Металлопрокат
Металлоконструкции
Обработка металла
Основными исходными идеями технологической схемы закалки с прокатного нагрева (ЗПН) были:
— экономия энергии на повторный нагрев металла;
— повышение прокаливаемости стали за счет более высокой температуры нагрева;
— использование для повышения комплекса свойств преимущества структуры горячедеформированного аустенита (элементы ВТМО).
Первое преимущество реализуется всегда, однако следует отметить, что процесс закалки с прокатного нагрева (ЗПН) чувствителен к стабильности технологических параметров и их следует четко контролировать.
В результате обработки на ЭВМ 32 диаграмм анизотермического превращения горячедеформированного аустенита сталей (0,09-0,12% С; 1,17-1,99% Mn; до 0,76% Cr; до 0,87% Ni; до 0,36% Mo, Ti, Nb) после имитации TMO (нагрев до 1150 °C и трехкратная деформация при температурах 950-800 °C с суммарной степенью 50%) получены следующие адекватные (R2 = 0,86-0,88) модели:
Для условий термической обработки (Tнагр = 920-950 °С) аналогичная обработка дала следующие зависимости для сталей (0,09-0,14% С, до 1,5% Mn, до 0,72% Cr, до 1,2% Ni, до 0,6% Mo, V, Ti, Nb) при R2 = 0,73-0,80:
По результатам сопоставления (при среднем составе стали) зависимости от скорости охлаждения критической точки Ar3 и объемной доли феррита (рис. 5.75) сделан основной вывод: устойчивость аустенита несколько различна, но менее, чем можно было ожидать. Другими словами, повышенные температуры нагрева и деформации аустенита ниже температуры рекристаллизации влияют на кинетику превращения аустенита в противоположных направлениях и в определенной степени компенсируют друг друга.
Известны данные о влиянии деформации аустенита при HTMO (аусформинге) на структуру и свойства сталей, закаливаемых на мартенсит. Причина повышения прочности стали без ухудшения пластичности и ударной вязкости — в наследовании мартенситом дислокационной структуры деформированного аустенита и уменьшении размеров кристаллов мартенсита. Наилучший комплекс свойств стали, подвергаемой ВТМО, достигается в том случае, если мартенсит образуется из аустенита с хорошо развитой полигонизованной структурой. Кристаллы мартенсита полностью наследуют дислокационные субграницы горячедеформированного аустенита, а также сплетения дислокаций. Фрагментация кристаллов мартенсита субзеренными границами приводит к повышению прочности, и при нагружении в них возникают меньшие скопления дислокаций (меньшие пики локальных напряжений), что повышает и трещинностойкость стали. Вместе с тем, при деформации аустенита стали, при последующем превращении в пакетный мартенсит по данным работы уменьшается ширина блоков, их границы становятся неровными, наблюдается макроскопический изгиб кристаллографических плоскостей мартенсита.
В качестве материала для исследования влияния параметров деформации на структуру мартенсита была выбрана низкоуглеродистая сталь 09Х2Г2НМБ, композиция легирования которой обеспечивает при охлаждении на воздухе мартенситное превращение. В наших экспериментах по влиянию степени деформации аустенита на структуру стали 09Х2Г2НМБ после отпуска при 600 °C установлено следующее (совместно с В.И. Изотовым). При металлографическом исследовании горячекатаной стали на шлифе видны границы исходных аустенитных полиэдрических зерен (D = 20-30 мкм), внутри которых располагаются пакеты параллельных реечных кристаллов мартенсита. Длина пакета и реек в нем сопоставима с размером аустенитного зерна, направление внутри зерен статистически однородно. При электронномикроскопическом исследовании фольг наблюдали кристаллы мартенсита с высокой плотностью дислокаций (~10в11 см-2), закрепленных дисперсными выделениями фазы Nb(C, N), а также рекристаллизованные зерна и пакеты полигонизованных кристаллов (образование поперечных субграниц внутри реек).
При металлографических исследованиях металла после деформации аустенита с суммарным обжатием 70% при температуре ниже температуры рекристаллизации видны границы вытянутых зерен аустенита (рис. 5.76), весь объем которых занят несколькими пакетами мартенситной фазы, которые в отличие от описанного выше состояния аустенита имеют определенный набор ориентировок относительно плоскости прокатки (границ зерен). Известно, что при прокатке сплавов с ГЦК-структурой формируется основная текстура {110} [112], очевидно, что плоскость вытянутых границ аустенитных зерен имеет кристаллографические индексы {110}. Известно также, что габитусная плоскость реек мартенсита близка к {111 }гцк, а количество таких ориентировок — четыре. Таким образом, в одном зерне возможно образование до четырех ориентировок пакетов, расположенных к плоскости границы зерен под углом 90 или 30°, что видно из рис. 5.76.
Кристаллы мартенсита ограничены в своем росте высокоугловыми границами аустенитных зерен, поэтому уменьшение размера зерен в направлении толщины проката приводит к соответствующему уменьшению размера пакетов и длины реек мартенсита. С учетом кристаллографической текстуры и ориентационного соотношения длина реек равна толщине зерна (угол 90°) или вдвое ее превосходит (30°), расчеты изменения формы зерен при обжатии 70% показывают, что в этом случае имеет место уменьшение размера пакетов мартенсита и длины реек в них примерно в 3 раза, экспериментально наблюдается — в 2-5 раз (см. рис. 5.76). Таким образом, деформация аустенита приводит как минимум к двукратному измельчению пакетов мартенсита. Электронномикроскопические исследования подтвердили описанный выше механизм влияния состояния аустенита на морфологию мартенситных пакетов, кроме того прослеживается наследование мартенситными кристаллами субструктуры деформированных аустенитных зерен (рис. 5.77), иными словами происходит разбиение кристаллов субграницами.
По результатам исследования бейнитной стали типа 09ХГ2НФБ можно заключить, что механизм влияния деформации аустенита на структуру бейнита аналогичен описанному выше для мартенсита: повышение дисперсности бейнита (уменьшение длины рейки и размеров пакета) с возрастанием степени обжатия при температуре ниже температуры рекристаллизации (уменьшением размера аустенитных зерен в направлении толщины проката). Кроме того, через рейки под большим углом к границе между ними проходят субграницы, наследуемые из деформированного аустенита (рис. 5.78).
На рис. 5.30 показано влияние степени деформации аустенита ниже температуры рекристаллизации (T5) при постоянной температуре окончания прокатки на комплекс механических свойств стали 09Х2Г2НМБ. Свойства стали исследовали после отпуска при 600 °С. Как видно из рисунка, увеличение степени деформации ниже T5 от 0 до 77% приводит к повышению предела текучести 50 Н/мм2, одновременно наблюдается снижение порога хладноломкости T50 на 80 °C и повышение ударной вязкости. Наблюдаемые изменения механических свойств стали, как уже отмечалось, обусловлены увеличением межфазной поверхности аустенита, что благоприятно сказывается на характеристических параметрах конечной структуры. Это и есть эффект закалки с прокатного нагрева (вернее ВТМО).
В работе по результатам исследования процесса ЗПН были сделаны следующие выводы. Для изготовления толстого листа методом прямой закалки и отпуска с самым высоким балансом прочности и ударной вязкости, следует подвергать прямой закалке деформированный аустенит — для этого нужно получить как можно более высокое суммарное обжатие в γ-области (ниже температуры рекристаллизации), а затем как можно быстрее произвести закалку для выполнении соотношения: Tq (температура закалки) ≥Ar3. Критическая точка Ar3 стали должна быть тщательно определена применительно к условиям контролируемой прокатки.
Микролегирование стали Nb рекомендуется для обеспечения оптимальной структуры аустенита перед закалкой, которая является ключевым фактором для достижения сочетания высокой прочности и ударной вязкости.
Эффект измельчения микроструктуры (пакетов реечного мартенсита и/или бейнита) снижается при увеличении продолжительности выдержки после конца прокатки (выше температуры Ar3). Это основная причина ухудшения ударной вязкости и повышения порога хладноломкости. Добавка Nb очень эффективна для улучшения вязкости, поскольку хорошо известно, что Nb, растворенный в аустените, замедляет возврат горячедеформированного аустенита.
При использовании оптимальных по химическому составу и обработке параметров, прочность и ударная вязкость толстого листа после прямой закалки с прокатного нагрева (ЗПН) и отпуска превосходят свойства толстого листа после закалки с отдельного нагрева и отпуска.
Технология ЗПН в классическом виде применяется в основном при производстве конструкционных сталей, трубные стали производят по технологии так называемой прерванной закалки, которая фактически представляет собой вариант интенсивного ускоренного охлаждения. Однако оборудование для проведения ЗПН на современных листопрокатных станах существует в виде секции интенсивного охлаждения установок ускоренного охлаждения.
Технология ЗПН применяется для производства фасонного проката, здесь самое главное — конструкция охлаждающего устройства (схема устройства представлена на рис. 5.79). Еще один важный момент — состав стали должен изменяться с повышением толщины производимого проката для повышения прокаливаемости, например, как это показано на рис. 5.80.
