Металлопрокат
Металлоконструкции
Обработка металла
Деформация рекристаллизующегося аустенита является первой стадией контролируемой прокатки и в значительной степени определяет дальнейшие процессы структурообразования и формирования конечной структуры.
На этом этапе управление процессами структурообразования преследует две основных цели: получить мелкое зерно аустенита и не допускать формирования смешанной структуры частичной рекристаллизации.
Свободная энергия деформированного металла больше, чем отожженного за счет энергии искажений, связанной с дислокациями и точечными дефектами, введенными при деформации. Основным отличием горячей деформации от холодной является осуществление ее в условиях, облегчающих движение дислокаций, особенно поперечным скольжением и диффузионным переползанием.
При определенных условиях процессы рекристаллизации протекают одновременно с деформацией (динамически). При этом зависимость σ-ε при постоянной скорости деформации имеет максимум, после которого вследствие динамической рекристаллизации напряжение снижается и достигает некоторого стабильного уровня (установившаяся стадия). Деформация, соответствующая пику напряжения εp, больше, чем критическая деформация, необходимая для начала динамической рекристаллизации εc (по данным различных авторов это соотношение различно, обычно принимают εc = 0,7εp). В работах показано, что εp зависит от параметра Зенера-Холомона Z:
где Q — энергия активации деформации, равная для простой низколегированной стали по данным работы 312 000 Дж/моль.
Дислокационная модель динамической рекристаллизации предложена Ричардсоном с соавторами и развита в дальнейших работах. Величина εс зависит от состава стали, например, возрастает при наличии в стали микролегирующей добавки ниобия. Анализ многочисленных экспериментальных данных показал, что εp пропорциональна квадратному корню из размера зерна. Для данной стали размер зерна динамически рекри-сталлизованного аустенита Ddr определяется только параметром Z (не зависит от размера исходного зерна аустенита). Например, по данным работ:
Вопрос об учете влияния динамических процессов при горячей деформации может быть разрешен двумя способами: определением области параметров (температуры, степени, и скорости деформации и др.) и сравнением с реальными условиями на прокатном стане, либо, не делать попыток определения типа процесса, а только скорости его протекания и результирующего размера зерна. Используя выражение, полученное Селларсом:
где К — коэффициент, зависящий от химического состава стали (4,9*10-4 для Si-Mn- и 6,4*10в-4 для микролегированной Nb стали), D — исходный размер зерна аустенита, Z — параметр Зенера-Холомона, R — универсальная газовая постоянная, провели расчеты условий протекания динамической рекристаллизации при черновой прокатке на толстолистовом стане.
Исходные данные для расчета приведены ниже.
Расчеты произведены с учетом допущения, что динамическая рекристаллизация происходит при εc = 0,7εp, однако это условие начала динамической рекристаллизации, полностью она завершается по данным различных авторов при условии ε = (1-1,93) εp. При расчете использовали следующие соотношения:
где l (длина дуги захвата) = √R*H0; ε' (истинная логарифмическая деформация) = l,15*ln(H0/(H0 - ΔH)).
Результаты расчетов показывают (рис. 5.10, а), что для микролегированной ниобием стали динамическая рекристаллизация в рассматриваемых условиях начинается только при температуре 1180 °C (условие ε≥0,7εp), что выше температуры начала черновой прокатки (температура выдачи металла из нагревательной печи 1150-1170 °С), для условия 100%-ной динамической рекристаллизации температура деформации должна быть существенно выше 1200 °С, что не соответствует реальным температурам. Таким образом, для Nb-содержащей стали в рассматриваемых температурнодеформационных условиях при анализе процессов структурообразования процесс динамической рекристаллизации учитывать не следует.
Для Si-Mn-стали картина иная (см. рис. 5.10, а) — при реальных параметрах деформации по данным расчета динамическая рекристаллизация начинается при всех рассмотренных температурах деформации (1000-1200 °С), а ее полное протекание в зависимости от выбранного критерия (ε = 1—1,93εp) наблюдается при температурах выше 1050-1250 °С. Иными словами, для стали без микродобавки ниобия, имеющиеся теоретические представления предполагают значительное развитие процессов динамической рекристаллизации в рассматриваемых температурнодеформационных условиях.
Результаты проведенного эксперимента, в ходе которого образцы из стали типа 09Г2 деформировали прокаткой с относительным обжатием 25% (ε = 0,33), после чего закаливали и выявляли структуру аустенита, подтверждают (см. рис. 5.10, б) расчеты: в стали без микролегирующих добавок после деформации при температуре 1100 °C рекристаллизация аустенита не подавляется даже закалкой (вероятно, протекает динамически); закалка фиксирует структуру аустенита, состоящую полностью из деформированных зерен. Кинетика рекристаллизации микролегированной ванадием стали незначительно отличается от стали без микролегирующих добавок. Рекристаллизация стали с добавкой ниобия подавляется быстрым охлаждением при всех исследованных температурах деформации (900-1100 °С), т.е. экспериментально динамическую рекристаллизацию не наблюдали, что также соответствует результатам расчетов.
Тип процессов, проходящих после завершения деформации, их кинетика и вклад в разупрочнение зависят от того, на какой стадии была прервана горячая деформация. В случае прерывания деформации на стадии первоначального деформационного упрочнения наклеп мал, последеформационное разупрочнение идет только за счет статического возврата. В случае повышения степени деформации происходит возврат и статическая рекристаллизация, которая начинается после инкубационного периода. При микролегировании стали ниобием статический возврат значительно тормозится.
Движущая сила рекристаллизации, определенная по разнице плотности дислокаций в наклепанных и рекристаллизованных зернах после одного пропуска при прокатке составляет ~20 МН/м2, что примерно в 200 раз больше движущей силы роста зерна аустенита.
Процессы статической рекристаллизации при выдержке после горячей деформации могут быть исследованы методом двойного нагружения и металлографическими исследованиями закаленных образцов. Анализ кривых рекристаллизации показал, что эти процессы хорошо описываются известным уравнением Аврами:
где X — степень рекристаллизации, т — время.
Характеристическое время t0,5 (соответствующее протеканию рекристаллизации на 50%) описывается следующей зависимостью:
где ε — истинная деформация, d — исходный размер зерна аустенита, Q — энергия активации рекристаллизации.
Зависимость для размера рекристаллизованного зерна аустенита имеет вид:
Явление рекристаллизации усложняется при деформации пересыщенного твердого раствора. Рекристаллизация задерживается растворенными атомами и тормозящей силой за счет частиц второй фазы на границе зерен или субзерен аустенита.
Рекристаллизация аустенита в углеродистых и низколегированных сталях протекает очень быстро. Добавки ванадия и алюминия практически не оказывают влияния на кинетику рекристаллизации. Эффективное торможение рекристаллизации наблюдается при микролегировании стали ниобием, по вопросу влияния титана данные противореречивы.
Проведенные эксперименты позволили установить ряд закономерностей. Из кривых статического разупрочнения аустенита сталей типа 09Г2, полученных методом двойного нагружения, видно (рис. 5.11), что малые добавки титана (0,025-0,045%) оказывают весьма слабое влияние на кинетику рекристаллизации, в то время как повышение его содержания до 0,08% приводит к резкому замедлению процесса, однако, в меньшей степени, чем добавка 0,045% Nb. Обработка полученных данных в координатах t0,5 — содержание титана (t0,5 — время протекания рекристаллизации на 50%) при 1000 °C показала (см. рис. 5.11, б), что до стехиометрического соотношения Ti = 3,4 N кривая проходит практически горизонтально (t0,5 не зависит от содержания Ti), при дальнейшем повышении содержания титана t0,5 резко возрастает. Наблюдаемая картина обусловлена составом твердого раствора и изменением типа формирующейся фазы TiC вместо TiN. В первом случае образующиеся выше температуры деформации частицы нитрида титана не оказывают существенного влияния на кинетику рекристаллизации, а измельчение зерна, увеличивая движущую силу рекристаллизации, может даже ускорить процесс. При содержании Ti выше стехиометрического соотношения с азотом титан в твердом растворе и инициированное деформацией выделение частиц фазы TiC тормозят рекристаллизацию аналогично ниобию, однако, в меньшей степени: примерно равный эффект достигается при введении в сталь 0,05% Nb и 0,12% Ti (если учитывать содержание эффективного титана Тiэфф = Ti - 3,4N - 1,5S, то это соотношение составит 0,05/0,07).
Микролегирующие элементы, существенно влияя на кинетику рекристаллизации, по данным ряда исследователей слабо влияют на размер рекристаллизованного зерна аустенита (Dr). Так, показано, что концентрация ниобия и температура деформации не влияют на Dr:
Подобный вид (с показателем степени 2/3) имеют и выражения для размера рекристаллизованного зерна аустенита, полученные Селларсом. Результаты проведенных методом стоп-закалки экспериментов показали, что соотношение Dr/D0 0,67 примерно постоянно для всех исследованных сталей одинакового базового состава различных систем микролегирования (рис. 5.12). Иными словами, для всех исследованных сталей (при постоянных скорости, степени и температуре деформации) закон преобразования зерна при рекристаллизации одинаков, что соответствует данным работ.
Кинетика рекристаллизации определяется многими факторами (химический состав, параметры деформации, исходное состояние аустенита и др.), важнейший из них по составу стали — содержание ниобия, а из параметров процесса — температура и степень деформации (рис. 5.13). Важнейшая задача исследователя — построить диаграмму рекристаллизации (рис. 5.14) или адекватную модель и с ее помощью построить технологию черновой прокатки, предусматривающую максимальное измельчение зерна аустенита, и исключающую попадание в область частичной рекристаллизации (рис. 5.15).
Режим предварительной (черновой) прокатки играет важнейшую роль в формировании благоприятной окончательной структуры и свойств стали. Управление процессом рекристаллизации на стадии предварительной деформации приводит к эффективному измельчению зерна за счет многократной рекристаллизации после каждого прохода при прокатке. При не этом следует допускать прокатку с малыми степенями обжатия за пропуск (критическая деформация) во избежание спонтанного роста зерна (рис. 5.16). Оптимальный режим горячей прокатки приводит к образованию зерна аустенита среднего размера (примерно 50 мкм). При микролегировании ниобием зерно аустенита дополнительно измельчается, что связано с замедлением диффузии и роста зерна между пропусками благодаря присутствию в твердом растворе атомов ниобия. Чем мельче аустенитное зерно перед деформацией, ниже температура прокатки и выше степень деформации при каждом пропуске, тем мельче будет рекристаллизованное зерно. Так, по данным работы, снижение температуры черновой прокатки от 1140 до 1020 °C для Nb-V-низколегированной стали приводит к понижению температуры T50 (KCV) с -70 до -110 °С, что обусловлено формированием более дисперсной структуры.
Кроме того, проходы при прокатке с малыми обжатиями не обеспечивают измельчение зерна по всей толщине сляба, оставляя в центральной части крупные зерна (рис. 5.17).
Основная задача: определить режим черновой прокатки, обеспечивающий получение мелкого однородного зерна. Часто считают, что стадия чистовой прокатки важнее черновой прокатки и в большей степени определяет конечную структуру и свойства. Это мнение в значительной степени ошибочно, поскольку неправильно сформированная в ходе черновой прокатки структура — разнозернистость аустенита — обусловливает разнозернистость ферритной структуры и даже формирование структуры другого типа не может быть исправлена в ходе чистовой прокатки (рис. 5.18). Известно, что наилучшее сочетание прочности и хладостойкости стали со структурой промежуточного типа достигается при формировании равномерной дисперсной структуры преимущественно гранулярного бейнита (иррегулярного феррита), при этом неблагоприятной структурой являются участки грубого бейнита пластинчатого типа с крупными пластинами цементита по границам реек (рис. 5.19). Причиной появления участков грубого верхнего бейнита, а также и участков крупного зерна феррита является формирование отдельных крупных зерен аустенита с невысокой плотностью дефектов кристаллической решетки, что может быть обусловлено повышенной температурой нагрева, недостаточными частными обжатиями в черновой стадии прокатки и вообще неправильно выбранным режимом черновой прокатки.
Металл и трубы, предназначенные для транспортировки газа, должны обладать повышенным сопротивлением хрупкому разрушению. Требования по вязкой составляющей в изломе образцов DWTT (ИПГ) широко используются для оценки хладостойкости проката, поскольку была установлена связь между лабораторными и полномасштабными испытаниями. В последние годы проектируются и строятся магистрали с использованием труб с толщиной стенки 30 мм и выше.
Производство более толстых листов с высокими требованиями по хладостойкости усложняется в связи с меньшим суммарным обжатием и меньшей скоростью охлаждения в центральной части сляба. Расширение размерного сортамента труб требует более сложных и адаптированных сталей, технологий и оборудования. Для данной толщины сляба и проката суммарное обжатие фиксировано. Улучшение результатов по DWTT возможно путем оптимизации распределения обжатий между стадиями прокатки (рис. 5.20, 1), дальнейшее улучшение возможно за счет повышения суммарного обжатия (толщины сляба, см. рис. 5.20, 2). Следует отметить, что повышение толщины сляба эффективно для проката большой толщины. Последняя возможность улучшения хладостойкости — оптимизация состава стали, например добавка в сталь никеля (см. рис. 5.20, 3).
Известны различные рекомендации по выбору оптимального режима черновой прокатки: например 80% суммарного обжатия, или не менее четырех проходов с относительным обжатием за каждый не менее 12%; близкие к последнему варианту результаты демонстрируются на рис. 5.8.
В работе обсуждается важность правильного выбора технологического режима черновой прокатки. Результаты можно представить следующим образом:
— суммарная деформация в стадии черновой прокатки должна быть не менее 50% (лучше 60%), из этой деформации следует исключить проходы с малыми степенями обжатия (6-10%), которые обычно применяются при разбивке ширины;
— показано, что после суммарной деформации 60% (15% за проход) размер зерна для различных сталей и температур нагрева заметно не отличается (исходное зерно отличается в 8 раз (от 50 до 400 мкм);
— оптимальный режим черновой прокатки включает не менее четырех последних проходов с частными обжатиями 15-25% с нарастанием обжатий к последнему перед выдержкой подката проходу.
В работе отмечается, что суммарное обжатие, достаточное для измельчения зерна, равномерно по всей толщине проката составляет 12:1. Если применяется разбивка ширины, то обычно эти проходы исключают из расчета суммарного обжатия, поскольку в таких проходах относительные обжатия обычно меньше. Глубина проникновения деформации определяется относительными обжатиями за проход, которые зависят от характеристик стана и температуры металла. При среднем обжатии за проход не менее 15% измельчение зерна аустенита по всему сечению сляба может быть достигнуто при суммарном обжатии 60%.
Известны данные по результатам имитации черновой прокатки с интенсивным обжатием (50% при 1100 °С), показывающие, что можно не только измельчить зерно, но и уменьшить разнозернистость (снизить стандартное отклонение), например, от исходных 35-40 мкм при среднем размере зерна 50-60 мкм до 5-6 при среднем размере ~20 мкм, однако эти данные требуют проверки.
В целом основные идеи по черновой стадии прокатки можно представить следующим образом:
— суммарное обжатие в черновой стадии не менее 60%;
— частные обжатия не менее 12-15%, количество таких проходов не менее 4-5;
— температура, обеспечивающая полную рекристаллизацию аустенита в каждом проходе;
— отсутствие малых обжатий (менее 8%) в конце стадии черновой прокатки;
— при большой толщине сляба — увеличение частных обжатий (15% и выше) для проработки сердцевины сляба (необходимо полностью использовать возможности прокатного стана);
— повышение скорости охлаждения между черновой и чистовой стадиями;
— черновую прокатку нельзя проводить при пониженных температурах, чтобы не дать выделиться ниобию;
— необходимо устранить формирование смешанной структуры аустенита (частично ре кристаллизованной), например, путем повышения обжатий при снижении температуры.