Металлопрокат
Металлоконструкции
Обработка металла
Существует четыре основных цели нагрева металла под прокатку:
— сформировать требуемый размер и распределение размеров зерен аустенита для последующей прокатки;
— растворение необходимого количества микролегирующих элементов;
— снижение количества дефектов поверхности сляба с помощью окисления;
— формирование правильного температурного профиля заготовки.
Мелкозернистая структура имеет повышенную зернограничную поверхность на единицу объема, что приводит к избытку свободной энергии системы, которая создает движущую силу для ее уничтожения путем роста зерен. Кроме того, движение границ направлено в сторону уменьшения их кривизны и достижения определенных углов. Существуют два механизма роста зерен: нормальный и аномальный рост или вторичная рекристаллизация.
Закономерности роста зерна аустенита в рамках классической теории обобщены в работе, из которой следует, что этот процесс контролируется диффузией железа по границам зерен аустенита:
D2 - D02 = kt,
где k = σVDgb/λRT; D0 — исходный размер зерна аустенита; σ — зернограничная энергия; V — молярный объем; X — толщина границы; Dgb — коэффициент диффузии по границам зерен.
Эта зависимость нарушается многими факторами, например, при легировании железа элементами, входящими в твердый раствор замещения. По данным работы, при легировании практически любыми элементами, за исключением кремния, наблюдается измельчение зерен аустенита, выявляемых после нагрева до температуры Ac3 + (30-80) °С. Добавка 1% марганца в чистое железо уменьшает скорость роста на несколько порядков, что обусловлено сегрегацией по границам зерен без образования второй фазы.
Рост зерна может быть значительно подавлен путем добавки элементов, образующих мелкие труднорастворимые частицы. Основные модели торможения границ зерен частицами основаны на балансе сил, которые возникают на границе:
— уменьшение зернограничной поверхности на единицу объема металла при росте зерна;
— тормозящая сила вследствие присутствия частиц на границе.
Простейший вид взаимодействия границы с частицей, когда эффект присутствия частиц второй фазы состоит в уменьшении протяженности границы и ее свободной энергии.
Влияние дисперсных частиц на рост зерна аустенита описывается уравнением:
где f — объемная доля частиц, r — средний радиус частиц, M — подвижность границ зерен.
Для полного описания роста зерен необходимо знание кинетики растворения и роста частиц дисперсных фаз. Термодинамический анализ с использованием приближения к идеальным растворам дает следующее выражение для равновесной концентрации Xp:
где G — свободная энергия MC карбидной фазы, M и С.
Используя это уравнение, многочисленными исследователями были определены постоянные А и В для микролегированных Nb, V и Ti сталей, в результате чего были получены уравнения произведения растворимости, широко используемые на практике (рис. 5.3).
Работы посвящены разработке методов расчета растворимости карбонитридных фаз при аустенитизации конструкционных сталей. Авторами показано, что при аустенитизации сталей достаточно часто достигается состояние, близкое к равновесному, в этом случае степень растворения карбидов, нитридов и карбонитридов в аустените может быть рассчитана с использованием методов термодинамики. Карбиды и нитриды одного элемента рассматриваются как соединения постоянного состава и при расчетах используются экспериментально полученные уравнения произведений растворимости. Для описания термодинамических свойств комплексных карбонитридов используется модель Хиллерта-Стаффансона. Результаты представлены в виде диаграмм полной растворимости карбонитридов ванадия, ниобия, тантала. При проведении расчетов авторы учитывали, что реальные стали являются многокомпонентными системами и в них может образовываться несколько фаз, в расчетах использовали результаты анализа возможного фазового состава низколегированных сталей.
В широкой области композиций микролегированных сталей установлена линейная зависимость между температурой роста зерна и температурой растворения частиц. Причем первая значительно ниже второй, разница возрастает с повышением температуры растворения, иными словами, растворение частиц не является обязательным для начала роста зерна. При допущении, что рост частиц происходит в соответствии с законом Оствальда, их размер описывается следующим уравнением:
где k = (2/3)2 2σV/RTDxX/(X°- Х)2; Х°, X — концентрация микролегирующих элементов в аустените; Dx — коэффициент диффузии соответствующего элемента в аустените.
В сталях с добавками сильных карбонитридообразующих элементов при аустенитизации может иметь место аномальный рост (АР), заключающийся в росте небольшого количества зерен в относительно неизменной матрице при температурах существенно ниже температуры растворения частиц. Для начала AP необходимы две основных предпосылки: нормальный рост зерен должен быть заторможен, отдельные зерна, тем не менее, способны к росту.
Теоретически предполагается связь общей зеренной структуры с размером и объемной долей частиц, приводящих к АР. Растворение частиц не является необходимым условием для начала АР, так как их критический радиус может быть достигнут коалесценцией. Таким образом, на этой стадии сравнительно немногие границы зерен имеют возможность мигрировать, так как они не закреплены благодаря росту частиц, окружающих их. Гладман предложил уравнение, описывающее баланс сил на границе зерен:
где rc и f — критический размер и объемная доля частиц, R — средний размер зерна, Z — параметр, представляющий отношение размера растущих зерен к размеру зерен матрицы.
Уравнение показывает, что когда размер частиц превышает rc, рост границ зерен аустенита больше не тормозится частицами и начинается аномальный рост.
В простых низколегированных Si-Mn-сталях аномальный рост зерна не наблюдается, однако, зерно вырастает до очень больших размеров (200-400 мкм), в стали с добавкой ванадия он происходит при температуре ~1000 °С, с добавкой алюминия ~1100 °С, в присутствии ниобия при 1150 °С, при наличии в стали малых добавок титана этот интервал смещается до 1200 °C и выше.
При исследовании связи содержания микролегирующих элементов с величиной зерна аустенита при нагреве под прокатку установлено, что влияние содержания титана при постоянной температуре нагрева носит экстремальный характер: при введении в сталь первых добавок титана наблюдается измельчение зерна, при дальнейшем повышении концентрации титана размер зерна возрастает. Такой эффект наблюдается при различных температурах нагрева и в разных сталях (рис. 5.4). Минимальные значения размера зерна наблюдаются при содержании Ti вблизи стехиометрического соотношения с азотом (Ti ~ 3,4 N). Описанные выше теоретические представления о торможении роста зерен частицами второй фазы позволяет дать объяснение наблюдаемому эффекту. Увеличение размера зерна при содержаниях титана ≥ 3,4 N обусловлено двумя фактами: при дальнейшем повышении содержания титана в стали формируется фаза TiC, имеющая более низкую температуру растворения, и не обеспечивающая дополнительного эффекта в присутствии фазы TiN, при этом в связи с изменением соотношения титана и азота при высоких температурах изменяется характер образования нитрида титана — при постоянной его объемной доле увеличивается количество крупных (≥ 1 мкм) частиц (см. рис. 5.4), не оказывающих влияния на процесс роста зерна и уменьшается доля мелких частиц.
Малые добавки титана более эффективны для торможения роста аустенитного зерна, чем микролегирование ниобием, однако, одновременное введение в сталь титана и ниобия часто приводит к более интенсивному росту зерна, чем в стали микролегированной только титаном, что обычно связывают с формированием комплексных карбонитридов Ti, Nb(C, N) имеющих большую растворимость в аустените в сравнении с TiN.
Увеличение содержания ванадия незначительно измельчает зерно аустенита (см. рис. 5.4), даже при его содержании 0,10-0,12% величина зерна уменьшается от 120 мкм в стали 09Г2 (Тн = 1150 °С) до 95 мкм (при 0,03-0,04% Ti величина зерна ~15 мкм). Ванадий в стали с содержанием азота 0,007% сдерживает рост зерна до ~ 1000 °С, в стали с 0,018% N и том же содержании ванадия температура начала интенсивного роста повышается до 1100 °С, в стали с комплексом микролегирования V-Ti-N зерно сохраняется мелким до ~ 1200 °С, поэтому эта система используется в схеме ре кристаллизационной контролируемой прокатки.
При сравнении кинетики роста зерна стали типа 09Г2 и 03Г2Р с одинаковым комплексом микролегирования (Ti и Nb-Ti) установлено, что в стали, микролегированной бором наблюдается более интенсивный рост. Как было ранее показано, частицы фазы TiN начинают растворяться при температурах, превышающих 1250 °С, что и обусловливает укрупнение структуры аустенита. В качестве меры неоднородности (разнозернистости) аустенита использовали коэффициент вариации V=S/x. Для однородной структуры (стандартные шкалы — ГОСТ 5639) V=0,49±0,02. На рис. 5.4 приведено изменение коэффициента вариации в зависимости от содержания микролегирующих добавок (Тн=1150 °С). Видно, что введение в сталь 09Г2 малой добавки титана приводит к существенному снижению коэффициента вариации и формированию равномерного зерна, дальнейшее повышение содержания титана до 0,08% приводит к повышению разнозернистости. Введение в сталь ванадия при слабом влиянии на величину зерна существенно уменьшает коэффициент вариации. Отмечено повышение разнозернистости при увеличении содержания азота до 0,025% в стали с добавками V-Ti-N, разнозернистость в стали с добавкой бора также повышается (при одинаковом микролегировании).
Размер частиц, контролирующих эффективность роста зерна аустенита, зависит от состава стали, скорости охлаждения и кристаллизации жидкой стали. В низколегированных сталях с добавкой титана имеется возможность выделения частиц фазы TiN из жидкого состояния до затвердевания вследствие высокого сродства титана к азоту. Снижение температуры выделения карбонитридов приводит к уменьшению размера частиц с соответствующим повышением потенциала торможения границ зерен аустенита. Для непрерывнолитой стали малые добавки титана позволяют сохранить мелкое и стабильное зерно до высоких температур. Для уменьшения скорости укрупнения частиц требуется соотношение Ti/N менее стехиометрического. Термодинамические расчеты показывают, что повышение содержания титана и азота приводит к возрастанию количества фазы, выделяющейся в жидком состоянии. Энергетический баланс на границе зерна показывает, что к росту способны зерна, превышающие 4/3 среднего (матричного) размера (точнее — размера окружающих зерен), что говорит о важности получения гомогенного зерна. Этот подход также предполагает, что при равномерном распределении зерен торможение их роста не зависит от среднего размера.
Температура, при которой стандартное отклонение размера резко увеличивается, принимается как температура укрупнения зерна и является началом вторичной рекристаллизации или аномального роста (укрупнения) зерна (рис. 5.5, 5.6). Таким образом, в этот момент в металле сосуществуют как бы два размера зерна, что может быть проиллюстрировано схемой, представленной на рис. 5.7 (заштрихованы области формирования неоднородного зерна).
Вопрос — что важнее: средний размер зерен или их распределение? Скорее всего, распределение. Объяснение связано с процессами рекристаллизации при черновой прокатке. Полностью устранить неоднородность зерна нельзя, а измельчить крупное зерно можно в результате 4-5 проходов прокатки с относительными обжатиями не менее 12-15%. Следовательно, надо стремиться к получению после нагрева максимально гомогенной структуры. Это возможно в двух случаях: ниже температуры начала аномального роста зерна и выше интервала температур существования смешанной структуры, где зерна аустенита имеют достаточно большой размер, но однородный.
В микролегированной стали рост зерна во время нагрева обычно происходит в результате укрупнения и растворения карбидов или нитридов входящих в состав стали микролегирующих элементов. Установлено, что в сталях, содержащих только ниобий, он растворяется полностью только при температурах на ~ 100—150 °C выше температуры аномального роста зерна. Поскольку стали обычно содержат кроме ниобия и титана, размер зерен будет зависеть от размера и распределения частиц TiN, образующихся при кристаллизации: если частицы мелкие и их объемная доля велика, результирующий размер зерен, будет малым. Когда распределение частиц неоднородно, или их вообще нет, как в сталях, содержащих только Nb, тогда размер зерен может достигать 400 мкм.
Технология нагрева слябов под горячую прокатку стали рядовых марок определяется химическим составом стали, параметрами нагревательных печей и возможностями прокатного оборудования. Температура нагрева углеродистых и Si-Mn низколегированных сталей обычно составляет 1220-1320 °С. Ограничения по режиму нагрева обусловлены, с одной стороны, повышенным угаром металла, опасностью перегрева и пережога, а также повышенным расходом топлива, с другой — снижением производительности печей и повышением нагрузок на прокатное оборудование.
В то же время при контролируемой прокатке нагрев слябов является одним из важных технологических этапов, обеспечивающих формирование оптимальных структуры и комплекса механических свойств стали. Стремление получить мелкое зерно и повышенные вязкие свойства проката привело к необходимости снижения температуры нагрева слябов.
Условия нагрева металла под прокатку оказывают влияние на две основных характеристики аустенита — величину зерна и состав твердого раствора, при повышении температуры аустенитизации рост зерна и легирование твердого раствора способствуют повышению устойчивости аустенита.
Авторы работы при исследовании промышленной стали 09Г2ФБ, прокатанной по контролируемому режиму после нагрева слябов до 1150 и 1260 °С, установили, что при повышенной температуре нагрева в структуре стали наряду с ферритом и перлитом наблюдаются участки верхнего бейнита и остаточного аустенита, более крупное зерно феррита, что приводит к снижению ударной вязкости на 30-50 Дж/см2 и доли вязкой составляющей в изломе образцов ДХУТТ. Наблюдаемые изменения связывают с увеличением размера зерна аустенита при нагреве, повышенной растворимостью карбонитридной фазы ванадия и ниобия и повышением температуры черновой прокатки, подобные результаты приведены и в работах.
В публикации показано, что оптимальная температура нагрева микролегированной стали под прокатку несколько ниже температуры начала аномального роста, что обеспечивает получение равномерного зерна аустенита, однако, в работе таким критерием считается практически полное растворение карбонитридной фазы в аустените. На практике малоперлитные стали с добавками ванадия, ниобия и титана обычно нагревают до 1150-1200 °C.
Вместе с тем, результаты проведенных экспериментов и расчеты, проведенные с использованием модели структуробразования в V-Ti-N-стали, показали, что повышение температуры нагрева и связанное с этим укрупнение зерна аустенита значимо не влияет на размер рекристаллизованного зерна, формирующегося в температурной области полного протекания рекристаллизации после 4-5-кратной деформации в одинаковых температурнодеформационных условиях (рис. 5.8). Этот экспериментальный результат на первый взгляд противоречит большинству моделей рекристаллизации, согласно которым размер рекристаллизованного зерна аустенита зависит от исходного размера зерна и температуры деформации. Однако, расчеты, проведенные по моделям Селларса, также показали, что, несмотря на сказанное выше, после 4-5 обжатий по 15-20% рекристаллизованное зерно выравнивается по величине при исходном отличии в 3-4 раза. Известные экспериментальные данные, показывающие влияние температуры аустенитизации на величину зерна феррита после контролируемой прокатки, могут быть объяснены особенностями методики имитации режима КП, включающей в черновой стадии деформации только два прохода, что и приводило к различиям в размере рекристаллизованного зерна аустенита и последующим отличиям конечной структуры.
Кроме того, в промышленных и даже в лабораторных условиях повышение температуры нагрева приводит к смещению температурного интервала черновой деформации и вследствие зависимости Dr от температуры — к увеличению размера зерна аустенита.
Повышение температуры аустенитизации приводит за счет увеличения растворимости микролегирующих и других элементов к повышению устойчивости аустенита: укрупнение зерна аустенита и дополнительное легирование твердого раствора ведет к торможению рекристаллизации (смещению температурного интервала полного протекания рекристаллизации в область более высоких температур), что может привести к формированию после черновой прокатки структуры неполной рекристаллизации, а в готовом прокате — к появлению участков продуктов промежуточного превращения, также не исключается эффект влияния измененного состава матрицы и на параметры роста зерна аустенита.
В работах показано, что повышение температуры аустенитизации на 100 °C приводит к увеличению интервала времени до начала первичной рекристаллизации более чем на два порядка, что при постоянном режиме КП привело при Тнагр = 1250 °C к появлению в структуре участков разнозернистости и формированию грубого бейнита взамен перлита. Последние структурные изменения дают основание полагать, что при высокой температуре нагрева при черновой прокатке происходит неполная рекристаллизация аустенита.
В целом, несмотря на показанное отсутствие прямого влияния исходного зерна аустенита на размер рекристаллизованного зерна, сопутствующие факторы приводят к тому, что эффект влияния температуры аустенитизации на конечную структуру на практике весьма существенный, а установленную закономерность возможно наблюдать только в условиях специально спланированного эксперимента.
В стали с ферритно-перлитной структурой наблюдается незначительное повышение предела текучести и временного сопротивления при увеличении температуры нагрева, что обусловлено превалирующим эффектом усиления дисперсионного упрочнения в сравнении с укрупнением зерна феррита. В сверхнизкоуглеродистой бейнитной стали типа 03Г2БТР первоначально наблюдается повышение прочностных свойств, при дальнейшем повышении температуры нагрева они изменяются мало, а предел текучести даже снижается, что обусловлено огрублением структуры (в связи с низким содержанием углерода в стали весь ниобий растворяется в аустените при более низких температурах нагрева). В стали 09ХГ2НФБ повышение температуры нагрева приводит к изменению структуры от ферритно-бейнитной до полностью бейнитной, сталь 09ХГ2НМФБ при всех режимах нагрева имеет бейнитную структуру, в связи с чем изменение прочностных свойств невелико. Повышение температуры нагрева приводит к повышению критической температуры хрупкости и снижению ударной вязкости, при этом зависимость характеристик сопротивления разрушению от температуры нагрева для сталей со структурой промежуточного типа более резкая, чем в случае ферритно-перлитной структуры (рис. 5.9).
Таким образом, влияние температуры нагрева на свойства стали после контролируемой прокатки определяется величиной зерна аустенита, растворимостью карбонитридных фаз и устойчивостью аустенита; первый фактор контролируется содержанием микролегирующих добавок, второй — соотношением концентраций углерода (азота) и карбонитридообразующих элементов, третий — содержанием легирующих элементов и склонностью аустенитного зерна к росту.
В работе высказывается мнение, что при пониженной температуре нагрева может сохраниться такое мелкое зерно, что потребует существенно меньшей деформации для получения минимально возможного размера зерна для данной температуры деформации. Увеличение времени нагрева под прокатку (стандартно 8-10 мин/см) снижает как прочность, так и вязкость стали, в то время как повышение температуры нагрева, как уже отмечалось, повышает прочность и снижает вязкость стали.
Процесс прокатки после сверхнизкого нагрева (до 1000 °С) позволяет снизить на 30-40 °C переходную температуру по ИПГ проката толщиной 16 мм из стали базового состава: 0,08% C-Mn-Nb-Mo по сравнению с обычным нагревом. При этом следует отметить, что из-за низкого нагрева ниобий не полностью растворяется и присутствует в выделениях, поэтому температура остановки рекристаллизации в этом случае ниже (около 850 °С), что следует учитывать при разработке технологии прокатки.