Металлопрокат
Металлоконструкции
Обработка металла
Основная задача чистовой стадии прокатки с металловедческой точки зрения — сформировать требуемую структуру аустенита и конечную структур проката. Состояние аустенита перед превращением значительно влияет на структуру продуктов его превращения.
На базе теоретического рассмотрения (γ-α)-превращения в изотермических условиях получена следующая зависимость:
где Sv — удельная поверхность границ зерен аустенита, Ns — скорость зарождения феррита на единицу площади γ-зерен, k — скорость роста зародышей.
Из этого уравнения следует, что: зерна феррита зарождаются на границах γ-зерен; Dα пропорционален Dγ1/3 и обратно пропорционален Ns. На практике, однако, существуют пределы изменения Dα и Ns (и, соответственно, измельчения зерна феррита таким способом), которые можно преодолеть превращением из деформированного аустенита и использованием ускоренного охлаждения.
Использование в качестве этапа горячей обработки давлением деформации нерекристаллизующегося аустенита дает возможность в большей степени воздействовать на структуру сталей различных типов, чем в случае получения перед превращением рекристаллизованного зерна аустенита. Деформированный аустенит имеет следующие особенности:
— зерна аустенита имеют удлиненную «оладьеобразную» форму (увеличенная удельная площадь поверхности границ), внутри зерен наблюдаются полосы деформации, границы двойников и дислокационная ячеистая структура);
— границы деформированных зерен аустенита имеют повышенную плотность дислокаций и ступенчатую форму;
— границы двойников некогерентны с матрицей;
— полосы деформации характеризуются высокой плотностью ячеек из сплетений дислокаций;
— некоторые из дислокационных ячеек внутри зерен имеют достаточно высокую энергию для того, чтобы явиться местами зарождения феррита.
Таким образом, суммарная поверхность эффективных границ в деформированном аустените, являющихся местами зарождения феррита, определяется из выражения:
где Sгз, Sгд, ,Vпд, Sдя — в правой части выражения поверхность границ зерен, границ двойников, полос деформации и дислокационных ячеек, f — доля дислокационых ячеек.
Механизмы увеличения числа мест зарождения на единицу площади границ деформированных аустенитных зерен, предлагаемые различными авторами, довольно схожи. В работе предполагается, что такие границы имеют многочисленные выступы (ступеньки), что уменьшает энергию активации зарождения в сравнении с ровной границей, аналогичен механизм зарождения на границах двойников отжига в наклепанном аустените. Аналогично Сандберг и Робертс считают, что деформация приводит к образованию на границах зерен зубцов или выступов, являющихся местами преимущественного зарождения феррита. В работе предположили, что около деформированных границ аустенитных зерен формируются значительные искажения кристаллической решетки и выше плотность дислокаций. Многочисленными экспериментами подтвержден факт зарождения феррита внутри деформированных аустенитных зерен. Основным местом зарождения в этом случае являются полосы деформации, которые характеризуются высокой плотностью ячеек, содержащих клубки дислокаций.
В работе показано, что с точки зрения зарождения феррита полосы деформации и границы двойников эквивалентны границам γ-зерен, что фактически означает разделение зерна на части, кроме того существующие между границами дислокационные ячейки обеспечивают равномерное зарождение в объеме зерна аустенита.
В деформированном аустените возрастает скорость зарождения Ns, степень ее увеличения зависит от запасенной энергии в различных местах зарождения:
где V — количество мест определенного типа на единицу объема, Fi — энергия активации (различна и зависит от ε), Q — энергия активации диффузии углерода.
Второй важнейший кинетический параметр, определяющий конечную величину зерна феррита — скорость роста зерен. Принципиально скорость роста при деформации аустенита может возрастать за счет двух основных факторов: увеличения коэффициента диффузии и дополнительной движущей силы, связанной с запасом энергии. Как установлено в работе, первый фактор влияет мало, второй, как показали расчеты, также влияет не слишком сильно (повышение скорости роста не превышает 10%, в сравнении с повышением Ns в тысячи раз). Таким образом, деформация аустенита приводит к значительно меньшему возрастанию скорости роста зерен, чем скорости зарождения центров кристаллизации, что и является причиной измельчения зерна феррита.
Если условия деформации и последеформационного охлаждения обеспечивают получение нерекристаллизованной структуры аустенита, размер зерна следует заменить на эффективный (Dэ), который определяется из соотношения:
Обработкой экспериментальных данных получили зависимость
которая описывает отношение удельной поверхности границ деформированных зерен аустенита после деформации ε к исходной Sгз (ε = 0).
Обработка данных работы позволила получить выражение для определения плотности полос деформации и границ двойников:
Учитывая только изменение формы аустенитных зерен и образование полос деформации и двойников, получаем следующее выражение:
где D — исходный размер аустенитного зерна, ε — суммарная истинная деформация ниже температуры рекристаллизации аустенита (T5).
На рис. 5.21 приведены результаты эксперимента по изучению влияния степени деформации аустенита на величину зерна феррита при температуре ниже температуры рекристаллизации. Ступечатые образцы после аустенитизации при 1150 °C (исходный размер зерна аустенита 26,5 мкм) прокатывали на лабораторном стане при температуре 830 °C за один проход, что обеспечивало получение степени деформации от 0 до 50% (истинная деформация 0-0,79). Эксперимент повторяли трижды, охлаждая образцы после деформации со скоростями 1,5-13,8 °С. По результатам эксперимента можно сделать вывод, что наклеп аустенита существенно измельчает зерно феррита (например, при Vохл = 1,5 °С/с деформация аустенита с обжатием 50% уменьшает средний размер зерна от 13,3 до 7,0 мкм), значительное влияние оказывает и скорость охлаждения. Количественно зависимость величины зерна феррита (Dy) от Sv и скорости охлаждения описывается следующим выражением:
Влияние температуры окончания прокатки в широком интервале (γ-, (γ+α)- и α-области) на структурообразование и свойства низколегированных сталей с ферритно-перлитной структурой подробно исследовано в классических работах Ирвина и Пикеринга, полученные результаты подтверждены и обобщены в более поздних работах; имеются также публикации, касающиеся углеродистых сталей и сталей со структурой промежуточного типа.
С точки зрения формирования структуры окончательная (чистовая) прокатка может проводиться в следующих целях (в зависимости от температурного интервала ее проведения):
— повышение удельной эффективной поверхности аустенита Sv (Т5 ≥ Ткп ≥ Ar3);
— формирование оптимальной субзеренной и дислокационной структуры в феррите (Ткп ≤ Ar3).
Здесь не следует забывать о возможности проведения чистовой стадии прокатки при температуре выше T95, т.е. в той же области, где и черновая стадия.
Другими словами, возможны две стратегии чистовой прокатки для измельчения зерна феррита: использование многократной рекристаллизации аустенита или полное ее торможение и осуществление наклепа, при этом должна быть полностью исключена третья возможность — использование режимов, способствующих частичному прохождению рекристаллизации как во время деформации, так в междеформационных паузах. Последняя схема не поддается контролю в реальных промышленных условиях, и приводит к сильной неоднородности структуры и снижению свойств проката.
Исследованию влияния температурного режима контролируемой прокатки на структуру и свойства низколегированных сталей с ферритно-перлитной структурой посвящены многие работы, в связи с чем ограничимся характерными зависимостями и сравнением их для различных составов и условий последеформационного охлаждения. Характерный вид зависимости механических свойств и количества выделившегося в виде карбидной фазы ванадия и ниобия от температуры конца прокатки приведен на рис. 5.22.
Из рис. 5.23 видно, что эффективность упрочнения и повышения сопротивления хрупкому разрушению возрастает при переходе от низкоуглеродистой к Si-Mn-низколегированной и далее к микролегированной ниобием стали, что обусловлено большими возможностями измельчения зерна и повышения Sv аустенита.
Упрочнение и улучшение хладостойкости происходит при снижении температуры деформации в (γ+α)-область за счет формирования оптимальной дислокационной и субзеренной структуры в феррите. Использование этого пути видно из рис. 5.23: контролируемая прокатка с завершением деформации в нижней части (γ+α)-области дает возможность значительно повысить прочность стали, хотя чрезмерное упрочнение (дислокационное и дисперсионное) приводит к повышению критической температуры хрупкости.
Для углеродистых и Si-Mn низколегированных сталей важнейшим, определяющим комплекс свойств, является зернограничный механизм.
Как показали результаты многочисленных экспериментов (рис. 5.24), при прочих равных условиях (шихтовые материалы, способ выплавки и раскисления) средний размер зерна при одной и той же температуре окончания прокатки углеродистой стали больше (несмотря на то, что Tкп для нее относительно критических точек ниже), чем в низколегированной, причем это справедливо как для стали без микролегирования, так и при аналогичных микролегирующих добавках, а также и при последеформационном ускоренном охлаждении.
Наблюдаемое различие обусловлено, в первую очередь, температурным интервалом превращения и взаимным расположением точки Ar3 и температуры остановки рекристаллизации аустенита T5. Практическое отсутствие интервала T5 - Ar3 у углеродистой стали не позволяет повысить за счет наклепа аустенита количество центров зарождения феррита на единицу его объема (удельную межфазную поверхность аустенита Sv) и измельчить зерно. Переход к низколегированной стали (снижение точки Ar3) и микролегирование (повышение T5) позволяют эффективно проводить вторую стадию контролируемой прокатки и дают возможность увеличить количество центров и повысить скорость зарождения феррита.
Тонкая структура феррита существенно изменяется в зависимости от температурного режима деформации. При окончании прокатки в средней части (γ+α)-области феррит имеет характерное для контролируемой прокатки строение: наблюдаются зерна полигонального феррита с низкой плотностью дислокаций, а также деформированные зерна с повышенной плотностью дислокаций, в которых наблюдается формирование субзеренной структуры. При пониженной температуре деформации (нижняя часть (γ+α)-области) полигональные зерна феррита в структуре исследованной стали отсутствуют (рис. 5.25), в основной части ферритных зерен формируется совершенная субзеренная структура, большая часть субзерен имеет вытянутую вдоль направления прокатки форму, в оставшейся части ферритных зерен наблюдается дислокационная структура различной конфигурации с очень высокой плотностью дислокаций. Последнее говорит о том, что при выбранных условиях проведения заключительной стадии TMO (относительно низкие температуры деформации) отсутствует возможность полного протекания процессов полигонизации в феррите и снижения плотности дислокаций, что, в свою очередь, обеспечивает дополнительное упрочнение стали. Аналогичная структура стали типа СтЗсп наблюдается после низкотемпературной контролируемой прокатки (рис. 5.26).
Кроме описанных выше структурных изменений при деформации в (γ+α)-области значительную роль играет своеобразный характер разрушения — в изломах ударных образцов наблюдаются «расщепления» (рис. 5.27) — трещины небольшой глубины, расположенные перпендикулярно магистральной трещине и лежащие в плоскости прокатки. Плотность расщеплений зависит от температуры окончания прокатки и максимальна в температурном интервале хрупко-вязкого перехода. Снижение критической температуры хрупкости стали обусловлено тем, что расщепления, образующиеся перед движущейся магистральной трещиной, способствуют релаксации трехосного напряженного состояния у вершины трещины, уменьшая опасность хрупкого разрушения.
Известно, что при прокатке с завершением в γ-области в феррите формируется многокомпонентная текстура, описываемая набором ориентировок {112} [110], {100} [110], {111} [112] и {112} [351]. С понижением температуры окончания прокатки в (γ+α)-область в наибольшей степени усиливается ориентировка {100}, что и является основной причиной возникновения расщеплений, поскольку плоскость типа {100} является плоскостью скола в металлах с ОЦК-решеткой.
В микролегированной ниобием стали уже в случае прокатки, завершающейся в нижней части γ-области формируется интенсивная текстура с ориентировками {111} [112], {111} [110] и {112} [110], обеспечивающими улучшение хладостойкости и повышение прочности в поперечном направлении. Существенное усиление текстуры {111} [110], {111} [112], {112} [110], {100} [110] происходит при снижении температуры конца прокатки в (γ+α)-область. При снижении температуры окончания прокатки ниже 730 °C наиболее интенсивно возрастает ориентировка {100} [110], контролирующая тенденцию к разрушению слоистого характера, чрезмерное усиление такой ориентировки может привести к усилению анизотропии свойств проката.
В работе показано, что в случае превращения из рекристаллизованного аустенита текстура в низколегированной стали довольно слабая и характеризуется в основном двумя компонентами — {100} [011] и {112} [110]. Если превращение происходит из нерекристаллизованного аустенита, то текстура значительно усиливается в основном за счет ориентировки {112} [110]. При контролируемой прокатке низколегированной стали с завершением деформации в (γ+α)-области формируется кристаллографическая текстура с основными ориентировками {112} [110], {111} [112], {100} [110]. Первые две из них обеспечивают получение повышенного уровня прочностных свойств в поперечном направлении, последняя обусловливает снижение порога хладноломкости за счет особого слоистого характера разрушения.
Следует отметить, что в отличие от сталей с кинетикой (γ+α)-превращения диффузионного типа (ферритно-перлитная структура), в которых после прокатки в γ-области расщепления в изломе практически отсутствуют, в сталях с мартенситной и бейнитной структурой плотность расщеплений высокая, что может быть связано с наследованием текстуры аустенита вследствие сдвигового характера превращения и ориентированностью кристаллов мартенсита и бейнита при превращении деформированного аустенита.
В стали Х80 кристаллографическая текстура после прокатки в аустенитной области представлена в основном ориентировками {111} [110] и {110} [001], при этом наблюдаются расщепления (рис. 5.28), в основном в центре сечения стенки и проходят перпендикулярно основной трещине. По данным работы [129] в прокате из стали Х80 кроме ориентировок {112} [110], {113} [110], {111} [110] и {111} [112] присутствует ориентировка {100} [110], причем в структуре с большей долей феррита она острее (в данном случае это служит признаком пониженной температуры окончания прокатки).
В работе предпринята попытка оценить влияние кристаллографической текстуры на анизотропию свойств. Установлено, что наиболее благоприятными компонентами текстуры с точки зрения повышенного сопротивления хрупкому разрушению и сравнительно хорошей изотропности механических свойств являются ориентировки {332} [113], {111} [112] и {111} [100]. Положительное влияние текстуры типа {111} было экспериментально установлено для случая «теплой» прокатки железа. Из результатов работ можно заключить, что улучшения хладостойкости проката можно добиться при условии получения текстуры с компонентами {111} [112], {111} [110], {100} [110] и {332} [113], близкой к {111} [110].
При испытаниях ударных образцов, вырезанных под углом 45° к направлению прокатки, в ряде случаев наблюдается эффект охрупчивания, поскольку плоскость разрушения совпадает с гранью скола {100}.
Если в стали сформирована интенсивная текстура и разрушение происходит с образованием расщеплений, то уменьшается зона пластической деформации (зона, где происходит диссипация энергии). В изотропном материале можно определить сопротивление утонению (образованию шейки), в анизотропном все определяет текстура. В целом речь идет о формировании благоприятной кристаллографической текстуры. Есть мнение, что текстура с ориентировками {111} и {112} в трубных сталях благоприятнее, чем с {110}, {100}, {310}.
Поперечный образец, расщепляясь вдоль плоскости прокатки, действует как несколько образцов с откосами среза в каждом, при этом хладостойкость повышается. Расщепления в хрупком состоянии отсутствуют, они связаны с пластической деформацией и возникновением третьей компоненты в Z-направлении. Наличие расщеплений снижает сопротивление вязкому разрушению (рис. 5.29, а), но повышает сопротивление хрупкому разрушению (см. рис. 5.29, б). За счет снижения переходной температуры ударная вязкость улучшается при низких температурах. В стали, которая разрушается с формированием расщеплений, можно наблюдать две «полки» на сериальной кривой ударной вязкости, вторая с повышенным уровнем ударной вязкости при повышенных температурах испытания соответствует исчезновению расщеплений. Пониженный уровень ударной вязкости при высоких температурах испытания не является критичным, поскольку на фоне мелкозернистой структуры хорошо регулируется снижением содержания углерода и повышением чистоты стали.
Применение контролируемой прокатки позволяет изменить представление о бейните как нежелательной структуре конструкционнои стали вследствие высокой температуры вязкохрупкого перехода горячекатаных и термически обработанных сталей. В связи с тем, что малоугловые границы между рейками верхнего бейнита не препятствуют распространению трещин (их тормозят только границы бейнитного пакета или границы исходного аустенитного зерна), вязкость стали со структурой верхнего бейнита может быть увеличена только воздействием на исходную структуру аустенита, что эффективно позволяет сделать применение деформации ниже температуры рекристаллизации.
На рис. 5.30 показано влияние степени деформации аустенита при температуре ниже температуры рекристаллизации (при постоянной температуре окончания прокатки) на комплекс механических свойств сталей типа 09Г2Б, а также более легированных сталей с феррито-бейнитной, бейнитной и мартенситной структурой (последнюю сталь исследовали после отпуска при 600 °С). Увеличение степени деформации при температуре ниже T5 до 72-78% приводит к повышению предела текучести всех исследованных сталей, причем наибольший эффект наблюдается у стали с ферритно-перлитной структурой (85 Н/мм2), у остальных сталей предел текучести возрастает на 40-50 Н/мм2. Одновременно наблюдается снижение порога хладноломкости (T50) на 70-120 °С. Наблюдаемые изменения механических свойств стали, как уже отмечалось, обусловлены увеличением межфазной поверхности аустенита, что благоприятно сказывается на характеристических параметрах ферритной, бейнитной и мартенситной структур.
Влияние температуры окончания прокатки на механические свойства и сопротивление разрушению различных сталей со структурой промежуточного типа (частично или полностью) различно. Как видно из рис. 5.31, наблюдаются более сложные изменения свойств исследуемых сталей в сравнении со сталями с ферритно-перлитной структурой: при аналогичном изменении хладостойкости снижение прочности может наблюдаться как при снижении, так и при повышении Tкп. Наблюдаемые изменения прочности при исследовании тонкой структуры связали в первом случае с уменьшением количества бейнита (снижением устойчивости аустенита), а во втором — с формированием крупнозернистой структуры и грубых продуктов промежуточного превращения.
Таким образом, влияние параметров деформации (температурный интервал, суммарная степень обжатия, степень деформации за проход и др.) на структуру и механические свойства обусловлено в основном их воздействием на основные процессы структурообразования приводящие к изменению:
— размера рекристаллизованного зерна аустенита;
— эффективной поверхности Sv наклепанного аустенита;
— величины зерна и тонкой структуры феррита;
— соотношения структурных составляющих вследствие изменения устойчивости аустенита;
— морфологии карбонитридных фаз и др.
В микролегированной ниобием стали снижение температуры окончания прокатки, в первую очередь, определяет расположение относительно температурного интервала деформации критических точек и температуры остановки рекристаллизации аустенита, что приводит к осуществлению той или иной части обжатия в области температур выше или ниже температуры рекристаллизации, либо в (γ+α)-области и др. В углеродистой стали и в меньшей степени в низколегированной без микродобавок сильных карбидообразующих элементов структурообразование более сложно, поскольку нет возможности четко выделить температурный интервал T5 - Ar3. В целом, наиболее важным параметром, определяющим структурообразование, является не столько Ткп, сколько суммарное обжатие в определенных температурных областях.
В случае применения ускоренного охлаждения снижение температуры окончания прокатки сопровождается немонотонным изменением прочностных свойств, это обусловлено противоположным влиянием двух факторов: контролируемой прокатки и эффекта ускоренного охлаждения.
Таким образом, улучшение комплекса свойств (прочность и КТХ) при снижении Tкп обусловлено для сталей всех типов повышением Sv аустенита, что приводит к измельчению зерна феррита (и других характерных параметров структуры), а также формированием субзеренной структуры (либо иных дислокационных построений) в феррите в случае деформации в (γ+α)-области. Монотонность изменения свойств может быть нарушена за счет влияния иных структурных механизмов: интенсивное выделение карбонитридной фазы ниобия, снижение устойчивости аустенита, а также формирование разнозернистой структуры.
Обычно считается, что важнейший параметр чистовой стадии контролируемой прокатки — суммарная степень деформации, а частные обжатия существенного влияния не оказывают, поскольку деформации ниже Трекр суммируются (рис. 5.32). В работе получены несколько иные результаты На лабораторной плавке стали, содержащей 0,05% С;1,55% Mn и микролегированной (Nb-Ti-B) изучили влияние степени деформации за проход 10 и 20% при постоянном суммарном обжатии 87%. Отмечено, что временное сопротивление не изменилось, ударная вязкость значительно повысилась, переходная температура снизилась на 20 °С, немного снизился предел текучести. Последнее может быть связано с интенсификацией выделений карбонитрида ниобия в аустените, что приводит к снижению дисперсионного твердения, а изменение других свойств — с измельчением зерна феррита. Для изучения механизма влияния степени деформации проведены эксперименты по горячему сжатию образцов стали при 850 °С, деформацию за проход меняли от 10 до 30% с суммарным обжатием 50%. Структура аустенита была зафиксирована, в том числе с помощью сегрегации бора на границах зерен аустенита. Проведено измерение плотности мест зарождения зерен феррита как суммы границ зерен, границ двойников и полос деформации на единицу длины в направлении толщины проката. Отмечен рост плотности мест зарождения с повышением степени частного обжатия от 52 до 68 мм-1 за счет увеличения плотности полос деформации, плотность границ зерен аустенита и границ двойников не изменилась. После превращения при скорости охлаждения 1 °С/с установлено измельчение зерна феррита примерно от 13,5 до 11,5 мкм.
Таким образом, прокатка в чистовой стадии с большими обжатиями за проход полезна для измельчения зерна и улучшения комплекса свойств. Однако это приводит к некоторым технологическим проблемам. Здесь следует привести пример того, что металловедческие рекомендации могут вступать в противоречие с технологическими, основанными на характеристиках (и ограничениях) оборудования. Толщина листа обычно уменьшается в направлении кромок. Оптимизация формирования структуры обусловливает необходимость исключения проходов с малыми обжатиям, формирующих форму листа (проглаживающих). Увеличение усилия прокатки увеличивает прогиб валка, а следовательно, и поперечную разнотолщинность, это изменяет вытяжку в различных местах по ширине листа (вытяжка больше в средней части по ширине), что ухудшает плоскостность (особенно при небольших толщинах листа). Чтобы исключить эту проблему и получить требуемые геометрические характеристики листа, можно на начальной стадии чистовой прокатки использовать проходы с интенсивными обжатиями, а на завершающей стадии — с ограниченными обжатиями.