» » Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования
25.01.2015

Имитацию осуществляют на лабораторном оборудовании, которое позволяет на небольших образцах воспроизводить различные технологические процессы: нагрев, деформацию, охлаждение и др. После процесса имитации обычно получают образец небольших размеров для исследования структуры, но в ряде случаев есть возможность определить и механические свойства. Иными словами, физическая имитация включает в себя максимально точное воспроизведение в лабораторных условиях термических и деформационных процессов, которым материал подвергается в процессе промышленного производства или эксплуатации. В зависимости от возможностей экспериментальной установки, осуществляющей имитацию, результаты могут оказаться чрезвычайно полезными.
Для установления причин образования поперечных трещин на поверхности слябов применяют различные методы исследования пластичности стали в горячем состоянии. Кривая пластичности обычно представляет собой зависимость относительного сужения ψ от температуры испытания. При высоких температурах (1000-1200 °С) образцы показывают высокую пластичность, с понижением температуры испытания пластичность снижается, достигая минимума, затем снова повышается и достигает почти исходного уровня. Характерные точки на кривой (рис. 6.11): Tav — температура начала снижения пластичности, Tbev — температура возобновления подъема пластичности, Tev — температура окончания области пониженной пластичности. Tbev имеет прямую связь с температурой превращения Ar3, иными словами они практически совпадают, Tev связана со степенью (у - а)-превращения, наилучшая связь обнаружена с температурой 50%-ного превращения, Tav имеет связь с началом выделений фаз из аустенита. Тест на горячую пластичность не стандартизирован; обычно термический цикл включает в себя нагрев до температуры в интервале 1200-1350 °С, чтобы получить крупное зерно и растворить частицы карбонитридных фаз микролегирующих элементов с последующим охлаждением до температуры испытания со скоростью, реализуемой на поверхности непрерывнолитого сляба (обычно 60 °С/мин) с последующей деформацией до разрушения со скоростью 10в-3-10в-4 с-1, для имитации процессов, происходящих при разгибе сляба.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Параметры термического цикла могут влиять на горячую пластичность: температура нагрева влияет на размер зерна аустенита, а более грубое зерно снижает горячую пластичность; есть результаты, показывающие, что повышение скорости охлаждения до температуры испытания может снизить горячую пластичность. Для более точной имитации состояния непрерывнолитого металла иногда расплавляют образцы перед испытаниями. Некоторые исследователи применяли более сложные термические циклы в попытке более точной имитации сложной температурной схемы, реализуемой на поверхности непрерывнолитого сляба. Установлено, что циклы с использованием температурных колебаний в некоторых ситуациях заметно влияют на горячую пластичность, способствуя выделению частиц AlN. Также делались попытки имитировать следы качания в испытаниях на растяжение путем нанесения надреза на образец до испытаний. Большинство испытаний были проведены в вакууме или в среде инертного газа, чтобы предотвратить окисление. Однако некоторые испытания были выполнены на воздухе, чтобы воспроизвести эффект горячелом-кости из-за присутствия в составе стали меди.
При испытаниях на изгиб обычно отливают маленькие лабораторные слитки и в горячем состоянии деформируют их по схеме трехточечного изгиба. Пластичность оценивают как качественно, так и количественно путем подсчета трещин на поверхности. Эта методика имеет преимущество воспроизведения структуры непрерывнолитого слитка, включая столбчатые кристаллы и выделение микролегирующих элементов, но она требует больших затрат, кроме того, она не имитирует геометрию и характеристики сегрегации. А.ДеАрдо проводит испытания на изгиб образцов, вырезанных из реального сляба с сохранением поверхности со следами качания (рис. 6.12 и 6.13).
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Предполагается, что измеренная в лаборатории горячая пластичность имеет связь со склонностью к поперечным трещинам, негативный эффект влияния Nb, N, Al на формирование поперечных трещин выражается в уменьшении горячей пластичности. В работе установили количественную связь: при относительном сужении выше 75% слябы с трещинами вообще не наблюдаются, в работе предложили критерий — 60%-ного относительного сужения, авторы работы предполагают, что величина 30-40% более реалистична.
Если рассматривать верхний температурный интервал, испытание на горячую пластичность вряд ли даст правильное значение этой температуры, так как динамическая рекристаллизация происходит в процессе испытания, давая заметное повышение пластичности.
Однако деформация на поверхности непрерывнолитого сляба составляет только примерно 1-2%, что недостаточно для протекания рекристаллизации. Восстановление пластичности связано с завершением определенной доли превращения. Более высокие степени деформации при испытаниях на растяжение могут дать недостоверное значение температуры вследствие влияния деформации на превращение, испытания на горячий изгиб дают более точную оценку.
Поперечные трещины ожидаются, если значение ψ при испытаниях ниже, чем ψкрит и деформация сляба может превышать ψкрит. Абсолютная величина ψкрит заранее неизвестна и определяется применяемой деформацией: она выше при более высокой степени деформации и обратно пропорциональна толщине сляба, которая определяет максимальную деформацию.
Чтобы избежать образования трещин, на практике следует принять два варианта деформации: проводить загиб и разгиб на горячей стороне кривой (выше «провала» пластичности) или на холодной стороне кривой (ниже «провала»).
Лабораторная имитация термомеханического процесса имеет огромную важность для разработки новых технологий и марок сталей. Комплексность задачи обусловливает необходимость применения набора оборудования (для получения всех необходимых данных).
Если рассматривать процесс горячей прокатки, то его можно имитировать на лабораторном прокатном стане. Основное преимущество такой имитации — получение достаточно большого образца, который позволит провести испытания механических и технологических свойств. Ho это следующая стадия в процессе разработки технологии. Сначала надо определить критические точки, температуры рекристаллизации, процессы структурообразования, т.е. получить «реперные» точки для построения схемы TMO данной стали.
Существует ряд методов определения температуры рекристаллизации, например, с помощью испытаний на кручение (рис. 6.14), испытаний на двойное нагружение, металлографический (например, по отношению размеров зерен вдоль и поперек направления прокатки) и др.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Весьма важна возможность имитировать высокие скорости деформации, с которыми, например, ведется прокатка тонких полос в чистовых клетях промышленных полосовых станов. Скорость деформации существенно влияет на уровень напряжения течения и, следовательно, на определение усилия прокатки; с учетом прямой связи между напряжением течения и плотностью дислокаций — определяет структуру деформированного металла и такие важные явления, как инициированное деформацией выделение дисперсных фаз и рекристаллизация.
Исходя из этого, были созданы машины для высокотемпературного сжатия, обеспечивающие скорость деформации до 100 с-1.
Такие машины (рис. 6.15) используются в ряде исследовательских центров Европы: UG-CRM, CORUS, ARCELOR. Система позволяет имитировать схему деформации, включающую в себя несколько проходов при контролируемых температуре и скорости деформации.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Большими возможностями обладает система на базе машины MTS, используемая в Питтсбургском университете (США).
Система полностью компьютеризирована и включает в себя: подсистему предварительного нагрева, подсистему нагрева, нагружения, ускоренного охлаждения, медленного охлаждения, контроллер для управления процессом, сбора, накопления и обработки данных. Общий вид установки, открытая печь с пуансонами, образцом и термопарой и пример компьютерного интерфейса приведены на рис. 6.16, схема деформации и охлаждения — на рис. 6.17, а, образец до и после деформации — на рис. 6.17, б.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Система позволяет проводить полную имитацию процесса многопроходной термомеханической прокатки (температуры, скорости и степени деформации, междеформационные паузы) с ускоренным охлаждением (температура начала, скорость и температура завершения ускоренного охлаждения), исследование сопротивления деформации, определение температур рекристаллизации и др. (рис. 6.18).
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Как уже было отмечено, имитация должна включать в себя не только попытку наиболее близко воспроизвести процесс, например термомеханической прокатки, но и определить ряд параметров металла (критических точек), например, кинетику роста (температуру начала интенсивного роста) зерна (рис. 6.19), кинетику рекристаллизации (Tp), кинетику превращения аустенита (критические точки Ar3, Bн, Mн и др.).
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Кинетику превращения аустенита обычно определяют дилатометрическим методом, в данном случае (для условий термомеханической прокатки) — горячедеформированного аустенита.
Известна и более мощная система WUMSI (рис. 6.20), позволяющая деформировать более крупные заготовки и вырезать образцы (рис. 6.21) для проведения механических испытаний (см. рис. 6.21, в). Она частично объединяет в себе возможности системы имитации и лабораторного прокатного стана.
Наиболее известной системой, вероятно, является GLEEBLE фирмы DSI, с использованием которой можно проводить горячие испытания (с определением всех необходимых параметров), имитацию любых видов термической обработки, имитацию различных схем горячей деформации, включая высокоскоростные, имитацию термических циклов в ОШЗ при сварке с определением фазовых превращений и свойств металла, плавление и последующую кристаллизацию, релаксацию напряжений и др. (рис. 6.22 и 6.23). Система представляет собой несколько базовых установок (по максимальной нагрузке, специализации и др.), ряд съемных блоков (растяжение-сжатие, высокоскоростная деформация, кручение и др.).
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Система GLEEBLE 3800 (рис. 6.24 и 6.25) имеет следующие технические характеристики:
— скорость перемещения до 2000 мм/с (в зависимости от нагрузки);
— максимальная нагрузка: при растяжении — 100 кН, а при сжатии — 200 кН;
— стабильность равновесной температуры ±1 °С;
— скорость охлаждения до 250 °С/с (в зависимости от материала, размера образца и закалочной среды);
— форма и размеры образцов: цилиндрические, полые, квадратные, максимальная площадь поперечного сечения 125 мм2;
— максимальная длина 250 мм;
— измеряемые параметры: перемещение, дилатометрический эффект, температура, усилие.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Относительно недавно фирмой DSI разработана система HDS-V40 (система горячего деформирования с максимальным усилием 40 т). Это первая коммерчески доступная машина, позволяющая осуществлять физическую имитацию разливки и прямой прокатки — от стадии непрерывной разливки через стадию горячей прокатки (непрерывная имитация на одном образце). Ее характеризует объемный нагрев сопротивлением образца толщиной 10 мм, шириной 50 мм и длиной 165 мм, нагретый пуансон для плоского деформирования в плоскости, перпендикулярной продольной оси, и специально спроектированный тигель для плавления (рис. 6.26). Основная цель физического моделирования непрерывной разливки тонких слябов — достичь роста дендритов в направлении, сходном с реальным, и получить соизмеримый размер зерен.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Это может быть выполнено в HDS-V40 путем баланса теплового потока от жидкой ванны к захватной части образца и управляемого охлаждения аргоном вдоль нижней и верхней поверхностей центральной части образца. Дендритная микроструктура центральной части образца может быть затем подвергнута в HDS-V40 многократной плоской горячей деформации, таким образом имитируя прямую прокатку после разливки.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Лабораторная имитация технологии горячей прямой прокатки возможна при учете ряда условий.
Размер зерна аустенита влияет на процессы упрочнения и разупрочнения материала сляба, с учетом состояния твердого раствора закристаллизовавшегося сляба и связанной с ним кинетикой выделения. Нитриды и карбонитриды микролегирующих элементов выделяются при температурах более низких по сравнению с тем, что происходит в металле сляба, предварительно охлажденного до температуры окружающей среды и затем нагретого. Более того, на пластичность могут неблагоприятно воздействовать выделения сульфидов на границах зерен.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Идеальных систем, вероятно, не существует, у каждой есть достоинства и недостатки, например важен способ нагрева образца, возможность контролировать трение («бочкообразование» при сжатии), возможность быстро охладить (закалить) образец в нужный момент эксперимента и др. Важный момент — использование в экспериментах модельных сплавов. Физическое моделирование позволяет изучить отдельный процесс и исключить влияние посторонних факторов. Однако тщательному изучению процессов рекристаллизации аустенита мешает последующее (γ-α)-превращение. Модельный сплав, например, может иметь тот же состав, что и исследуемая сталь (включая микролегирование ниобием) за исключением того, что 30% железа замещено никелем. В таком сплаве аустенит сохраняется до комнатной температуры, что позволяет зафиксировать закалкой структуру после различных схем деформации и непосредственно исследовать ее (рис. 6.27).
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Можно выбрать модельный состав с таким содержанием углерода, что он весь расходуется на формирование карбидов, а матрица представляет собой полигональный феррит. Также можно выбрать состав стали так, что при любой реально используемой скорости охлаждения будет формироваться мартенсит (например, сталь, содержащую 2% Cr и 2% Ni) и изучать влияние структуры деформированного аустенита на структуру и свойства мартенсита.
Имитацию процесса TMO можно осуществлять и на деформационном дилатометре (рис. 6.28), современные системы позволяют произвести нагрев, деформацию (сжатием) и последующее регламентированное охлаждение, обеспечивают скорость деформирования до 125 мм/с (при длине образца 10 мм); скорость охлаждения образца не менее 100 °С/с; к недостаткам (для данного применения) можно отнести небольшие значения максимальной нагрузки и суммарной деформации.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

М.Ю. Матросов, А.А. Ефимов, А.А. Кичкина, О.А. Багмет и автор данной монографии с помощью дилатометра BAHR-805 проводили имитацию контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением. При имитации температурно-деформационных режимов контролируемой прокатки после нагрева до 1150 °C осуществляли три деформации образцов (каждая по 20%) при температурах 1050, 850, 830 °С; ускоренное охлаждение (10 и 25 °С/с), после прерывания которого образцы охлаждали до комнатной температуры со скоростью 1 °С/с (имитация охлаждения листа на воздухе). При имитации режимов контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением толстого (30 мм) листа образцы охлаждали с различными скоростями в соответствии с кривыми охлаждения для различных точек по толщине листа, рассчитанными по модели ВНИИМТ для УКО стана 5000 ОАО «Северсталь». Имитировали, в том числе, и разогрев поверхностных слоев листа внутренним теплом после прерывания охлаждения.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Эксперименты по разработанной методике позволили установить, что по мере снижения Tko микроструктура образцов исследованной стали изменяется от ферритно-перлитной до ферритно-бейнитно-мартенситной при Tko = 20 °С, при этом также попытается дисперсность структуры (рис. 6.29). В структуре образцов обнаружены следующие фазы и структурные составляющие: полиэдрический феррит при Tko ≥ 600-625 °С; феррит с нерегулярными границами, имеющий развитую блочную субструктуру и повышенную плотность дислокаций; смесь неполигонального феррита и углеродсодержащей фазы, расположенной на границах зерен и элементов блоков (субзерен), идентифицированную как реечный или гранулярный бейнит (Tko ≤ 650-625 °С); пластинчатый и вырожденный перлит (Тко ≥ 600-625 °С); высокоуглеродистый бейнит обычно содержится в объеме перлитных областей или в смеси с игольчатым ферритом (Гко = 550-650 °С); реечный мартенсит, образующийся при Tko ≤ 400 °С; двойникованный мартенсит (менее 1%) содержащийся в объемах, занятых реечным мартенситом; остаточный аустенит (Tko = 200 °С) менее 1%, встречающийся в виде компактных участков или в виде тонких прослоек между рейками мартенсита.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Увеличение скорости охлаждения повышает твердость структурных составляющих за счет измельчения структуры, формирования субструктуры, а также приводит к увеличению доли бейнитной и мартенситной составляющих при тех же температурах окончания охлаждения. Понижение Tko увеличивает твердость металла, которая изменяется немонотонно, для обеих скоростей охлаждения 10 и 25 °С/с характер кривых изменения твердости аналогичен: отмечены температурные интервалы охлаждения сравнительно резкого увеличения твердости: от 675 до 625 и от 450 до 200 °C и интервал с относительно стабильной твердостью: от 575 до 450 °C (рис. 6.30). При Tко в интервале температур 575-450 °C тип структуры образцов стали 10Г2ФБ отличался несущественно.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Проведенный эксперимент по изучению влияния температуры начала ускоренного охлаждения позволил получить следующие результаты (рис. 6.31 и 6.32):
— температура начала ускоренного охлаждения оказывает значительное влияние на структуру и свойства исследуемой стали;
— если температура окончания деформации и Tно находятся выше точки Ar3 (для исследованной стали в интервале температур 830-775 °С), то микроструктура состоит из продуктов промежуточного превращения (бейнита и блочного феррита) и значения прочностных свойств металла максимальны;
— если деформация заканчивается в γ-области, снижение Tно из γ-области в (γ+α)-область (750-675 °С) приводит с уменьшению доли бейнита и неполигонального феррита, повышению доли полигонального феррита и появлению в структуре перлита. Такое изменение соотношения структурных составляющих приводит к монотонному снижению твердости металла;
— при изменении схемы проведения эксперимента (окончательная деформация проводится при температуре на 25 °C выше Tно и, соответственно, также снижается в (γ+α)-область) характер изменения соотношения структурных составляющих в зависимости от Tно сохранился, при этом твердость металла была выше, чем при завершении деформации в γ-области и выдержке перед началом ускоренного охлаждения. При завершении деформации в γ-области снижение Tно приводит к тому, что частично (γ-α)-превращение проходит в условиях медленного охлаждения (до начала ускоренного охлаждения). При охлаждении из (γ+α)-области на этот эффект накладывается эффект наклепа выделившегося полигонального феррита. Об этом свидетельствуют и различные зависимости твердости от объемной доли феррита для обоих случаев. При проведении деформации в нижней части (γ+α)-области (700 °С) наблюдается существенный рост прочности, возможно связанный с сильным деформационным упрочнением полигонального феррита при низкой температуре.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Снижение Tно ведет к росту зерен полиэдрического феррита, при этом более низкие температуры деформации ведут к измельчению зерна (рис. 6.33). Твердость металла, охлажденного от различных температур, и в случае, когда Tно = Tкп = 830 °С, и после окончания деформации при Tкп = Tно + 25 °С, снижается по мере понижения температуры начала охлаждения. Для серии экспериментов с Tкп = 830 °C твердость снижается монотонно начиная от Tно = 750 °С. Для эксперимента, в котором Tкп = Tно + 25 °C твердость первоначально не изменяется, снижение наблюдается в интервале Tно = 700-725 °С, далее твердость несколько увеличивается. Последний эксперимент фактически демонстрирует суммарный эффект деформации и ускоренного охлаждения. Увеличение твердости связано с наклепом выделившегося феррита (см. рис. 6.32).
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Ускоренное охлаждение проката большой толщины приводит к тому, что структура стали изменяется от поверхности к его средней части в зависимости от скорости охлаждения, температуры окончания ускоренного охлаждения, толщины листа и состава стали и, соответственно, возникает градиент механических свойств (рис. 6.34). При имитации процессов, происходящих при ускоренном охлаждении проката толщиной 30 мм, установлено, что твердость исследованных сталей снижается от поверхности к середине проката. Чем больше расстояние от поверхности листа (и, соответственно, ниже скорость охлаждения), тем больше доля феррита и меньше доля бейнитных продуктов в структуре. В сталях 05ХГНДБ, 10Г2ФБ и 05Г1МБ доля бейнита составляет 55, 60 и 75% у поверхности и 17, 30 и 55% в средней части листа, соответственно. Размер элементов структуры увеличивается по мере удаления от поверхности листа в результате снижения скорости охлаждения. На распределение твердости влияет сумма факторов: соотношение структурных составляющих — бейнита, квазиполигонального феррита и феррита; дисперсность продуктов превращения аустенита; содержание углерода; содержание микролегирующих элементов — ниобия, ванадия и, соответственно, эффект дисперсионного упрочнения (рис. 6.35 и 6.36).
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Оценка свариваемости в реальных условиях (изготовление и исследование сварных соединений) весьма трудоемка, особенно на стадии разработки состава стали, в связи с этим значительное распространение получил метод имитации термических циклов в околошовной зоне (ОШЗ) при сварке. Влияние вида сварки плавлением (электрошлаковой, полуавтоматической, ручной дуговой), обусловленное различием тепловложений, изучается при изменении скорости охлаждения после имитации сварочного нагрева. Метод позволяет дать предварительное заключение о свариваемости (разупрочнение, склонность к образованию холодных трещин, ударная вязкость зоны термического влияния) по результатам исследования фазовых превращений при непрерывном охлаждении (с построением диаграммы), структуры, твердости, ударной вязкости металла, определения CTOD (Crack Tip Opening Displacement).
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Метод основан на зависимости структуры и свойств металла ОШЗ от скорости охлаждения, которая, в свою очередь, связана с тепловложением при сварке — чем оно больше, тем меньше скорость охлаждения.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Характерные значения скоростей охлаждения металла около-шовной зоны при различных видах и режимах сварки труб большого диаметра приведены ниже:
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Обычно используют высокоскоростной индукционный нагрев образцов, быстродействующий дилатометр, охлаждение образцов струей инертного газа (Ar, He). Температура нагрева образцов 1300-1350 °С. Скорость охлаждения образцов изменяют в пределах 0,5-300 °С/с (измеряют в интервале температур 800-700 °С). Тип применяемых образцов: для дилатометра — полые цилиндры наружным диаметром 6 мм и толщиной стенки 1 мм, для определения ударной вязкости — 5x10x55 мм с V-образным надрезом и др.
Система GLEEBLE также позволяет проводить подобные исследования, нагрев образца в этом случае осуществляют прямым пропусканием тока, охлаждение — теплоотводом через медные захваты.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Испытания образцов с имитированной ОШЗ жестче, чем испытания реальных сварных соединений, так как оценивался только металл ОШЗ с крупнозернистой структурой без учета зон металла с меньшим воздействием термического цикла сварки (зоны отпуска, нагрева непосредственно выше Aс3 и др.), которые присутствуют при испытаниях реальных соединений.
Для определения свариваемости проводят комплексный анализ:
— кинетики фазовых превращений аустенита в условиях различных термических циклов сварки и связанных с ними изменений микроструктуры;
— механических свойств металла околошовной зоны (ударная вязкость);
— склонности стали к образованию холодных трещин.
Информацию о типе и количестве фаз, формирующихся в стали при данной скорости охлаждения, можно получить из диаграммы превращения аустенита при непрерывном охлаждении. Многочисленные диаграммы для сталей различных классов построены и приведены в литературе, однако в большинстве случаев аустенитизация проводилась при температуре Aс3 + (30-50) °С, т.е. они пригодны для анализа только процессов превращения при термической обработке.
Влияние исходной структуры аустенита на превращение было установлено много десятилетий назад. Так, в 1922 г. в работе было показано, что твердость стали зависит от размера зерна аустенита, также была установлена линейная связь между номером зерна аустенита и идеальным критическим диаметром.
Для получения реальной картины фазовых превращений в стали при термомеханической обработке необходимо учитывать влияние пластической деформации, поскольку кинетика распада аустенита зависит от его структурного состояния непосредственно перед превращением. В многочисленных работах по этому вопросу [168-180] авторы отмечают снижение устойчивости переохлажденного аустенита в ферритной и перлитной областях под действием деформации, что выражается в смещении в сторону повышенных температур и скоростей охлаждения областей ферритного и перлитного превращений. В большинстве работ, посвященных влиянию деформации на распад аустенита низколегированных сталей, отмечается снижение устойчивости и в бейнитной области превращения, что выражается в основном в ее смещении к более высоким скоростям охлаждения, при этом, однако, в ряде работ наблюдали снижение температуры бейнитного превращения, что может быть объяснено выделением значительного количества феррита и обогащением оставшегося аустенита углеродом.
В ряде работ при исследовании влияния деформации на превращение авторы использовали однократную деформацию, что не всегда обеспечивало получение перед превращением состояния аустенита (размер зерна, дислокационная структура аустенита, состояние карбонитридной фазы и др.), реально существующего при термомеханической обработке. Кроме того, во многих работах предварительная деформация осуществлялась в температурной области, обеспечивающей протекание рекристаллизации аустенита до начала превращения, вследствие чего эффект деформации заключался лишь в измельчении зерна аустенита. Необходимо изучать эффект наклепа аустенита (II стадия контролируемой прокатки) с учетом I стадии КП (измельчения зерна аустенита при рекристаллизации). Таким образом, на наш взгляд, в данном случае имеет смысл говорить о влиянии не горячей деформации в чистом виде, а состояния аустенита перед превращением, которое характеризуется некоторым набором параметров. В связи с тем, что при постоянном составе и условиях охлаждения кинетика превращения аустенита определяется количеством мест зарождения α-фазы, логично предположить, что этим параметром является Sv — эффективная удельная поверхность границ аустенита.
Влияние легирующих элементов на превращение аустенита в достаточной степени изучено, основные закономерности обобщены в работе: малые добавки бора в значительной степени задерживают выделение феррита, наибольший эффект торможения превращения в перлитной области наблюдается при легировании молибденом и хромом, по способности повышать устойчивость аустенита в промежуточной области элементы располагаются следующим образом (в убывающем порядке) — марганец, хром, никель. Легирование молибденом, подавляющее перлитное превращение в исследуемых сталях, в меньшей степени влияет на кинетику промежуточного превращения. Рядом авторов были предприняты попытки установить количественные эффекты влияния легирующих элементов, например, в работах получены известные количественные взаимосвязи между критическими точками превращения при медленном охлаждении и содержанием легирующих элементов:
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Влияние микролегирующих элементов зависит от их состояния перед превращением (в твердом растворе или в карбонитридной фазе), что в значительной мере обусловлено температурнодеформационными параметрами нагрева и деформации. Известный пример, в котором изучено влияние содержания ниобия после различных температур нагрева на характеристики превращения аустенита, показывает экстремальное влияние, обусловленное действием противоположных факторов: ростом зерна и наличием ниобия в твердом растворе (повышение устойчивости), наличием нерастворенных частиц NbCN (снижение устойчивости).
Далее приводятся результаты исследований фазовых превращений широкой гаммы сталей с различной устойчивостью аустенита. Если говорить о предельных случаях, то в IF-стали практически отсутствует углерод и легирующие элементы и аустенит в интересующем нас интервале скоростей охлаждения превращается в феррит (рис. 6.37, а), причем точка Ar3 очень высока — 895-910 °С. Легирование значительным количеством хрома и марганца приводит к такому повышению устойчивости аустенита стали 09Х2Г2НМБ (см. рис. 6.37, б), что в исследуемом интервале скоростей охлаждения наблюдается только мартенситное превращение (Mн = 380 °С). Все остальные исследуемые стали по кинетике превращения аустенита находятся в интервале между этими сталями.
Важнейшими характеристиками диаграммы превращения аустенита при непрерывном охлаждении стали являются:
— температура начала ферритного превращения (точка Ar3);
— температура начала бейнитного превращения (Вн);
— минимальная скорость охлаждения, при которой наблюдается формирование бейнита (сильно зависит от содержания легирующих элементов), изменяется в пределах от 1 до 50 °С/с и выше (для углеродистой стали);
— минимальная скорость охлаждения, при которой наблюдается формирование мартенсита, также определяется химическим составом (обычно 30-100 °С/с);
— мартенситная точка Мн.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Исследование фазовых превращений проводили совместно с А.А. Ефимовым с помощью дилатометра BAHR типа 805; образцы диаметром 5 мм и толщиной 10 мм нагревали до температуры аустенитизации со скоростью 1,5 °С/с, выдерживали в течение 3 мин; деформацию образцов осуществляли сжатием в алундовых пуансонах деформирующей приставки дилатометра, скорость перемещения пуансона составляла 10 мм/с. Температурный режим нагрева и деформации (образцы подвергали трехстадийной деформации с относительными обжатиями по 20%) выбирали таким образом, чтобы структура аустенита перед превращением в наибольшей степени соответствовала реально получаемой при TMO по схеме высокотемпературной контролируемой прокатки с завершением несколько выше точки Ar3.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

При исследовании превращений в стали СтЗсп температура нагрева образцов составляла 1100 °С, температуры деформации T1, T2 и T3 — 1000, 900, 850 °С, соответственно. В стали типа СтЗсп с содержанием углерода на нижнем пределе марочного состава (0,14%) аустенит во всем исследованном интервале скоростей охлаждения (1,6-45 °С/с) превращается в смесь феррита и перлита. Критическая точка Ar3 начала выделения феррита при малых скоростях охлаждения (1,6-4 °С/с) находится в интервале 835-825 °С, температура завершения выделения перлита при этом составляет 680-670 °C (рис. 6.38, а). При увеличении содержания углерода до 0,21% наблюдается снижение критических точек: начала выделения феррита до 810-800 °С, завершения выделения перлита — до 665-640 °C (при Vохл = 1,6-4 °С/с).
При Тнагр = 1170 °C и сохранении параметров деформации характер превращений в стали типа СтЗсп (табл. 6.3) несколько изменился (см. рис. 6.38, б): в интервале скоростей охлаждения до 20-30 °С/с формируется ферритно-перлитная микроструктура, при более высокой скорости охлаждения наблюдается бейнитное превращение.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

При исследовании кинетики превращения аустенита в низколегированной стали типа 13ГС установлено (температура нагрева образцов составляла 1100 °С, температуры деформации T1, T2 и T3 — 950; 850 и 830 °С), что при содержании углерода и марганца на нижнем пределе (0,12% С, 0,50% Si, 1,17% Mn, 0,022% Ti) в интервале скоростей охлаждения 1,6-23 °С/с формируется ферритно-перлитная структура, а при Vохл = 45 °С/с — ферритно-бейнитная. Критическая точка Ar3 при скоростях охлаждения 1,6-4 °С/с находится на уровне 800-790 °C (рис. 6.39, а), температура начала бейнитного превращения (Bн) составляет ~600 °С. В стали, содержащей 0,15% С и 1,4% Mn, наблюдается повышение устойчивости аустенита: ферритно-перлитная структура формируется при скоростях охлаждения не более 8 °С/с, при Vохл = 10 °С/с в структуре наблюдается 5% бейнита и 10% перлита, а при больших скоростях — структура ферритно-бейнитная. Критическая точка Ar3 при аналогичных скоростях охлаждения примерно на 20 °C ниже, чем для стали с содержанием легирующих элементов на нижнем пределе.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

При изменении режима обработки (температура нагрева образцов 1170 °С, температуры деформации T1, T2 и T3 — 1050, 880 и 850 °С) в стали 13Г1С (см. табл. 6.3) ферритно-перлитная структура наблюдалась при скоростях охлаждения до 5 °С/с, а от 10 до 30 °С/с — ферритно-бейнитная (см. рис. 6.39, б).
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Исследование фазовых превращений стали 10Г2ФБ (0,09% С, 1,66% Mn, 0,076% V, 0,050% Nb) показало (рис. 6.40, а), что область формирования перлита ограничена скоростью охлаждения ≤ 7 °С/с. Одновременно с этим при скоростях охлаждения ≥ 2 °С/с в структуре стали 10Г2ФБ появляется бейнит, а при скоростях ≥ 30 °С/с присутствует мартенсит.
В стали 09Г2ФБ после обработки по режиму: температура нагрева образцов 1170 °С, температуры деформации T1, T2 и T3 — 1050; 880 и 850 °C ферритное превращение при малых скоростях охлаждения начинается при 760-770 °С, температура начала бейнитного превращения находится вблизи 600 °С. До скорости охлаждения 5 °С/с структура ферритно-перлитная, далее ферритно-бейнитная, при скорости охлаждения 50 °С/с в структуре появляется мартенсит (см. рис. 6.40, б).
Структура стали 10Г2ФБЮ (см. табл. 6.3) после такой же обработки имеет более высокую устойчивость аустенита: при скорости охлаждения 1 °С/с она состоит из феррита и вырожденного перлита с нерегулярным пластинчатым строением. С ростом скорости охлаждения в структуре преобладает бейнит (при 10 °С/с), а при скоростях охлаждения более 50 °С/с структура в основном мартен-ситная (рис. 6.41, а).
Отрицательным факторами рассматриваемых сталей с точки зрения применения ускоренного охлаждения являются следующие:
— резкое изменение структуры в зависимости от условий охлаждения;
— охлаждение с большой скоростью (более 50 °С/с) для получения бейнитной структуры;
— негативное влияние бейнита в стали с содержанием углерода ~0,1% на сопротивление разрушению.
Поэтому для сталей такого типа можно рекомендовать только «мягкое охлаждение» со скоростью 6-12 °С/с для измельчения зерна или получения ферритно-перлито-бейнитной или ферритно-бейнитной структур.
Последняя сталь этой системы легирования — 08Г2Б с повышенным содержанием ниобия (см. табл. 6.3), отличается от предыдущих более широкой областью промежуточного превращения, соответствующей интервалу скоростей охлаждения примерно от 1 до 50 °С/с (см. рис. 6.41, б). Этот эффект, как уже упоминалось, обусловлен влиянием ниобия в твердом растворе. Данная сталь больше подходит для технологической схемы контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением. Основная тенденция — снижение содержания углерода и расширение бейнитной области для формирования более однородной структуры промежуточного типа.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Исследование кинетики распада горячедеформированного аустенита стали типа 03ХГ2НДБ (1,49% Mn, 0,27% Cr, 0,16% Ni, 0,25% Cu, 0,09% Nb) показало (рис. 6.42), что при малых скоростях охлаждения структура стали состоит из -95% из полигонального феррита, вторая структурная составляющая при скорости охлаждения 0,5 °С/с представляет собой перлит, при скорости охлаждения 1 °С/с — смесь перлита и бейнита, при более высоких скоростях охлаждения — бейнит. При скорости охлаждения 30 °С/с соотношение объемных долей феррита и бейнита составляет 1:1, при скорости охлаждения более 50 °С/с в структуре наблюдали небольшую (до 3-5%) долю мартенсита.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

В стали 06ХГ2НДФБ со средним (1,58%) содержанием марганца с добавками хрома (0,12%), никеля (0,19%) и меди (0,18%) бейнитное превращение обнаруживается при скоростях охлаждения более 3 °С/с, при этом при скорости охлаждения 50 °С/с в структуре стали все еще наблюдается 35% феррита (рис. 6.43, а).
В стали 06ХГ2МНДФБ (1,70% Mn, 0,14% Cr, 0,20% Ni, 0,19% Cu, 0,10% Mo) (см. рис. 6.43, 6) при скорости охлаждения 0,5 °С/с формируется ферритно-перлитная структура, при скоростях охлаждения 1-2 °С/с структура представляет собой смесь феррита, перлита и бейнита, далее в интервале скоростей 3-100 °С/с формируется ферритно-бейнитная структура.
В стали 05Г2НДМБ (1,81% Mn, 0,20% Ni, 0,26% Cu, 0,25% Mo, 0,09% Nb) в интервале скоростей охлаждения 0,5-20 °С/с формируется ферритно-бейнитная структура, а при больших скоростях — полностью бейнитная (рис. 6.44, а).
Сталь 05Г2МФБ (см. табл. 6.3) — при охлаждении на воздухе (1 °С/с) имеет в структуре 20% бейнита, а при скоростях охлаждения 20 °С/с и более можно получить однородную структуру, почти полностью состоящую из бейнита. Эти данные получены после обработки образцов по режиму: температура нагрева образцов 1170 °С, температуры деформации T1, T2 и T3 — 1050, 880 и 850 °C (см. рис. 6.44, б).
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Наличие в стали типа 09ХГ2НМФБ 0,36% молибдена и значительных добавок хрома и никеля (около 0,7% каждого) (рис. 6.45) при охлаждении со скоростью 1 °С/с приводит к формированию структуры, состоящей из 90% бейнита и 10% феррита, а при скорости охлаждения более 10 °С/с структура полностью бейнитная. Точка Bн в этой стали снижена до 515-530 °С, точка Ar3 — до 690-700 °С.
В исследованной группе сталей при увеличении содержания легирующих элементов наблюдали существенное повышение устойчивости переохлажденного аустенита, что выражалось в снижении точки Ar3 от 825-835 до 690-700 °С, точки Bн от 620 до 515-525 °С, а также смещении областей превращения в сторону меньших скоростей охлаждения. Так, при скорости охлаждения 1 °С/с структура в исследованном ряду сталей изменяется от ферритно-перлитной до практически полностью бейнитной (90% бейнита и 10% феррита), а скорость охлаждения, необходимая для формирования полностью бейнитной структуры, в наименее легированных сталях (СтЗсп и 13ГС) превышает 80-100 °С/с, а в стали 09ХГ2НМФБ составляет ~12 °С/с.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

С точки зрения применения ускоренного охлаждения для производства высокопрочных трубных сталей результаты проведенных исследований показали повышение устойчивости аустенита при переходе от стали типа 10Г2ФБЮ к более легированным — с повышенным содержанием Mn, добавками Cr, Ni, Cu, Mo (расширение бейнитной области превращения в сторону меньших скоростей охлаждения). При этом расширяется интервал скоростей охлаждения, в которых формируется ферритно-бейнитная или полностью бейнитная структура (и отсутствует как перлит, так и мартенсит): если в стали 10Г2ФБЮ это 10-30 °С/с, то в оптимально легированных сталях типа 05Г2НДМБ это от 1 до 50-100 °С/с, что повышает стабильность технологического процесса (расширяет «технологическое окно»).
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования

Полученные в настоящей работе экспериментальные данные не соответствуют известной регрессионной зависимости: Ar3 (°C) = 910 - 310С - 80Mn - 20Cu - 15Cr - 55Ni - 80Мо (рис. 6.46), что обусловлено повышением критической точки под влиянием деформации аустенита. Однако этот эффект (20-65 °С) закономерно уменьшается для менее легированных сталей (СтЗсп и 13ГС), поскольку в этом случае используемый температурный интервал завершающей стадии деформации (850 °С) находится выше температуры рекристаллизации аустенита. Для сталей с повышенным содержанием легирующих элементов и микролегированных ниобием более существенное смещение критической точки обусловлено наклепом аустенита. При сравнении полученных экспериментальных данных с имеющимися зависимостями для Bн (°C) = 830 - 270С - 90Mn - 37Ni - 70Сr - 83Мо, не установлено значимых отклонений, что подтверждает отсутствие влияния пластической деформации на температуру начала бейнитного превращения. Подобные экспериментальные результаты получены рядом авторов для сталей различных типов.
Диаграммы превращения при непрерывном охлаждении трубных сталей с более высоким уровнем прочности представлены в разделах, посвященных сталям классов прочности Х100-Х120. В сталях такого типа ферритное превращение обнаруживается при скорости охлаждения менее 0,1 °С/с; в широком интервале превращения наблюдается бейнитное превращение; сталь, микролегированная бором, при скоростях охлаждения 10 °С/с и выше демонстрирует бейнитное превращение, начинающееся при температуре 500 °C и ниже, что и позволяет формировать структуру нижнего бейнита.
В целом, ТКД, построенная по данной методике, дает важную информацию для разработки режима термомеханической прокатки с последующим ускоренным охлаждением.
Имитация металлургических процессов с помощью лабораторного оборудования