» » Контролируемая прокатка стали
06.02.2015

При реализации контролируемой прокатки варьируемыми параметрами считают температуру нагрева, температуру деформации, в частности, окончания деформации, суммарную и однократную (за 1 проход) степень обжатия, скорость прокатки, число проходов и длительность пауз между ними, режимы последеформационного охлаждения. Согласно, контролируемая прокатка - это «оптимизированный нагрев и прокатный процесс, обеспечивающие получение мелкого ферритного зерна в результате двух механизмов - через мелкие рекристаллизованные аустенитные зерна, образованные при горячей прокатке в интервале средних температур, и через деформацию аустенита ниже температуры рекристаллизации, усиливающую зарождение ферритных зерен». Результаты исследований показали, что эффект контролируемой прокатки связан не только с измельчением зерна, но и с созданием устойчивой субструктуры, причем во многих случаях влияние субструктуры является преобладающим.
Ю.И. Матросов выделил восемь стадий технологии контролируемой прокатки листа
I. Аустенизация при температурах, обеспечивающих получение достаточно однородной структуры металла перед прокаткой. При этом температура нагрева под прокатку для большинства сталей, микролегированных ниобием, ванадием и титаном, составляет около 1150-1200°С.
II. Высокотемпературная деформация стабильного аустенита в области быстропротекающих процессов рекристаллизации, когда температура деформации выше температуры рекристаллизации. Цель высокотемпературной деформации - получение возможно более мелкого зерна аустенита путем чередующихся многократных обжатий и рекристаллизации. Для низколегированной стали с ниобием степень деформации для развития динамической рекристаллизации при 1100-1150°С составляет 40-60%. Однако осуществление таких режимов в промышленных условиях затруднительно. Черновая прокатка на действующих толстолистовых станах проводится при температурах не ниже 980-1000°C со степенями обжатия за проход 15-20%.
III. Среднетемпературная деформация в нижней части аустенитной области осуществляется с целью увеличения плотности дефектов кристаллической структуры металла и упорядоченного их распределения (субструктуры), что приводит к множественному образованию ферритных объемов при полиморфном γ→α-превращении.
IV. Деформация аустенита в области полиморфного γ→α-превращения.
V. Деформация в двухфазной γ+α-области. Понижение температуры деформации в γ+α-области способствует упрочнению стали, так как при этом возрастает доля упрочненных деформацией зерен феррита.
VI. Деформация в трехфазной области, которую целесообразно проводить, если в комплексе механических свойств первостепенное значение придается получению весьма высокой прочности.
VII. Деформация ниже точки Ar1 возможна при наличии мощного прокатного оборудования и при невысоких требованиях к пластическим характеристикам проката.
VIII. Охлаждение стали после завершения деформации осуществляется на воздухе со скоростью охлаждения 0,5-1°С/с или в установках ламинарного охлаждения проката со скоростью около 15°С/с.
В зарубежной и отечественной практике в промышленных условиях контролируемая прокатка листа осуществляется в две или три стадии (рис. 60). Первая стадия начинается от температур нагрева под прокатку до 950-1000°С, когда происходит быстрая рекристаллизация аустенита, завершающаяся в пределах междеформационной паузы. На второй стадии процесса в интервале температур от 950°С до Ar3 рекристаллизация в обычных сталях затрудняется, а в сталях с ниобием она практически подавлена. В этой области температура и степень деформации оказывают существенное влияние на кинетику рекристаллизации. Если температурно-деформационные условия выбраны правильно, то зерно уменьшается в результате статической рекристаллизации. Деформация приводит к образованию полос скольжения и выделению дисперсных фаз. С повышением степени деформации растет число полос скольжения и увеличивается однородность их расположения, что способствует получению мелкого равномерного зерна феррита после превращения. В результате повышается хладостойкость стали.
Контролируемая прокатка стали

На третьей стадии при температуре ниже Ar3 процессам дисперсионного упрочнения с измельчением зерна сопутствует развитие субзерен текстуры, причем два последних фактора имеют решающее значение в улучшении свойств стали.
Авторы работы указывают четыре фактора, обусловливающие измельчение ферритного зерна при контролируемой прокатке. Это, во-первых, понижение температуры нагрева под прокатку, приводящее к уменьшению размеров исходного, а следовательно, и рекристаллизованного аустенитного зерна. Вторым фактором является замедление рекристаллизации при горячей деформации, которое может быть достигнуто различными путями: снижением температуры и повышением степени деформации, повышением температуры рекристаллизации за счет легирования твердого раствора, выделения из твердого раствора перед рекристаллизацией или в процессе ее дисперсных частиц второй фазы, тормозящих миграцию границ зерен и блоков. Третий фактор состоит в понижении температуры γ→α-превращения, что может быть достигнуто как соответствующим легированием, так и регулированием скорости после-деформационного охлаждения. Наконец, важным фактором является предотвращение роста ферритного зерна в верхней части ферритной области, например при охлаждении стали в рулонах. Указанные четыре механизма не исчерпывают всех возможностей измельчения ферритного зерна при контролируемой прокатке. Мелкое ферритное зерно может быть также получено из нерекристаллизованного или частично рекристаллизованного аустенитного зерна с высокой плотностью дефектов кристаллического строения в результате зарождения феррита на дефектах внутри аустенитного зерна.
В работе показано, что контролируемая прокатка стали 09Г2 с окончанием в двухфазной области при 750-700°С позволяет наряду с повышение прочностных свойств увеличить на 300-400 КДж/м2 ударную вязкость при низких температурах, а также примерно на 40°С понизить критическую температуру хрупкости по сравнению с окончанием прокатки в нижней части γ-области. В случае окончания прокатки при 700°С получены следующие значения механических свойств, определяемых при испытании на растяжение: предел текучести 450 МПа, временное сопротивление разрыву 555 МПа, относительное удлинение около 27%. Дальнейшее снижение температуры деформации обеспечивает повышение прочностных характеристик при заметном снижении пластичности и ударной вязкости при комнатной температуре. Эффект повышения механических характеристик автор работы связывают с измельчением ферритного зерна и созданием в феррите устойчивой дислокационной субструктуры.
Таким образом, имеющиеся сведения показывают принципиальную возможность повышения уровня механических свойств проката из низколегированных сталей. В результате этого появляется возможность замены сложнолегированных сталей. Так, в работе показано, что сталь 09Г2 в случае завершения ее прокатки при низких температурах приобретает комплекс свойств, аналогичный полученному для микролегированной стали 08Г2ФМБ. Однако необходимость снижения температуры прокатки до межкритических или даже субкритических значений создает определенные трудности в реализации процесса на существующем прокатном оборудовании.
Дополнительным резервом повышения механических характеристик проката является ускоренное последеформационное охлаждение. Так, по данным, ускоренное охлаждение стали 15ГЮТ перед смоткой до 600-700°С приводит к измельчению зерна аустенита и феррита и повышению уровня механических свойств, а также к снижению балла полосчатости структуры после нормализации.
В работе приведены данные по влиянию скорости охлаждения после контролируемой прокатки на механические свойства малоуглеродистых низколегированных сталей, микролегированных ниобием и ванадием. При исследованиях охлаждение проводили с 780-700 до 630-600°С. Обнаружили повышение прочностных характеристик и снижение критической температуры хрупкости с увеличением скорости охлаждения. Минимальная критическая температура хрупкости получена при скорости охлаждения около 7°С/с; при этом наблюдали весьма мелкую смешанную структуру феррита и перлита с небольшой долей бейнита.
Немедленное охлаждение после деформации может привести к получению низких значений механических свойств, характерных для наклепанного состояния. Выдержка после деформации способствует получению мелкого ре-кристаллизованного зерна и фрагментированной структуры, благодаря чему повышается уровень механических свойств. В то же время имеются данные о том, что у низколегированных сталей рекристаллизация протекает весьма быстро.
Нами проведено комплексное исследование влияния температурнодеформационных параметров горячей прокатки, скорости охлаждения после деформации, длительности выдержки перед началом ускоренного охлаждения и температуры окончания ускоренного охлаждения (tо.о) на структуру и свойства стали 09Г2. Заготовки толщиной 20 и шириной 40 мм нагревали до 1200°С, подстуживали до температуры деформации (tпр) в специально подготовленной печи, а затем прокатывали на лабораторном стане 300 с суммарным обжатием 50% за один или три прохода. При прокатке за три прохода частные обжатия составляли 25, 16 и 20%. После прокатки заготовки охлаждали на воздухе (со скоростью около 1°С/с) и водой до различных температур (со скоростью 70-80°С/с), затем на воздухе. Подстуживание водой осуществляли как немедленно после окончания деформации, так и после пауз в течение 5-10 с.
В табл. 12 приведены результаты определения механических свойств стали 09Г2 при реализации охлаждения в воде непосредственно после окончания прокатки.
Контролируемая прокатка стали

Как видно из таблицы, в случае последеформационного охлаждения на воздухе снижение температуры деформации в пределах 1050-800°С при прокатке за один проход приводит к некоторому упрочнению стали и одновременно к значительному увеличению ее вязкости при отрицательных температурах. Прокатка стали 09Г2 за три прохода в этих условиях оказывается менее эффективной.
Ускоренное охлаждение приводит к заметному изменению уровня свойств. Прочностные свойства возрастают тем в большей степени, чем ниже температура окончания ускоренного охлаждения. Наиболее значительно предел текучести и временное сопротивление разрыву возрастают после подстуживания до температуры ниже 670°С, Однако пластические свойства при этом снижаются. После ускоренного охлаждения до 640-700°С при достаточно высоких прочностных свойствах пластические характеристики находятся на требуемом уровне; ударная вязкость, определенная на образцах с острым надрезом при температуре -40°С, также осталась на весьма высоком уровне. Таким образом, ускоренное охлаждение можно производить до 700-640°С.
Увеличение длительности последеформационной паузы в большинстве случаев приводит к снижению механических свойств. Так, увеличение ее до 5 с в случае прокатки при 800°С и подстуживания до рекомендуемых температур приводят к снижению временного сопротивления разрыву на 30-45 МПа, уменьшению предела текучести и относительного удлинения. Указанные результаты свидетельствуют о целесообразности применения ускоренного охлаждения непосредственно после выхода раската из очага деформации. Высокий комплекс свойств обеспечивает прокатка при 800°С. После прокатки при более высоких температурах наблюдается снижение механических свойств. Таким образом, наиболее целесообразным оказывается сочетание понижения температуры деформации с последеформационным ускоренным охлаждением. Дробная деформация (осуществление 50%-ного обжатия за три прохода) не привела к снижению свойств. Наоборот, в некоторых случаях, например, после деформации при 900°С, ударная вязкость при дробной деформации оказалась выше, чем при однократной (см. табл. 12).
Деформация в нижней части аустенитной области с последующим ускоренным охлаждением приводит к получению таких же или даже более высоких значений свойств, чем были получены авторами работы после деформации в двухфазной или ферритной области. Преимуществом рассмотренного способа является заметное повышение температуры деформации, что делает его принципиально выполнимым на существующем прокатном оборудовании. Ho для реализации способа необходимо оснащение прокатного стана специальными охлаждающими устройствами.
При исследовании микроструктуры образцов (рис. 61), охлажденных на воздухе, установлено, что снижение температуры прокатки до 800°С способствует некоторому измельчению зерна феррита и уменьшению размеров перлитных колоний. Так, средний размер зерна феррита образцов, прокатанных при 1050°С, составлял около 25 мкм, а после прокатки при 800°С - около 16 мкм.
Ускоренное охлаждение непосредственно после деформации способствует более значительному измельчению зерна по сравнению с охлаждением на воздухе, причем наиболее интенсивное измельчение зерна происходит при снижении температуры прокатки с 900 до 800°С. Микроструктуры образцов, прокатанных за один и три прохода, идентичны.
Контролируемая прокатка стали

Прокатка образцов при 800°С с последующим ускоренным охлаждением приводит к получению наиболее мелкого ферритного зерна. Средний размер зерна феррита, выявленный по принятой методике, составил 3,2 мкм. Однако наблюдается большой разброс значений величины зерна. Последеформационная пауза приводит к увеличению размеров ферритных зерен. По-видимому, в ходе последеформационной выдержки в аустените может происходить перераспределение дефектов кристаллического строения, в результате которого их зародышевое действие при аустенитно-ферритном превращении уменьшается.
Соотношение структурных составляющих практически не изменяется при варьировании условий деформации: во всех случаях количество феррита составляет около 80%, перлита - около 20%. Ускоренное охлаждение до температур ниже 640°С приводит к появлению в структуре бейнитной составляющей, что и обусловливает заметный рост прочностных характеристик при снижении пластичности.
Как показало электронно-микроскопическое исследование, выполненное на фольгах, структура образцов, прокатанных при 800°С и ускоренно охлажденных до 700-650°С характеризуется минимальной величиной субзерен в феррите (средний размер около 0,6 мкм) и повышенной плотностью дислокаций в теле субзерен. В образце, прокатанном при 900°С и охлажденном после деформации по аналогичному режиму, субзерна значительно крупнее - около 2 мкм. Результаты рентгено-структурного анализа качественно согласуются с данными электронно-микроскопического исследования. У образцов, прокатанных при 800°С и охлажденных ускоренно до 700-650°С, наблюдали более широкие рентгеновские дифракционные линии α-фазы. Анализ полученных результатов показал, что физическое уширение линий обусловлено главным образом повышенной дисперсностью субзерен.
Таким образом, в результате электронно-микроскопического и рентгеновского исследований установлено, что деформация стали 09Г2 при 800°С с последующим ускоренным охлаждением приводит к заметному измельчению структуры феррита.
Как отмечалось ранее, для получения развитой субструктуры в феррите обычно используют деформацию в двухфазной γ+α-области. В наших исследованиях деформацию осуществляли в нижней части аустенитной области. Доказательством этого является тот факт, что в образцах-свидетелях, деформированных при 800°С и закаленных после этого в воде, структура состояла из мартенсита без выделений структурно-свободного феррита. Можно предположить, что в исследованных условиях деформации в аустените проходили разу-прочняющие процессы, в основном типа динамического возврата и динамической полигонизации. Ускоренное охлаждение способствовало сохранению дефектной структуры аустенита до момента γ→α-превращения. Повышенная плотность дефектов кристаллического строения вызывала увеличение числа возможных центров зарождения феррита, а следовательно, и измельчение ферритного зерна. Степень развития разупрочняющих процессов в аустените различна как в разных ауетенитных зернах, так и в различных участках одного зерна. Это приводит к заметному разбросу величины ферритного зерна.
Получение развитой субструктуры в феррите можно объяснить, если предположить, что феррит в определенной мере может наследовать дефекты кристаллического строения аустенита. Такое предположение может основываться на довольно многочисленных литературных данных, позволяющих считать, что наследование дефектов кристаллического строения возможно не только при сдвиговом, но и при нормальном полиморфном превращении.
В работе подробно рассмотрены эти данные.
Все изложенное относится к применению контролируемой прокатки для повышения свойств углеродистых и низколегированных сталей. Однако, как уже указывалось, эффект контролируемой прокатки наиболее полно проявляется в низкоуглеродистых сталях, микролегированных сильными карбидо- и нитридообразующими элементами. Влияние микролегирования реализуется как через его воздействие на разупрочняющие процессы в аустените, а следовательно, и на величину зерна аустенита и феррита, так и через упрочнение за счет выделения дисперсных частиц.
Выделение дисперсных карбонитридов ниобия и ванадия может происходить как в аустените, так и в феррите. Наиболее интенсивное выделение карбонитридов ниобия в аустените наблюдается при 850-870°С, а карбонитридов ванадия - ниже 800°С. В феррите процессы выделения карбонитридной фазы протекают с заметной скоростью при температуре не ниже 550°С. Указанные процессы подчиняются общим закономерностям, присущим явлениям старения сплавов, и состоят из стадий образования когерентных зародышей выделений, нарушения когерентности и роста карбонитридных частиц. Считают, что при 550-650°C существенное значение имеет первая стадия распада твердого раствора - стадия предвыделения. На этой стадии карбонитриды выделяются в виде тонких пластин толщиной 1-5 нм, когерентных ферриту. Наличие когерентных выделений приводит к сильному искажению кристаллической решетки. Тем самым создаются препятствия для свободного перемещения дислокаций в феррите, что вызывает его упрочнение. Рост толщины пластин до 5-10 нм вызывает несоответствие на границе раздела карбонитрида с твердым раствором, вследствие чего происходит срыв когерентности и разупрочнение стали. Частицы избыточной фазы тормозят миграцию зеренных и субзеренных границ, с которой связано развитие процессов разупрочнения. Миграция частиц и субграниц в поле когерентных частиц ведет к ослаблению или устранению когерентности, что может привести к увеличению межфазной поверхности энергии. На основании термодинамического анализа можно показать, что максимальный радиус образующегося зерна (субзерна)
R ≤ (σ/Δγ)*l,

где σ - поверхностная зернограничная энергия; Δγ - изменение межфазной поверхностной энергии при миграции границы (субграницы); l - расстояние между пластинами второй фазы.
Расчеты показывают, что эффективность когерентных включений при значительных изменениях межфазной поверхностной энергии оказывается большей, чем в других случаях. Дисперсионное твердение приводит к росту критической температуры хрупкости. Поэтому его можно использовать лишь в том случае, если при определенных режимах горячей деформации создать достаточную фрагментацию металлической матрицы.
Микролегирование ниобием значительно тормозит разупрочняющие процессы в горячедеформированном аустените. Для получения выраженной субструктуры в аустените прокатку стали с ниобием можно заканчивать при температуре, на 50-100°С превышающей температуру прокатки углеродистой стали. Ванадий оказывает аналогичное влияние на разупрочняющие процессы, но действие его оказывается более слабым. При содержании ванадия 0,1% динамический возврат идет быстрее, чем при 0,03% Nb. Микродобавки ванадия, алюминия и титана практически не влияют на температуру рекристаллизации, а только несколько сдерживают рост зерен после рекристаллизации. Ниобий заметно задерживает начало рекристаллизации и рост зерен аустенита. В то же время ванадиевая сталь более склонна к старению, чем ниобиевая.
Все сказанное обусловливает целесообразность совместного микролегирования ниобием и ванадием низкоуглеродистых сталей, подвергаемых контролируемой прокатке. Значение дополнительного легирования ванадиевой стали ниобием хорошо видно из сопоставления механических характеристик сталей 08Г2АФ и 07Г2ФБ. Сталь 08Г2АФ, содержащая нитриды ванадия, несколько превосходит сталь 07Г2ФБ по прочностным характеристикам, однако заметно уступает ей по ударной вязкости и критической температуре хрупкости.
Эффект контролируемой прокатки сталей, легированных ниобием и ванадием, в значительной мере зависит от степени перехода этих элементов в твердый раствор при нагреве под прокатку. Необходимая температура нагрева определяется в зависимости от содержания углерода и карбидообразующих элементов. Например, при содержании 0,1% С и 0,03-0,4% Nb нагрев до 1200°С оказывается достаточным для перевода карбонитридов в твердый раствор. Увеличение содержания углерода и карбидообразующего элемента приводит к необходимости повышения температуры нагрева. Наиболее полное использование карбонитридного упрочнения при контролируемой прокатке возможно в сталях с пониженным содержанием углерода. Поэтому в последнее время намечается переход к малоперлитным сталям, обладающим к тому же повышенной свариваемостью.
Горячая пластическая деформация в аустенитной области инициирует выделение карбонитридных фаз в аустените. Частицы, выделяющиеся в этих условиях, имеют достаточно большие размеры (30-50 нм) и не обладают ориентационной связью с матрицей. Такие частицы способствуют измельчению зерна, замедляют рекристаллизацию аустенита и являются дополнительными центрами перекристаллизации при γ→α-превращении. Однако прямого воздействия на упрочнение за счет дисперсионного твердения эти частицы не оказывают. Более того, благодаря их выделению уменьшается содержание карбидообразующих элементов в твердом растворе и тем самым снижается эффект дисперсионного упрочнения в ферритной области. В связи с этим при разработке конкретных режимов контролируемой прокатки стремятся ограничить процессы выделения в аустените. Наиболее интенсивное выделение карбонитрида ниобия происходит при 850-880°С. Поэтому деформация стали с ниобием в этом температурном интервале приводит к снижению прочностных свойств по сравнению с прокаткой при более высокой температуре (980-1000°С). Имеются рекомендации контролируемую прокатку сталей с ниобием осуществлять дискретно в двух температурных интервалах: черновую при 1200-1080°С, чистовую ниже 800°С. Между этими температурными интервалами рекомендуется осуществлять ускоренное спрейерное охлаждение с целью предотвращения выделения грубых частиц карбонитридов ниобия.
В реальных условиях производства, в зависимости от химического состава стали, требуемых свойств и ряда других факторов можно использовать различные режимы контролируемой прокатки. Так, если основным требованием к прокату является высокая ударная вязкость при умеренном уровне прочности, то целесообразно воздействовать прежде всего на разупрочняющие процессы в аустените, не добиваясь значительного проявления дисперсионного твердения. В этом случае нагрев под прокатку следует вести до возможно более низких температур, а деформацию заканчивать не ниже 800°С.
Контролируемая прокатка листа сначала была освоена за рубежом, а несколько позже на TЛC и ШСГП в Советском Союзе. Хотя и считается, что контролируемая прокатка наиболее эффективна для сталей, микролегированных сильными карбидо- и нитридообразующими элементами, целесообразно ее применение и для обычных углеродистых и низколегированных сталей.
Процесс контролируемой прокатки применяют для получения свойств рядовой стали, близких к свойствам низколегированных и термически обработанных сталей. Установлено, что низколегированные марганцовистые стали необходимо деформировать при возможно более низких температурах в аустенитной области для предотвращения роста зерна.
В работах выполнен анализ применения высокотемпературной термомеханической обработки (BTMO) сортового проката. Отмечено, что контролируемая прокатка сортового проката имеет ряд существенных отличий от контролируемой прокатки плоского металла. При производстве сортового проката используют в большинстве случаев углеродистые и низколегированные стали без добавок сильных карбидо- и нитридообразующих элементов, замедляющих рекристаллизацию деформированного аустенита. Сведения о возможности повышения механических свойств углеродистых и низколегированных сталей без микролегирования путем регламентации температурнодеформационных параметров прокатки на момент начала работ в этом направлении в Донецком политехническом институте были весьма ограничены.
Замедление процесса рекристаллизации деформируемого аустенита является важнейшим условием повышения механических свойств стали при контролируемой прокатке. Этого можно достичь ускоренным междеформационным подстуживанием и последеформационным охлаждением. Исследованиями установлено, что низкоуглеродистые марганцовистые стали необходимо деформировать при возможно более низких температурах в аустенитной области с последующим ускоренным охлаждением. Благодаря быстрому нагреву заготовок под прокатку и быстрому охлаждению удается получить у низколегированной стали зерно размером порядка 1 мкм, что позволяет непосредственно в потоке сортового прокатного стана повысить служебные характеристики широко распространенных углеродистых и низколегированных сталей. Сложность конфигурации сечения сортового проката затрудняет соблюдение регламентированных температурно-деформационных условий прокатки, а большие линейные скорости на сортовых станах создают определенные трудности для проведения ускоренного и равномерного по объему охлаждения раската.
Важной задачей при контролируемой прокатке из-за наличия стадий ускоренного охлаждения металла является исследование влияния неравномерного температурного поля в сечении раската на энергосиловые и кинематические параметры процесса. Учет неравномерности распределения температуры по сечению металла уменьшит погрешности расчета этих параметров и устранит возможность поломки оборудования и нарушения технологического процесса. Можно выделить следующие стадии контролируемой прокатки стали:
I. Нагрев металла до температуры аустенизации порядка 1100-1150°С.
II. Прокатка раската в черновых проходах при температурах выше 1000°C.
III. Ускоренное подстуживание раската в душирующих устройствах водой или водовоздушной смесью со скоростью охлаждения 50-70°С/с.
IV. Прокатка металла в чистовых проходах с суммарным обжатием до 50% и деформацией за проход порядка 15-25%, заканчивается прокатка при 800-850°С.
V. Ускоренное последеформационное охлаждение раската с высокой скоростью охлаждения 1500-2000°С/с и выше в устройствах, использующих воду высокого давления, до 650-750°С.
VI. Окончательное охлаждение раската на воздухе со скоростью 3-7°С/с.
В результате такой обработки углеродистых и низколегированных сталей удается получить достаточно высокий комплекс механических свойств проката: σв = 500-650 МПа, σт = 350-550 МПа, относительное удлинение δ = 23-33,5% и ударная вязкость при температуре испытания -60°С КСV60= 1-2,5 МДж/м2.
Основными температурными параметрами контролируемой прокатки, определяющими уровень механических свойств углеродистой и низколегированной стали, являются температура нагрева под прокатку, температура конца прокатки и температура окончания ускоренного охлаждения.
Температура нагрева под прокатку определяет исходное (перед прокаткой) состояние стали. Для получения мелкого феррита в первую очередь стремятся измельчать аустенит путем снижения температуры нагрева под прокатку. Понижение температуры нагрева замедляет рост зерен, попутно снижается время охлаждения перед конечной стадией деформации. Понижение температуры нагрева под прокатку от 1200 до 1050°С способствует измельчению зерна феррита на 0,5-1 балл, что в конечном итоге повышает вязкость стали.
Понижение температуры конца прокатки приводит к измельчению зерна аустенита перед γ→α-превращением и, как следствие, измельчению зерна феррита.
К деформационным параметрам прокатки, влияющим на механические свойства сталей, относят степень деформации при прокатке за один проход (ε, %) или суммарную степень деформации при прокатке за несколько проходов (εΣ, %), скорость деформации (U, с-1), дробность деформации, режим деформирования, характеризуемый изменением частных обжатий по проходам. Увеличение частных и суммарных обжатий привадит к существенному снижению переходной температуры и некоторому повышению предела текучести готового проката. Увеличение степени обжатия в последних проходах влияет подобно уменьшению температуры конца прокатки, понижая переходную температуру хрупкого разрушения.
В ряде исследований отмечается благоприятное влияние дробности деформации на уровень механических свойств сталей. При термомеханической обработке стали 60С2 применение дробного деформирования позволило повысить как прочностные, так и пластические характеристики металла по сравнению с одноразовым деформированием при одинаковых температурных условиях. Увеличение комплекса механических свойств стали при дробной деформации связывают с ростом плотности дислокаций и с образованием субструктуры во время пауз между проходами.
Существенное влияние на структуру и свойства стали оказывает режим деформации, то есть характер изменения частных обжатий по проходам, при постоянной суммарной деформации. Увеличение частных деформаций к концу прокатки повышает деформационный разогрев и температуру конца прокатки. Это способствует ускорению протекания процессов разупрочнения. В связи с этим рекомендуется проводить прокатку с убывающим режимом обжатий. Однако деформация в последнем проходе не должна быть меньше 15-20% для обеспечения равномерного распределения дислокаций в объеме горячедеформированной стали.
Для углеродистых и низколегированных сталей, не содержащих добавок микролегирующих элементов, повышение механических свойств при горячей прокатке возможно в результате увеличения скорости охлаждения в процессе и после деформации металла.