИЧЕСКАЯ И ДЕФОРМАЦИОННАЯ СТАБИЛЬНОСТЬ

ОСТАТОЧНОГО АУСТЕНИТА

3.1. Локальное мартенситное превращение

3.2. Постановка задачи

3.3. Материалы и методики исследований

3.4. Дилатометрические исследования

3.5. Расчет температуры старта мартенситного превращения в частицах остаточного аустенита

3.6. Деформационная стабильность остаточного аустенита

3.7. Экспериментальное исследование термической и деформационной стабильности остаточного аустенита

Выводы по Главе

ГЛАВА 4. ВЛИЯНИЕ МАРТЕНСИТНО-АУСТЕНИТНОЙ СОСТАВЛЯЮЩЕЙ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ВЫСОКОПРОЧНЫХ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ

4.1. Постановка задачи

4.2. Методики исследования

4.3 Реологические модели горячекатаного листа, материала трубы и мартенситно-аустенитной составляющей

4.4. Компьютерное моделирование испытаний на растяжение

Выводы по Главе

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Закономерности формирования мартенситно-аустенитной составляющей и ее влияние на механические свойства горячекатаных бейнитных и ферритно-бейнитных трубных сталей»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность темы исследования. Разработка новых материалов и передовых производственных технологий является ключевым фактором для развития различных отраслей промышленности. Решение этой масштабной задачи лежит в плоскости создания интеллектуальных технологий, позволяющих целенаправленно управлять структурой и, как следствие, комплексом механических свойств новых материалов [1].

Эти технологии особенно востребованы в нефтегазовой отрасли, которая занимает важное место в экономике России, обеспечивая значительную часть государственных доходов и способствуя поддержанию энергетической безопасности страны. Для её успешного развития в условиях активно расширяющихся рынков сбыта и освоения новых месторождений необходимо строительство новых магистральных трубопроводов, маршруты которых нередко пролегают в регионах Крайнего Севера и зонах повышенной сейсмической активности.

Современные высокопрочные трубные стали для магистральных трубопроводов, работающих в таких условиях, как правило, имеют феррито-бейнитную или бейнитную структуру, которая должна обеспечивать необходимые эксплуатационные свойства. При этом наилучший комплекс механических свойств этой группы сталей обеспечивает структура гранулярного бейнита и аццикулярного феррита, которая достигается в технологиях горячей прокатки за счет управления параметрами термомеханической обработки (ТМО) - режимов горячей прокатки и ускоренного контролируемого охлаждения.

Возможности управления первой структурной составляющей бейнитных структур - бейнитного феррита, изучены достаточно хорошо и используются в промышленных технологиях ТМО, однако вопросы формирования второй структурной составляющей, которой для гранулярного бейнита и аццикулярного феррита взамен карбидов может являться мартенситно-аустенитная составляющая (М/А-со-ставляющая), изучены явно недостаточно.

Между тем, обеспечение максимально возможной объемной доли М/А-со-ставляющей, которая при температуре эксплуатации будет представлять собой преимущественно термически и деформационно стабильный остаточный аустенит, является крайне желательным, поскольку может позволить в трубной стали реализовать ТЫР-эффект - повышение пластичности за счет индуцированного деформацией мартенситного превращения, который используется в автосталях уже более двадцати лет. С другой стороны, преобладание мартенсита в М/А-составляющей может создавать локальные микронапряжения в структуре стали, что понижает её пластичность и эксплуатационные свойства. Именно по этой причине содержание М/А-составляющей рекомендуют ограничивать, что в ряде случае приводит к ограничению применения и самих бейнитных сталей.

Несмотря на то, что М/А-составляющая оказывает значительное влияние на пластичность и вязкость разрушения трубных сталей, методы управления ее объемной долей до настоящего времени не разработаны, а вопросы термической и деформационной стабильности остаточного аустенита, которые определяют возможность реализации ТЫР-эффекта, требуют дополнительного изучения.

На основе изложенного была сформулирована цель работы - установить закономерности формирования М/А-составляющей в технологических процессах горячей прокатки и контролируемого ускоренного охлаждения трубных сталей и определить её влияние на изменение механических свойств при трубном переделе и последующей эксплуатации трубопроводов.

Достижение поставленной цели сопряжено с необходимостью решения следующих задач:

1. Определение влияния химического состава, параметров горячей деформации и ускоренного контролируемого охлаждения на объемную долю М/А-состав-ляющей в бейнитных структурах трубных сталей.

2. Исследование термической и деформационной стабильности остаточного аустенита в бейнитных структурах трубных сталей.

3. Исследование влияния М/А-составляющей на механические свойства материала горячекатаного листа и основного металла трубы.

Объектом исследования являлась низкоуглеродистая микролегированная трубная сталь класса прочности К60.

Предметом исследований служили закономерности формирования М/А-со-ставляющей в процессе термомеханической обработки и ее влияние на механические свойства трубных сталей.

При выполнении работы получены результаты, отличающиеся научной новизной, в том числе:

1. Разработано математическое соотношение для прогнозирования объемной доли М/А-составляющей в бейнитных и ферритно-бейнитных структурах горячекатаных трубных сталей, работоспособность которого подтверждена экспериментально.

2. С применением методов физического и математического моделирования установлены закономерности формирования М/А-составляющей в процессе термомеханической обработки. Объемная доля М/А-составляющей увеличивается при повышении концентрации легирующих элементов, стабилизирующих аустенит, скорости охлаждения и уровня деформационного упрочнения, сохранившегося перед началом охлаждения, а также при увеличении доли полигонального феррита в структуре. Уменьшение объемной доли М/А-составляющей происходит при снижении температурного интервала бейнитного превращения и при прерывании ускоренного охлаждения в диапазоне температур, в котором концентрация углерода в непревращенном аустените превышает значение, соответствующее его пара-равновесию с цементитом.

3. Установлено, что определяющим механизмом стабилизации остаточного аустенита в бейнитных структурах трубных сталей являются гидростатические сжимающие напряжения, возникающие вследствие объемного эффекта мартенсит-ного превращения. Эти напряжения препятствуют протеканию превращения, однако при увеличении переохлаждения от температуры конца бейнитного

превращения их значение понижается вследствие разности коэффициентов термического расширения аустенита и ферритной фазы. Предложены соотношения для расчета температуры старта мартенситного превращения и напряжений, инициирующих превращение, расчеты по которым подтверждены экспериментально.

4. С применением методов конечно-элементного моделирования установлено, что присутствие М/А-составляющей, преимущественно состоящей из остаточного аустенита, повышает пластичность материала горячекатаного листа и основного металла трубы за счет реализации ТЫР-эффекта.

Теоретическая значимость работы заключается в установленных закономерностях формирования М/А-составляющей бейнитной структуры низкоуглеродистых трубных сталей в процессе термомеханической обработки, а также в развитии представлений о термической и деформационной стабильности остаточного аустенита в бейнитной структуре горячекатанных трубных сталей после различных вариантов термомеханической обработки, дополнительной термической обработки и пластической деформации.

Практическая значимость работы определяется возможностью использования установленных закономерностей формирования М/А-составляющей при разработке промышленных технологий производства высокопрочных трубных сталей с целью повышения эксплуатационной надёжности нефтегазовых магистралей, работающих в сейсмоопасных регионах.

Методологической основой выполненных исследований является комплексный системный подход, сочетающий физическое и математическое моделирование технологических процессов производства трубных сталей для установления количественных взаимосвязей между химическим составом, параметрами термомеханической обработки, микроструктурой и механическими свойствами материала.

При выполнении работы применяли методы физического и математического моделирования, рентгенофазового анализа, оптической и электронной микроскопии.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Разработанное математическое соотношение для прогнозирования объемной доли М/А-составляющей в бейнитной структуре горячекатаных трубных сталей, учитывающее влияние химического состава стали и параметров термомеханической обработки.

2. Установленные закономерности влияния химического состава, параметров горячей деформации и ускоренного контролируемого охлаждения на объемную долю М/А-составляющей в бейнитной структуре горячекатаных трубных сталей.

3. Механизм стабилизации остаточного аустенита в бейнитной структуре за счет действия гидростатических сжимающих напряжений, возникающих вследствие объемного эффекта мартенситного превращения.

4. Зависимость пластичности материала горячекатаного листа и основного металла трубы от объемной доли М/А-составляющей и деформационной стабильности остаточного аустенита.

Степень достоверности результатов исследований обеспечивается их проведением на современном исследовательском оборудовании, использованием лицензионного программного обеспечения, применением современных методов анализа структуры и свойств изученных материалов, статистической обработкой полученных данных.

Личный вклад автора состоит в постановке цели и задач исследования, проведении анализа литературных источников, разработке концептуальной части, выборе методов и выполнении экспериментальных исследований, обработке и интерпретации экспериментальных данных, обобщении полученных результатов и формулировании основных выводов работы.

Апробация работы. Основные результаты и положения диссертации были доложены и обсуждены на 2-х международных конференциях: Современные материалы, передовые производственные технологии и оборудование для них (СМППТО - 2023) (Санкт-Петербург, 2023); Magnitogorsk Materials Week 2025 (Магнитогорск, 2025).

Представленная работа содержит результаты исследований, удостоенных различных наград: диплом за победу в конкурсе докладов, представленных на научной школе «Магнитогорская неделя материалов^/Magnitogorsk Materials Week 2025 и Международной молодежной конференции; лауреат премии «Молодые ученые Металл-Экспо» XXXI международной промышленной выставки МЕТАЛЛ-ЭКСП0Л2025.

Часть работы выполнена при финансовой поддержке гранта РНФ № 19-1900281 и субсидии по соглашению от 25.04.2024 № 075-15-2024-562: «Научные основы создания природоподобных материалов и конструкций с заданным комплексом свойств с использованием передовых технологий цифрового проектирования, моделирования и аддитивного производства».

По теме диссертации опубликованы 5 печатных работ в журналах, рекомендуемых ВАК. Результаты исследований включены в материалы монографии и учебного пособия.

Диссертационная работа по своим целям, задачам, содержанию, методам исследования и полученным результатам соответствует пунктам 2. «Теоретические и экспериментальные исследования фазовых и структурных превращений в металлах и сплавах, происходящих при различных внешних воздействиях» и 3. «Теоретические и экспериментальные исследования влияния разнородных структур, в том числе кооперативного, на физические, химические, механические, технологические и эксплуатационные свойства металлов и сплавов, их моделирование и прогнозирование» паспорта специальности 2.6.1 - «Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов» (технические науки).

Диссертация состоит из введения, 4 глав, общих выводов, списка литературы. Объем диссертационной работы составляет 149 страниц машинописного текста и включает 78 рисунков, 23 таблицы. Перечень литературы состоит из 151 наименования.

ГЛАВА 1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1. Особенности эксплуатационных требований к трубным сталям для

магистральных трубопроводов

Нефтегазовые магистрали играют важную роль в современной энергетической инфраструктуре, обеспечивая транспортировку углеводородов от мест их добычи до конечных потребителей. Однако, эксплуатация таких объектов сопряжена с рядом сложностей, которые приводят к ужесточению требований к металлу труб.

Непрерывно повышающиеся требования к трубным сталям обусловлены множеством факторов. В первую очередь, это запросы потребителей. Быстрые темпы развития энергетической, химической, транспортной и других отраслей промышленности требуют повышения объемов транспортируемых углеводородов, что в свою очередь вызывает необходимость увеличения диаметра труб и повышения давления прокачки. Эта задача на практике решается за счет использования мощных компрессорных установок и перехода к сталям с повышенной прочностью, поскольку их применение позволяет не только повысить внутреннее давление в магистрали, но и снизить металлоемкость, транспортные издержки и стоимость сварки [2; 3].

Кроме того, в связи с удаленностью месторождений и потребителей, невозможностью прокладки магистральных трубопроводов в непосредственной близости к населённым пунктам и промышленным объектам, становится необходимым осваивать малопригодные для жизни и производственной деятельности территории, обладающие специфическими климатическими условиями и уникальными особенностями геологического строения. Трассы трубопроводов нередко прокладываются в регионах, где существует повышенная опасность: по заболоченным землям Западной Сибири, в труднодоступных районах Крайнего Севера с его суровыми климатическими условиями, а также в сейсмически активных зонах. В таких обстоятельствах металл труб наземных магистралей подвергается как статическим, так и динамическим нагрузкам, сталкивается с воздействием низких температур (до

-60 °С) и коррозией, вызванной контактом внутренней и внешней поверхности трубы с сероводородом, содержащимся в транспортируемых средах или почве.

Сочетание перечисленных факторов, наряду с увеличением протяженности трубопроводов, значительно повышает вероятность возникновения чрезвычайных ситуаций. Разрушение нефтегазовых магистралей, связанное с развитием хрупкой трещины, может сопровождаться её стремительным распространением со скоростью, достигающей скорости звука в металле. Такие разрушения не редкость для газопроводов, построенных во второй половине XX века, для которых характерна сравнительно высокая температура вязко-хрупкого перехода. Кроме того, эксплуатация магистральных газопроводов, рассчитанных на давление 200 атм и выше, сопряжена с возможностью возникновения протяженных разрушений вязкого характера, скорость распространения которых может достигать 100-300 м/с. Разрушение магистрали приводит к потерям перекачиваемых углеводородов, значительным срокам устранения последствий и простоя сопутствующего оборудования, что, в свою очередь, может вызвать непоправимый экологический ущерб и значительные экономические убытки.

Обеспечение надежности протяженных нефтегазовых магистралей остается важной задачей. Проектирование, строительство и выбор материалов для труб должны основываться на комплексном учете эксплуатационных особенностей и растущих технических требований. Это требует повышенного внимания к механическим свойствам металла, который, наряду с достаточной прочностью, должен обладать высокой пластичностью, хорошей свариваемостью, устойчивостью к разрушению при низких температурах, в условиях статических и динамических нагрузок и коррозионных воздействий [4-6].

Нормативные документы регламентируют стандартные механические свойства, значения которых для широко используемых труб большого диаметра (1420 мм) приведены в Таблице 1.1. В особых условиях эксплуатации, когда требуется повышенная коррозионная стойкость, хладостойкость или сейсмоустойчивость, устанавливаются специальные нормы.

Таблица 1.1 - Нормативные значения свойств для металла труб большого диаметра с толщиной стенки менее 32 мм [7]_

Класс прочности Механические свойства Показатели сопротивления разрушению

Предел прочности, Ов Предел текучести, О0,2 Отношение От/Ов Относительное удлинение, 5 Ударная вязкость, КСУ-40 ИПГ 20, доля вязкой составляющей

М Па - % Дж/см2 %

К60 (Х70) 590-710 > 485 < 0.90 > 20 >154 85

К65 (Х80) 640-760 > 555 < 0.92 > 18 >250

Для обеспечения высокого комплекса механических свойств трубных сталей для магистральных трубопроводов необходимо получение заданной микроструктуры, контроль вторичных структурных составляющих (в частности, М/А-состав-ляющей), минимизация содержания вредных примесей и снижение доли неметаллических включений. Эти параметры во многом зависят от технологии производства стали и для их реализации применяются различные виды обработки жидкого металла в ковше, схемы легирования, термомеханической контролируемой прокатки и ускоренного контролируемого охлаждения.

Поскольку механические свойства определяются совокупностью параметров, которые зависят от технологии производства, изучение закономерностей формирования М/А-составляющей и её влияния на механические свойства стали корректно рассматривать в контексте существующих производственных процессов. В связи с этим рассмотрим основные стадии производства высокопрочных трубных сталей и способы достижения требуемой микроструктуры.

1.2. Технология производства высокопрочных трубных сталей

Выплавка и химический состав стали.

Во время выплавки и разливки стали для достижения требуемого химического состава, уровня чистоты по газам (О, N Н) и вредным примесям P) применяются различные технологические решения. В зависимости от требований к качеству металла в ковше выполняются операции перемешивания, продувки

модифицирующими реагентами, вакуумной дегазации, а для уменьшения сегрегации химических элементов в осевой зоне сляба может применяться метод «мягкого» обжатия непрерывно литой заготовки [8; 9].

Основные принципы легирования сводятся к снижению содержания углерода, введению легирующих (Mo, Mn, Ni и др.) и микролегирующих (V, Nb, Ti) элементов. В Таблице 1.2 представлены требования к химическому составу трубных сталей класса прочности К60 и выше по ГОСТ ISO 3183 и некоторые химические составы трубных сталей из открытых источников.

Таблица 1.2 - Химический состав трубных сталей

Класс прочности C Mn Si P S Ni Сг Mo Nb + V + Ti Cu Источник

Массовая доля элементов, %, не более

Требования К60 0,14 1,90 0,55 0,025 0,009 1,0 0,5 0,50 0,150 0,50 [10]

К65 0,09 2,00 0,35 0,015 0,004 1,0 0,5 0,50 0,150 0,50 [10]

Массовая доля элементов, %

Пример К60 0,09 1,68 0,35 —* —* 0,2 —* —* 0,116 —* [11]

К65 0,05 1,81 0,20 0,014 0,008 —* —* 0,22 0,090 0,24 [12]

К80 0,06 1,88 0,30 —* —* 0,4 —* 0,40 0,060 0,40 [13]

* нет данных или отсутствует

Снижение содержания углерода до низких значений необходимо для повышения пластичности и вязкости разрушения, улучшения свариваемости [14]. Кроме того, низкое содержание углерода обеспечивает понижение температуры растворения карбидов и карбонитридов ниобия [15; 16]. Это позволяет понизить температуру нагрева под прокатку, что предотвращает значительный рост зерна аустенита перед черновой стадией прокатки.

Микролегирование ниобием позволяет сдерживать рост зерна аустенита на всех стадиях горячей прокатки [14; 17-20]. На этапе нагрева рост зерна аустенита частично сдерживается за счет дисперсных частиц карбонитридов ниобия, а после

их растворения и перехода ниобия в твёрдый раствор за счет эффекта твердорас-творного упрочнения (solute drag-effect). Интенсивное замедление процессов рекристаллизации за счет индуцированного деформацией выделения дисперсных карбонитридов ниобия на этапе чистовой прокатки способствует формированию мелкозернистого аустенита и сохранению деформационного упрочнения перед началом охлаждения [21-24], что приводит к повышению дисперсности низкотемпературной фазы и повышает вязкость разрушения стали [24].

Для сдерживания роста зерна аустенита во время нагрева и выдержки в печи перед прокаткой сталь дополнительно микролегируют титаном, который образует дисперсные труднорастворимые нитриды TiN [1; 25].

Легирование марганцем, хромом, медью, никелем и молибденом повышает прочностные свойства сталей за счет эффекта твердорастворного упрочнения. Кроме того, перечисленные химические элементы понижают температуру распада аустенита при охлаждении за счет повышения энергии активации самодиффузии атомов железа AQSD (Рисунок 1.1) [26]. Это приводит к измельчению зерна феррит-ной фазы и образованию продуктов промежуточного превращения [27; 28], что позволяет повысить прочностные характеристики, вязкость и хладостойкость стали.

Сера, фосфор, азот и водород оказывают негативное влияния на механические свойства сталей вследствие чего их содержание ограничивают. Для предотвращения красноломкости, связанной с образованием FeS, в сталь вводят марганец, который связывает серу в сульфиды, однако они снижают пластичность и вязкость стали [29; 30]. Атомы водорода, растворенные в кристаллической решетке, а также образование водородных атмосфер Коттрелла уменьшают подвижность дислокаций, что приводит к охрупчиванию металла и снижению пластичности [31; 32]. Азот в свободном состоянии снижает пластичность и вязкость разрушения стали [33], а его высокое содержание повышает температуру растворения карбонитридов ниобия, что приводит к необходимости повышения температуры нагрева под прокатку.

Рисунок 1.1 - Влияние легирующих элементов на энергию активации самодиффузии атомов железа [26]

Кремний обладает высоким сродством к кислороду, поэтому его вводят в расплав как раскислитель. Остаточное содержание кремния в стали повышает предел текучести, но при этом снижается ударная вязкость и повышается температура хладноломкости [34]. Описанное негативное влияние обусловило необходимость ограничения содержания кремния в трубных сталях класса прочности К60 и выше в диапазоне 0,15-0,55 масс. %, а на практике чаще всего его содержание менее 0,3 масс. % [10; 35].

Термомеханическая обработка.

При производстве трубных сталей используются различные виды горячей прокатки, при этом для получения высокопрочных трубных сталей чаще всего применяется термомеханическая контролируемая прокатка (ТМКП). На Рисунке 1.2 схематично представлена последовательность технологических операций и указаны основные процессы формирования структуры на различных этапах термомеханической обработки [1].

Время

Рисунок 1.2 - Процессы структурообразования, развивающиеся в стали на различных стадиях технологической обработки при горячей прокатке; Ае3 - равновесная температура превращения; Те - температура сольвуса карбонитридов микролегирующих элементов; Ть - температура гомогенизирующей выдержки

сляба [1]

Первой стадией ТМКП является нагрев сляба перед прокаткой. Температурный режим нагрева в значительной мере определяет размер зерна аустенита и состав твердого раствора. Перед черновой стадией прокатки необходимо обеспечить равномерное зерно аустенита и растворение дисперсных фаз (в частности, КЬ(С, К)) [36; 37]. Однако, в процессе нагрева и последующей выдержки неизбежно происходит рост зерен, и для его сдерживания применяются различные механизмы торможения границ, описанные ранее. Выбор температуры и времени нагрева слябов определяется с учетом химического состава, технологических ограничений и требуемых параметров микроструктуры [38].

Следующий этап - черновая стадия прокатки. Со структурной точки зрения черновая прокатка необходима для измельчения зерна аустенита за счет протекания рекристаллизации в каждом проходе [21-23; 39]. Рекристаллизация может

протекать во время деформации (динамическая) и в междеформационных паузах (статическая). При метадинамической рекристаллизации зародыши новых рекри-сталлизованных зерен образуются во время деформации и растут во время междеформационных пауз [1; 40; 41]. Кинетика и тип рекристаллизации зависят от температуры, скорости и степени деформации, а движущей силой является уменьшение накопленной во время деформации энергии дефектов кристаллического строения (накопленное деформационное упрочнение). Определяющим процессом струк-турообразования на этапе черновой прокатки является статическая рекристаллизация. Температурно-деформационные параметры черновой прокатки должны быть подобраны таким образом, чтобы между проходами рекристаллизация протекала полностью [37; 41; 42], но при этом не протекала собирательная рекристаллизация, которая приводит к укрупнению отдельных зерен. Динамическая рекристаллизация также может приводить к формированию разнозернистости при недостаточных для ее завершения обжатиях или высоких скоростях деформации.

Температурный диапазон чистовой стадии прокатки может быть различным. Для получения высоких прочностных характеристик и повышенного сопротивления к хрупкому разрушению низкоуглеродистых микролегированных трубных сталей чаще всего используют высокотемпературную контролируемую прокатку [5]. При деформации металла в области температур, где процессы рекристаллизации подавлены из-за торможения границ дисперсными частицами КЬ(С, К), накопленное деформационное упрочнение не успевает полностью релаксировать за счет возврата и приводит к повышению объемной плотности зародышей низкотемпературной фазы (на дефектах кристаллического строения) при последующем ускоренном контролируемом охлаждении [1; 4]. Это также способствует повышению дисперсности конечной микроструктуры. Подбор температурно-деформаци-онных параметров чистовой прокатки должен быть выполнен таким образом, чтобы исключить возможность протекания статической рекристаллизации и избирательного роста зерен. Следует отметить, что избирательной рост возможен даже после выделения карбонитридов ниобия при низких степенях деформации на заключительных стадиях чистовой прокатки [20]. Это приводит к возникновению

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Кузин Степан Александрович, 2026 год

<и с.

Ш

Рисунок 3.4 - Схематичное изображение плана проведения экспериментов по изучению объемного эффекта мартенситного превращения

Результаты и обсуждение.

Дилатометрические кривые на участке охлаждения для исследуемых сталей приведены на Рисунке 3.5. Как видно из полученных зависимостей, с повышением концентрации углерода в стали снижается М5 и увеличивается объемный эффект МП, что вполне соответствует литературным данным.

Время, с

0,025 -|

0,020 -

■> 0,015-

0,010-

Ои

0) 0.005 -

5

и н 0,000 -

га

и ^ -0,005 -

сГ

-0,010-

-0,015 -

-0,020 -

-0,025 -

> | . | . 1 1 1 ■ I

1

;

,2

. 3

2

___1

М5

50

100

400

150 200 250 300 350 Температура, °С

Рисунок 3.5 - Дилатометрические кривые в области протекания мартенситного превращения для стали: 1 - сталь №2 = 0,39 масс. %); 2 - сталь №3 = 0,64 масс. %); 3 - сталь №4 wc = 0,80 масс. %);

Важно отметить, что для сталей № 3 и 4 дилатометрические кривые не «вышли» на прямолинейный участок, соответствующий окончанию МП и последующего термического сжатия низкотемпературной фазы. Это свидетельствует о том, что в микроструктуре материала образцов сохранился остаточный аустенит, поэтому для корректного определения объемного эффекта дополнительно было исследовано содержание остаточного аустенита а также других возможных продуктов распада. На Рисунке 3.6 представлены фотографии микроструктуры материала термообработанных образцов.

Рисунок 3.6 - Фотография микроструктуры материала образца из стали: а) №3;

б) №4; в) №5

Микроструктура материала всех термически обработанных образцов состоит преимущественно из мартенсита с незначительной объемной долей троостита и остаточного аустенита, при этом с повышением концентрации углерода в стали увеличивается объемная доля остаточного аустенита, а доля троостита практически не изменяется. В Таблице 3.2 представлена количественная оценка объемных долей структурных составляющих.

Таблица 3.2 - Количественный анализ полученных микроструктур

№ стали Объемная доля структурных составляющих, %

, масс. % Троостит Остаточный Мартенсит

аустенит

3 0,39 7 < 1 92

4 0,64 5 2 93

5 0,80 5 12 83

На основе полученных дилатометрических кривых (Рисунок 3.5) и с учетом того, что МП произошло не во всем объеме образца (Таблица 3.2), было выполнено определение гО™ по соотношению (3.6) для сталей с различным содержанием углерода, результаты расчетов представлены графически на Рисунке 3.7.

0,920,900,38 -0,86 -

х 0,84-ь-

с ° 0,82-Е

ш 0,800,780,760,74 -

0,72 4-г-,-т-т-i-*-1-т-у-

0,4 0,5 0,6 0,7 0,8

Концентрация углерода, масс. %

Рисунок 3.7 - Зависимость линейной деформации (объемного эффекта) при протекании мартенситного превращения от концентрации углерода в стали

Как видно из рисунка 3.7, величина практически линейно зависит от концентрации углерода в аустените и для последующих расчетов эта зависимость принята в виде:

емп = 0,6769 + 0,2876 * . (3.8)

Коэффициент термического расширения аустенитной и ферритной

фазы.

Исследования КТР аустенитной и ферритной фазы проведены на основе экспериментальных данных по изучению влияния параметров ТМО на формирование М/А-составляющей, полученных в параграфе 2.5-2.8. На Рисунке 3.8 представлена дилатометрическая кривая на участке охлаждения для одного из выполненных режимов ТМО.

0,00 -0,01

£ -0,02

Ф

С

s

-0,04 -0,05

100 200 300 400 500 600 700 800

Температура, °С

Рисунок 3.8 - Дилатометрическая кривая образца на участке охлаждения для

одного из исследуемых режимов ТМО

По результатам измерений для 10 дилатометрических кривых, выбранных достаточно произвольно, среднее значение КТР ферритной фазы в диапазоне 50450 °С составляет аа = 13,2 * 10-6 С-1. При этом КТР образцов, имеющих бейнит-ную и ферритно-бейнитную структуру, практически не отличаются в пределах погрешности измерений. Измерение КТР аустенита в диапазоне температур 850-700

°С показало среднее значение ау = 18,7 * 10-6 С-1. Разность КТР аустенита и фер-

«•у

ритной фазы, как видно, составляет Аау-а = 5,5 * 10~6 °0.

Необходимо отметить, что КТР зависит от температурного интервала, в котором проводятся измерения, однако получить надежные данные о КТР аустенита при комнатной и отрицательных температурах для исследуемой стали не представляется возможным.

Поскольку на температуру старта МП в значительной степени влияет разность КТР аустенита и феррита, было принято решение дополнительно изучить влияние пластической деформации на КТР феррита. Для исследования влияния холодной деформации на КТР был использован образец, имеющий ферритно-бейнит-ную структуру (режим ТМО В4).

Исследуемый образец нагревали до 300 °С со скоростью 10 °С/с для измерения КТР без деформации. После охлаждения до комнатной температуры образец деформировали растяжением с истиной степенью деформации £исг = 0,05, и повторно нагревали до 300 °С со скоростью 10 °С/с для измерения КТР после деформации. Исследования были выполнены для трех значений £исг - 0,05, 0,10 и 0,15. Полученные дилатометрические кривые представлены на Рисунке 3.9.

г

а.

Р ш

О I-

го Ц

^

0,02000,0175 ■ 0,01500,01250,01000,00750,0050 0,00250,0000-0,0025

' 1 1 ■ 1 ■ 1 -1——>—Т-г

-

-

_____ф ; з

2

1 1 1 р 1 ■ 1 1 1 1 ■ 1 ■ 1 ■

50 75 100 125 150 175 200 225 250 275

Температура, °С

Рисунок 3.9 - Дилатометрические кривые для ферритной фазы недеформиро-ванного образца (1) и после холодной деформации со степенью деформации: 5

% (2); 10 % (3); 15 % (4)

Значение КТР ферритной фазы в зависимости от степени предварительной деформации сведены в Таблицу 3.3.

Таблица 3.3 - Зависимость КТР ферритной фазы от степени деформации

^ист Даа * 10-6, °С-1

0,00 13,4

0,05 13,0

0,10 13,0

0,15 12,4

Как видно из полученных данных, холодная деформация приводит к снижению КТР ферритной фазы и, соответственно, к увеличению Дау-а. Необходимо отметить, что упрочнение ферритной фазы может быть следствием не только холодной деформации, но и наследоваться от горячедеформированного аустенита, что, согласно (3.5), может привести к снижению термической стабильности остаточного аустенита.

3.5. Расчет температуры старта мартенситного превращения в частицах

остаточного аустенита

На основе условия старта мартенситного превращения (3.5), полученных данных о разности КТР аустенитной и ферритной фазы (Дау-а) и зависимости г^ГН от концентрации углерода в аустените (3.8), были выполнены расчеты для частиц остаточного аустенита в бейнитных структурах трубных сталей. Температуру конца бейнитного превращения (Б^) для расчетов принимали равной: 600, 550, 500, 450 °С, концентрацию углерода в остаточном аустените: 0,4, 0,5, 0,6, 0,7, 0,8 масс. %. Выбор перечисленных температурного и концентрационного интервалов основан на положениях предыдущих параграфов и, фактически, учитывает все возможные условия формирования частиц непревращенного аустенита. Порядок расчета движущей силы МП в виде £<100>(Г) — £ср(Г) приводить не будем, поскольку он детально представлен в [109; 121]. Результаты расчетов для рассматриваемых параметров графически представлены на Рисунке 3.10.

0,4 0,5 0,6 0,7 0,8

Концентрация углерода в Аэс_, масс. % Рисунок 3.10 - Зависимость М5 от температуры конца бейнитного превращения и концентрации углерода в частицах остаточного аустенита

Как видно из рисунка 3.10, наиболее сильное влияние на М5 оказывает температура конца бейнитного превращения, а диапазон М5 для частиц остаточного аустенита, в зависимости от концентрации углерода в них и температуры конца бейнитного превращения, составляет «170 °С. При этом наименьшей термической стабильностью обладают частицы АосТ с наименьшей концентрацией углерода и наибольшей температурой конца бейнитного превращения (М5 = 55 °С при Бу = 600 °С и = 0,4 масс. %), а частицы, сформированные при В^ = 450 °С и с wc = 0,8 масс. %, могут быть термически стабильными вплоть до температуры -116 °С. Согласно полученным ранее данным (Глава 2), частицы непревращенного аустенита формируются при различных температурах и могут иметь различную концентрацию углерода. Однако можно предположить, что температурный диапазон М5 +55 ^ -116 °С позволяет объяснить различную долю АосТ в структуре материала образцов при различных режимах ТМО (параграф 2.5-2.8).

Исходя из полученных результатов можно заключить, что добиться повышения термической стабильности Аосг можно за счет повышения концентрации углерода в частицах непревращенного аустенита и снижения температуры конца бейнитного превращения за счет дополнительного легирования элементами, стабилизирующими аустенит, и повышения скорости ускоренного охлаждения после горячей прокатки.

3.6. Деформационная стабильность остаточного аустенита

Деформационная стабильность остаточного аустенита позволяет определить, какую величину внешних напряжений (о^) необходимо приложить для инициации МП. Согласно работе [109], при одноосном растяжении каждые 100 МПа повышают на 18 °С Тогда, деформационную стабильность для частиц остаточного аустенита при комнатной температуре (Гкомн) можно определить по соотношению:

^МП = ^МП X (Гисп - М5), (3.9)

где &МП - коэффициент, описывающий влияние растягивающих напряжений на повышение (£МП = 100/18 = 5,56 МПа / °С);

Гисп - температура испытания, °С.

На основе рассчитанных значений для частиц остаточного аустенита (Рисунок 3.10) был выполнен расчет деформирующих напряжений, инициирующих МП, результаты сведены в Таблицу 3.4. Расчеты для = 600 °С в таблице не представлены поскольку в этом случае выше комнатной температуры.

Таблица 3.4 - Результаты расчетов деформационной стабильности Аост

, ^ , масс. % М5, ^ 01, МПа

550 0,4 -4 130

0,5 -8 151

0,6 -13 178

0,7 -19 211

0,8 -25 243

500 0,4 -61 438

0,5 -65 459

0,6 -70 484

0,7 -75 514

0,8 -81 546

450 0,4 -95 622

0,5 -99 643

0,6 -104 670

0,7 -109 697

0,8 -116 735

Результаты выполненных расчетов и данных, полученных в Главе 2, свидетельствуют, что МП в частицах остаточного аустенита в бейнитных структурах трубных сталей класса прочности К60 (а0 2 > 485 МПа) преимущественно должно протекать при напряжениях ниже предела текучести, при этом небольшая доля АосТ будет претерпевать МП на стадии пластической деформации. С повышением класса прочности трубной стали, в частности, увеличивается содержание легирующих элементов, повышающих стабильность аустенита, что в свою очередь приводит к понижению температуры конца бейнитного превращения. Оба этих фактора, согласно данным из параграфов 1.7 и 3.5, должны повысить термическую и деформационную стабильность остаточного аустенита. Однако одновременно с этим повышается и предел текучести стали. В таком случае, степень деформации, при которой будет протекать индуцированное деформацией МП для трубных сталей различных классов прочности (К60-К80), вероятно, не будет значительно отличаться.

3.7. Экспериментальное исследование термической и деформационной стабильности остаточного аустенита

Для проверки полученных в предыдущих параграфах результатов расчетов температуры старта локального МП в частицах остаточного аустенита и напряжений, инициирующих МП, было проведено экспериментальное исследование термической и деформационной стабильности остаточного аустенита в бейнитных структурах трубных сталей.

Термическая стабильность остаточного аустенита.

Постановка эксперимента.

Для оценки термической стабильности остаточного аустенита термомехани-чески обработанные образцы охлаждали до температур -50, -80, -196 °С. Для изучения выбирали образцы, обработанные по режимам ТМО, позволяющим обеспечить различную концентрацию углерода (расчетную) в частицах непревращенного

аустенита (Су) и температуру конца бейнитного превращения (Глава 2): А6, Б2, Б7, В5. Основные данные по интересующим режимам и параметрам микроструктуры материала термомеханически обработанных образцов приведены в Таблице 3.5.

Таблица 3.5 - Параметры ТМО и микроструктуры

№ режима V °С/с "охл, с/с Я/, °С /МА ./ост Су, масс. %

ГБ РБ %

А6 20 500 470 4,5 3,7 0,45

Б2 10 600 — 5,0 3,8 0,41

Б7 10 500 — 3,8 2,8 0,54

В5 10 500 490 4,0 2,9 0,53

Результаты и обсуждение.

На рисунках 3.11-3.14 представлены фотографии микроструктуры материала исследуемых образцов, вытравленной в 10-ти %-ом водном растворе метаби-сульфита натрия, после охлаждения до температур: -50 °С (а), -80 °С (б), а в Таблицу 3.6 сведены основные результаты исследования.

а)

б)

, Ж. *

> л- % а ч

' \ • Л * -

• > г.

1 \ I V ' "

и

V,. '<

■к,Л |А*«ч!

-

.VI

,

4 ^ Л» ' ' '

*

«р щ

Я-.. V >'

I

>'. I

<

I <ч • . , ■ \

.»у 'М:;::\'й

I' \ ' ' 'Я ■ ■ А- Я || 20 мкм

Рисунок 3.11 - Фотографии микроструктуры материала образца по режиму А6

Рисунок 3.12 - Фотографии микроструктуры материала образца по режиму Б2

Рисунок 3.13 - Фотографии микроструктуры материала образца по режиму Б7

Рисунок 3.14 - Фотографии микроструктуры материала образца по режиму В5

Таблица 3.6 - Результаты исследования термической стабильности остаточного аустенита _______

№ режима вг, °С С1 масс. % ГА ]ост 20 °С ГА )ост-50°С ГА ГА

ГБ РБ %

А6 500 470 0,45 4,5 3,7 3,2 2,6 < 0,5

Б2 600 — 0,41 5,0 3,8 1,8 0,7 < 0,5

Б7 500 — 0,54 4,0 2,8 2,6 2,2 < 0,5

В5 500 490 0,53 4 2,9 2,8 1,7 < 0,5

Анализ полученных результатов позволяет заключить, что термическая стабильность выше у частиц остаточного аустенита, сформированных при температуре ~ 500 °С вне зависимости от рассматриваемых концентраций углерода (режимы А6, Б7, В5). После охлаждения до -50 °С остаточный аустенит в материале этих образцов практически полностью сохраняется, а при охлаждении до -80 °С распадается примерно на 30-50 % от исходного состояния при комнатной температуре. В случае, если температура конца бейнитного превращения составляет 600 °С (режим Б2), ~ 50 % остаточного аустенита распадается уже при температуре -50 °С и ~ 80 % при -80 °С. При температуре -196 °С в материале всех исследуемых образцов остаточный аустенит не обнаружен.

Деформационная стабильность остаточного аустенита.

Постановка эксперимента.

Для исследования деформационной стабильности остаточного аустенита были выбраны следующие режимы ТМО: А6, В4, В5, Б5. При исследовании деформационной стабильности обработанные по предложенным режимам образцы испытывали растяжением-сжатием при комнатной температуре. Степень деформации составила 7% при растяжении и 7% при сжатии. Выбор такой схемы нагружения связан с тем, что после горячей прокатки и ускоренного охлаждения лист формуют, экспандируют, а для последующего определения механических свойств материала трубы вырезают сегмент и распрямляют его. Таким образом, на внешней

поверхности трубы при формовке и экспандировании возникают растягивающие напряжения, а при разгибе - сжимающие.

Результаты и обсуждение.

Фотографии микроструктуры материала термомеханически обработанных образцов, вытравленной в 10-ти %-ом водном растворе метабисульфита натрия, представлены на Рисунке 3.15.

Рисунок 3.15 - Фотографии микроструктуры материала образцов, вытравленной в 10-ти %-ом водный раствор метабисульфита натрия, после холодной деформации для материала образа по режиму: а) А6; б) В4; в) В5; г) Б5

Результаты выполненных экспериментов (Рисунок 3.15) показывают, что после холодной деформации растяжением + сжатием с суммарной логарифмической деформацией 14 % остаточный аустенит в структуре образцов по режимам В5, Б5, В5 полностью отсутствует, а в образце, обработанному по режиму А6, наблюдается

незначительная доля Лосг, что, по всей видимости, связано с самой низкой Б/ для рассматриваемых режимов ТМО.

Поскольку по результатам выполненных экспериментов невозможно определить на какой стадии пластической деформации (степени деформации) произошло индуцированное деформацией МП, было принято решение о проведении дополнительных экспериментов с меньшими суммарными степенями деформации. Для этого термомеханически обработанные образцы по режиму В5 деформировали растяжением (моделирование формовки и экспандирования) со степенями деформации 1,5, 3 и 6 % при комнатной температуре.

Рисунок 3.16 - Фотографии микроструктуры материала образцов по режиму В5, вытравленной в 10-ти %-ом водный раствор метабисульфита натрия, после холодной деформации со степенью деформации: а) 1,5 %; б) 3 %; в) 6 %

Результаты рентгенофазового и количественного анализа микроструктуры (Рисунок 3.16) материала образцов свидетельствуют, что на начальной стадии пластической деформации (до 1,5 %) более половины остаточного аустенита претерпевает индуцированное напряжением или деформацией МП. При увеличении степени деформации до 3 % в структуре остается ~ 0,2-0,3 % АосТ, а при степени деформации 6 % остаточного аустенита не обнаружено.

В заключении параграфа необходимо подчеркнуть, что результаты экспериментальных исследований по изучению термической и деформационной стабильности остаточного аустенита в бейнитных структурах трубных сталей хорошо согласуются с выполненными оценками влияния гидростатических сжимающих напряжений, возникающих вследствие объемного эффекта МП, на термическую (Рисунок 3.10) и деформационную (Таблица 3.4) стабильность АоСТ.

Выводы по Главе 3

1. Была выполнена оценка влияния гидростатических сжимающих напряжений, возникающих вследствие объемного эффекта мартенситного превращения, на термическую и деформационную стабильность остаточного аустенита в бейнитных структурах трубных сталей. Расчетами показано, что температура старта мартен-ситного превращения находится в диапазоне + 80 ^ -116 °С в зависимости от условий формирования непревращенного аустенита, при этом определяющими факторами являются температура конца бейнитного превращения, концентрация углерода в остаточном аустените и разность коэффициентов термического расширения ферритной фазы и аустенита.

2. Расчетами также показано, что индуцированное деформацией мартенсит-ное превращение в частицах остаточного аустенита должно преимущественно протекать на начальной стадии пластической деформации.

3. Полученные результаты о термической и деформационной стабильности остаточного аустенита подтверждены экспериментально. Показано, что остаточный аустенит в бейнитной структуре трубной стали класса прочности К60 может

быть стабилен до температуры -80 °С, при этом большая часть претерпевает индуцированное напряжением или деформацией мартенситное превращение при степени деформации 1,5 % и лишь незначительная доля остается стабильной вплоть до 14 %.

4. На основе литературных данных и результатов выполненных исследований можно заключить, что повысить термическую и деформационную стабильность остаточного аустенита можно за счет дополнительного легирования элементами, повышающими стабильность аустенита, снижения температуры конца бей-нитного превращения и измельчения частиц М/А-составляющей за счет повышения скорости ускоренного охлаждения.

ГЛАВА 4. ВЛИЯНИЕ МАРТЕНСИТНО-АУСТЕНИТНОЙ СОСТАВЛЯЮЩЕЙ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ВЫСОКОПРОЧНЫХ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ

На основе результатов, полученных в предыдущих главах, можно обобщить, что объемная доля М/А-составляющей в среднем составляет 3-7 %, остаточный аустенит может быть термически стабилен вплоть до температуры -114 °С, однако претерпевает индуцированное деформацией мартенситное превращение преимущественно на начальных стадиях деформирования, частично сохраняясь вплоть до степени деформации 14 %. Полученные результаты позволяют предположить, что наличие М/А-составляющей, преимущественно состоящей из остаточного аустенита, может повысить пластичность трубных сталей за счет реализации TRIP-эффекта, по аналогии с автомобильными сталями. Однако экспериментально определить влияние этого эффекта на пластичность не представляется возможным, поскольку объемная доля и деформационная стабильность остаточного аустенита ниже, чем в автомобильных сталях. Соответственно, и эффект повышения пластичности будет ниже. В таком случае выделить вклад М/А-составля-ющей на изменение механических свойств от влияния основной структуры металла практически невозможно.

По этой причине для определения влияния М/А-составляющей на пластичность трубных сталей в настоящей работе использовали методы конечно-элементного моделирования.

4.1. Постановка задачи

Задачей конечно-элементного моделирования являлась оценка возможности повышения пластичности материала горячекатаного листа и основного металла трубы за счет индуцированного деформацией мартенситного превращения в частицах остаточного аустенита.

Для обеспечения достоверности результатов, получаемых в ходе конечно-элементного моделирования, необходимо использование реологических

характеристик исследуемого материала, описываемых зависимостью истинных напряжений от деформации a(s). В связи с этим была необходимость решения следующих подзадач:

1. Определить реологические свойства материала горячекатаного листа и основного металла трубы.

2. Определить реологические свойств М/А-частиц, состоящих преимущественно из остаточного аустенита, с учетом протекания индуцированного деформацией мартенситного превращения.

4.2. Методики исследования

Для определения реологических характеристик материала горячекатаного листа были проведены испытания на растяжение на разрывной машине Zwick/Roell Z100 в соответствии с ГОСТ 1497-84.

Для изучения влияния трубного передела на напряженно-деформированное состояние материала трубы использовали программу Simufact Forming, которая представляет собой специализированный конечно-элементный программный комплекс для моделирования процессов обработки металлов давлением. Программа позволяет воспроизводить процессы формоизменения заготовок, обеспечивая достоверный расчёт распределения напряжений и деформаций в изделии.

Геометрические параметры рабочего инструмента, параметры процесса пошаговой гибки и последующего экспандирования были приняты в соответствии с одной из промышленных технологий. Материал деформирующего инструмента принимали абсолютно жестким, а деформируемый металл - пластической средой с упрочнением. При моделировании трубного передела не учитывали процесс сварки и зону термического влияния.

Определение влияния М/А-составляющей на пластичность трубных сталей было выполнено с использованием программного продукта Abaqus. Abaqus -универсальный программный комплекс для конечно-элементного анализа, широко применяемый в машиностроении и материаловедении. Он обеспечивает решение

линейных и нелинейных задач механики деформируемого твёрдого тела. Abaqus отличается гибкостью в настройке моделей, возможностью моделирования сложных процессов нагружения и разрушения материалов. Пользователь имеет возможность самостоятельно настраивать плотность сетки, параметры ее автоматического перестроения, распределение элементов и их реологических моделей.

Влияние М/А-составляющей на пластичность трубных сталей определяли по изменению относительного удлинения при растяжении образцов при различной объёмной доле М/А-составляющей и деформационной стабильности остаточного аустенита. Конечно-элементное моделирование испытаний на растяжения было выполнено по ГОСТ 1497-84 для полнотолщинных плоских образцов с рабочей частью 1о = 135мм (Рисунок 4.1). Для фиксации момента локализации пластической деформации и образования шейки при растяжении принят критерий потери устойчивости, встроенный в Abaqus.

Рисунок 4.1 - Чертеж образца для испытаний на растяжение по ГОСТ 1497-84

4.3 Реологические модели горячекатаного листа, материала трубы и мартенситно-аустенитной составляющей

Реологические свойства материала горячекатаного листа.

Определение реологических свойств материала горячекатаного листа выполняли на образцах из стали №«1, на которых предварительно моделировали горячую

tff

L

прокатку с последующим ускоренным охлаждением по режиму А6 (параграф 2.5). Для определения сопротивления деформации материала образцов выполняли испытания на растяжение на разрывной машине. Полученную диаграмму условных напряжений пересчитывали в истинные единицы (Рисунок 4.2).

1600

1400

1200

1000

с

800

О 600

400

200

0

0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6 0,7 0,8 0,9 1

8

Рисунок 4.2 - Истинная диаграмма растяжения образца из трубной стали класса прочности К60 с бейнитной структурой (сталь №1)

Реологические свойства материала трубы.

Для определения влияния трубного передела на формирование механических свойств основного металла трубы выполняли конечно-элементное моделирование пошаговой гибки и экспандирования горячекатаного листа толщиной 27 мм в трубу 0 530 мм за 19 итераций в программе Simufact Forming, при этом зависимость сопротивления деформации материала горячекатаного листа принимали в соответствие с Рисунком 4.2.

Промежуточные результаты процесса компьютерного моделирования трубного передела при пошаговой гибке листа в трубу и распределение остаточной пластической деформации по сечению представлены на Рисунке 4.3.

а)

Effective plastic «train х

Рисунок 4.3 - Промежуточный этап моделирования пошаговой гибки листа в трубу (а) и распределение остаточной пластической деформации в поперечном сечении трубы в месте гиба (б)

Как показывают результаты моделирования, характер распределения остаточной пластической деформации, приобретенной металлом в процессе пошаговой гибки, неравномерен как по сечению листа, так и по диаметру трубы. Максимальные деформации наблюдаются в зоне приложения деформирующего инструмента

на внутренней стенке (8,6 %) и на противоположном от него внешнем сечении трубы (9,3 %). Минимальная остаточная деформация наблюдается в центральном по толщине стенки сечении и между точками приложения силы.

В результате последующего экспандирования материал трубы приобретает практически равномерную дополнительную пластическую деформацию 0,5-3 % по всему сечению (Рисунок 4.4)

Рисунок 4.4 - Распределение остаточной пластической деформации после операций пошаговой гибки и последующего экспандирования трубы

Если для определения механических свойств основного металла трубы выполняют вырезку темплета и затем его разгибают до плоского состояния, то можно предположить, что остаточная пластическая деформация и соответствующее деформационное упрочнение увеличивается вдвое. Очевидно, что механические свойства материала трубы будут существенно зависеть от конечного диаметра изделия, толщины стенки, количества операций гибки и зоны отбора темплета для изготовления образцов.

Для моделирования испытаний на растяжение продольных образцов основного металла трубы для рассматриваемого случая трубного передела была создана реологическая модель разогнутого сегмента трубы в местах максимальной пластической деформации (Рисунок 4.3, б). Было выбрано 9 сечений параллельных плоскости листа. С учетом гибки листа в трубу, экспандирования и обратной разгибки

распределение остаточной пластической деформации по сечениям принимали симметричным относительно средней линии: е = 0,18, е = 0,15, е = 0,1, е = 0,05, е = 0, е = 0,05, е = 0,1, е = 0,15, е = 0,18 (Рисунок 4.5).

400 200

0 -

0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6 0,7 0,8 0,9 1

8

Рисунок 4.5 - Реологическая модель разогнутого сегмента трубы в продольном

направлении

Реологическая модель М/А-составляющей.

Основную сложность в рамках моделирования представляло описание поведения деформируемой среды, в которой протекает индуцированное деформацией мартенситное превращение. В работах [150; 151] систематизированы теоретические основы о влиянии напряженно-деформированного состояния на кинетику мартенситного превращения, однако эти модели не дают возможности достоверно предсказать специфический вид кривой сопротивления деформации а(е) при растяжении с учетом локальных превращений. По этой причине для анализа влияния МП в частицах остаточного аустенита на кривую а(е) применяли подход, изложенный в [113] и представленный в параграфе 1.6. Реологические модели для частиц М/А-составляющей, состоящей преимущественно из остаточного аустенита, принятые для выполнения конечно-элементного моделирования представлены на Рисунке 4.6. Поскольку МП в частицах остаточного аустенита в бейнитных структурах трубных сталей протекает как на упругом участке деформации (амп < от) так и

на пластическом (аМП > оТ), при моделировании испытаний на растяжение рассматривали оба случая.

го

1600 1400 1200 1000 800 600 400 200 0

0,2

0,4

8

0,6

0,8

Рисунок 4.6 - Реологические модели для частиц остаточного аустенита при

ами < от (1) и амп > ат (2)

4.4. Компьютерное моделирование испытаний на растяжение

Для оценки вклада М/А-составляющей на изменение относительного удлинения было выполнено контрольное моделирование испытаний на растяжение образцов из материала горячекатаного листа и продольных образцов из основного металла трубы без учёта М/А-частиц. Реологические модели приняты в соответствии с Рисунком 4.2 и 4.5. Вид конечно-элементной модели в Abaqus для У части образца с распределением накопленной пластической деформации по сечениям для случая моделирования испытаний материала трубы представлен на Рисунке 4.7.

Рисунок 4.7 - Вид конечно-элементной модели (У) образца на растяжение для

материала трубы

0

1

Необходимо отметить, что при моделировании испытаний на растяжение образцов из материала листа достаточно трудно учесть различие механических свойств в продольном и поперечном направлении. По этой причине для материала листа выполняли моделирование без учета направления вырезки образцов.

Как показывают результаты моделирования (Рисунок 4.8), относительное удлинение образца, изготовленного из материала горячекатаного листа, составляет 30,8 %, при этом в результате трубного передела относительное удлинение в продольных образцах из материала трубы снижается на 9,8 % для наиболее неблагоприятных мест отбора темплета (в зоне приложения деформирующего инструмента при пошаговой гибке, Рисунок 4.3, б).

а)

б)

Рисунок 4.8 - Результаты моделирования испытаний на растяжение образцов из горячекатаного листа (а) и материала трубы (б)

Влияние М/А-составляющей на пластичность горячекатаного листа.

Задачей моделирования являлось определение влияния М/А-составляющей на изменение относительного удлинения при испытаниях на растяжение образцов

из материала горячекатаного листа при различной объемной доле М/А-составля-ющей и деформационной стабильности остаточного аустенита. На основе результатов, полученных в Главах 2 и 3, объемную долю М/А-составляющей при моделировании принимали равной 2 и 6 %, а напряжения, индуцирующие мартенситное превращение в частицах остаточного аустенита, принимали ниже (амп < аТ) или выше (амп < аТ) предела текучести материала горячекатаного листа (Рисунок 4.6). Также, при моделировании учитывали возможную неравномерность распределения частиц М/А-составляющей с локализацией в центре или у края рабочей части образца. Внешний вид некоторых моделей представлен на Рисунке 4.9.

а)

Рисунок 4.9 - Вешний вид моделей в программе Abaqus для моделирования испытаний на растяжение образцов из горячекатаного листа при наличии 2 % (а) и 6 % (б) М/А-составляющей, а также с учетом ее неравномерности

распределения (в, г)

Результаты конечно-элементного моделирования испытаний на растяжение образцов, содержащих 2 % М/А-составляющей, для некоторых рассматриваемых вариантов напряжений, индуцирующих мартенситное превращение, и распределений М/А-частиц в объеме образца представлены на Рисунке 4.10, а результаты всех выполненных моделирований представлены в Таблице 4.1.

а)

б)

реео

(Дуд: 75%)

+9.б20е-01 +8.813е-01 +8.01бе-01 +7,215е-01 + 6.413е-01 +5.612е-01 +4.810е-01 +4.008е-01 +3.207е-01

В+2,405е-01 + 1.б03е-01 +8,016е-02 + 0.000е+00

Г

РЕЕЙ

(Л^'д 75%)

И+9.85бе-01 +9.071О-01 +8.2476-01

--+7.422е -01

--+6.597е-01

--+5.773й-01

+4.948е -01 +4 Ше-01 + 3.293е-01 + 2.-1746-01 + 1.&49е-01 + 3 247е-02 ■(■С.ООСе+ОО

Г)

РЕЕСЗ

(Дуд: 75Чо)

я_ г +1,000е+00

- - +9.1б8е-01

- +8.335е-01

- +7.501е-01

- +6.668е-01

- +5.834е-01

- - +5.001е-01

_ - +4.167е-01

- +3,334е-01

- - +2.500е-01

и - +1.667е-01

- +8.335е-02

и +0.000е + 00

175.8 мм ■4- -►

Рисунок 4.10 - Результаты моделирования испытаний на растяжение образцов из горячекатаного листа при объемной доле М/А-составляющей 2 % при: а) амп < аТ; б) аМП > аТ; в) аМП > аТ и консолидации частиц у периферии рабочей частиц образца; г) аМП < аТ и консолидации частиц в центре

образца

Таблица 4.1 - Результаты конечно-элементного моделирования испытаний на растяжение образцов из горячекатаного листа__

Объемная доля М/А-частиц, % Распределение М/А-частиц 5, %

МП при аМП < аТ МП при аМП > аТ

0 - 30,8

2 стохастическое 30,7 31,4

локализация в центре образца 30,2 31,7

локализация у края рабочей части 29,6 31,7

6 стохастическое 30,6 32,5

локализация в центре образца 30,1 32,1

локализация у края рабочей части 30,6 32,5

На основе анализа результатов конечно-элементного моделирования можно сделать вывод, что наиболее выраженный положительный эффект на пластичность материала горячекатаного листа наблюдается при сочетании высокой объёмной доли (6 %) М/А-частиц и индуцированном деформацией мартенситном превращении остаточного аустенита, что позволяет достичь максимального значения относительного удлинения в 32,5 % как для стохастического распределения М/А-частиц, так и для их локализации у края. В то же время распределение М/А-частиц играет более критичную роль при превращении остаточного аустенита на упругой стадии деформации. В этом случае локализация М/А-частиц у края рабочей части образца к незначительному снижению относительного удлинения до 29,6 % для объемной доли М/А-частиц в 2 %. При условии аМП > аТ влияние типа распределения нивелируется, и главным фактором становится именно объёмная доля М/А-со-ставляющей, что подтверждается примерно одинаковыми значениями 5 для всех вариантов распределения частиц при их объемной доле 6 %. Важно отметить, что при локализации М/А-частиц в центральной части образца в независимости от их объемной доли зона разрушения смещается к краю рабочей части образца (Рисунок 4.10, г).

В общем случае можно заключить, что при равномерном распределении М/А-частиц и аМП < аТ наблюдается незначительное снижение относительного удлинения (< 0,2 %), которое практически не зависит от объемной доли частиц.

Напротив, когда МП происходит на стадии пластической деформации прирост относительного удлинения имеет выраженную положительную динамику и линейно возрастает по мере увеличения объемной доли М/А-частиц.

Влияние М/А-составляющей на пластичность материала трубы, продольные образцы.

Задачей моделирования являлось определение влияния распределенной стохастическим методом М/А-составляющей на относительное удлинение при испытании на растяжение образцов из материала трубы. Поскольку в результате трубного передела распределение остаточной деформации по сечению трубы неравномерно и максимальные деформации достигаются на внешней и внутренней поверхности стенки, а в центральном сечении они минимальны (Рисунок 4.3), то для выполнения конечно-элементного моделирования в этом случае принимали, что во внешних слоях и на четверти по толщине трубы МП в частицах остаточного аусте-нита уже произошло, при этом некоторая доля в среднем сечении образца осталась стабильна. В таком случае реологические модели М/А-составляющей, распределённой «по слоям» в объеме образца с наколенной пластической деформацией, были приняты в соответствии с Рисунком 4.11.

8

Рисунок 4.11 - Реологические модели для М/А-составляющей, расположенной в: 1 - поверхностном слое; 2 - четверти по толщине образца; 3 - центральном

сечении по толщине образца

Моделирование было выполнено на двух образцах с 2 и 6 % М/А-составляю-щей (Рисунок 4.12).

а)

б)

Рисунок 4.12 - Модель образца из материала трубы при объемной доле М/А-составляющей 2 % (а) и 6 % (б)

Результаты моделирования испытаний на растяжение продольных образцов из материала трубы, в частности, относительного удлинения образцов с 2% и 6% М/А-составляющей, превращенной в внешних «слоях», представлены на Рисунке 4.13 и сведены в Таблицу 4.2.

РЕЕСЭ

САуд: 75%)

г +9.500е-01

- +8.708е-01

- + 7.917е-01

- +7.125е-01

- +б,ЗЗЗе-01

- +5.542е-01

- +4.750е-01

- +3.958е~01

- +3.1б7е-01

- +2.375б-01

- +1,583е-01

- +7.917е-02

- +0.000е+00

РЕЕ(3

(А»д 75%)

+9.432е-01

а

1-8 64<5е-01 + 7 8б0е-01 + 7 074е-01

+ 5 502е-01 +4 71бе-01 +3.93Се-01 +3 1446-01 +2.358е-01 +1 572е-01 +7 860е-02 +0 000е+00

а)

167.37 мм

б)

Г

г

Рисунок 4.13 - Результаты моделирования испытаний на растяжение продольных образцов из основного материала трубы при объемной доле М/А-

составляющей 2 (а) и 6 (б) %

Таблица 4.2 - Результаты конечно-элементного моделирования испытаний на растяжение образцов из основного металла трубы для продольных образцов

Место отбора образца Объемная доля М/А-частиц, % 5, %

Горячекатаный лист 0 30,7

Труба, продольный образец 0 21,0

2 24,0

6 24,0

Из полученных результатов моделирования можно заключить, что наличие М/А-составляющей, преимущественно состоящей из остаточного аустенита, в материале горячекатаного листа позволяет частично компенсировать потери пластичности (относительного удлинения), обусловленной трубным переделом и последующим разгибом сегмента трубы для изготовления образцов. При этом прибавка относительного удлинения составляет 3 % вне зависимости от объемной доли М/А-составляющей в исследованном диапазоне (от 2 до 6 %).

Необходимо подчеркнуть, что прибавка относительного удлинения в материале трубы без учета разгиба, очевидно, будет выше, поскольку в таком случае может сохраниться большая доля остаточного аустенита.

Влияние М/А-составляющей на пластичность материала трубы, поперечные образцы.

Для проведения конечно-элементного моделирования испытаний на растяжение поперечных образцов из материала трубы была разработана виртуальная установка, в которой реализовано последовательное выполнение операций гибки листа в трубу и последующего разгиба (Рисунок 4.14). Экспандирование имитировали одноосным растяжением до достижения дополнительной степени деформации 2 %. Реологическая модель горячекатаного листа принята в соответствии с Рисунком 4.2.

а)

б)

Рисунок 4.14 - Общий вид виртуальной схемы моделирования испытаний поперечных образцов (а), моделирование процесса гибки листа в трубу (б) и последующего разгиба (в)

Результаты моделирования испытаний на растяжения поперечного образца в отсутствии частиц М/А-составляющей представлены на Рисунке 4.15. Относительное удлинение образца составило 5 = 23,7 %.

Рисунок 4.15 - Результаты моделирования испытания на растяжение поперечного образца без М/А-частиц после гибки, экспандирования и последующего разгиба

Как видно из полученных результатов, снижение относительного удлинения в поперечных образцах материала трубы по сравнению с горячекатаным листом составляет 7 %.

Моделирование испытаний на растяжение поперечных образцов из материала трубы с учетом наличия М/А-частиц выполнено на образцах, содержащих 2 % и 6 % М/А-составляющей, распределенной стохастическим методом и при различных условия старта индуцированного деформацией МП. Реологическая модель