Формирование структуры и свойств холоднокатаных микролегированных сталей, подвергаемых непрерывной термической обработке
На правах рукописи
ЯЩУК СЕРГЕЙ ВАЛЕРЬЕВИЧ ФоРмИРоВАНИЕ СтРУКтУРы И СВоЙСтВ хоЛодНоКАтАНых мИКРоЛЕГИРоВАННых СтАЛЕЙ, ПодВЕРГАЕмых НЕПРЕРыВНоЙ тЕРмИЧЕСКоЙ обРАботКЕ 05.16.01 – «металловедение и термическая обработка металлов и сплавов» АВтоРЕФЕРАт диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук
москва – 2012
Работа выполнена в Центре физической химии, материаловедения, биметаллов и специальных видов коррозии ФГУП «Центральный научно-исследовательский институт черной металлурги им. И.П. Бардина»
Научный консультант: Родионова Ирина Гавриловна, доктор технических наук
Официальные оппоненты: Крапошин Валентин Сидорович, доктор технических наук, профессор ГОУ ВПО «Московский государственный технический университет им. Н.Э.Баумана» Соколовская Элина Александровна, кандидат технических наук, доцент кафедры металловедения и физики прочности, Национальный исследовательский технологический университет «МИСиС»
Ведущая организация: Московский автомобильно-дорожный государственный технический университет «МАДИ»
Защита диссертации состоится «28» ноября 2012 г. в 14 часов на за седании диссертационного совета Д 217.035.01 при ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» по адресу: 105005, г. Москва, 2-я Бауманская, д. 9/23.
Отзывы в двух экземплярах, заверенные печатью, просьба направ лять по адресу: 105005, г. Москва, 2-я Бауманская, д. 9/23 ученому секре тарю диссертационного совета Д 217.035.01. Копии отзывов можно на правлять по e-mail: [email protected].
С диссертацией можно ознакомиться в технической библиотеке ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П.Бардина».
Автореферат диссертации размещен на сайте ВАК http://vak.ed.gov.ru/ и на официальном сайте ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П.Бардина» – http:// www.chermet.net/.
Автореферат разослан «26» октября 2012 г.
Ученый секретарь диссертационного совета, доктор технических наук, старший научный сотрудник Н.М.Александрова обЩАЯ хАРАКтЕРИСтИКА РАботы Актуальность проблемы. Возрастающие требования к повышению безопасности и снижению массы автомобиля диктуют необходимость по вышения прочности автолистовых сталей при одновременном обеспече нии высоких показателей пластичности. В настоящее время наблюдается рост производства и потребления высокопрочных сталей с пределом те кучести 260–500 Н/мм2 и относительным удлинением более 22%, приме няемых в энергопоглощающих элементах конструкции автомобиля.
Отсутствие технологий производства ряда высокопрочных низко легированных (микролегированных) автолистовых сталей в России вы нуждает автопроизводителей импортировать значительную часть ме таллопроката, применяемого при производстве автомобиля. При этом поставляемый прокат отличается нестабильностью прочностных харак теристик (большой разницей между их максимальными и минимальны ми значениями в пределах одного класса прочности), а также низкой пла стичностью.
Поэтому актуально создание технологий и освоение производства высокопрочных автолистовых сталей, превосходящих зарубежные ана логи, в частности, по более высоким характеристикам пластичности и по стабильности прочностных свойств.
Цель настоящей работы – установление закономерностей формиро вания структуры и свойств холоднокатаного проката из высокопрочных микролегированных сталей с пределом текучести 260–500 Н/мм2, под вергаемого термической обработке в агрегатах непрерывного действия, разработка технологии и освоение производства проката со стабильны ми прочностными характеристиками и повышенными значениями отно сительного удлинения, по сравнению с требованиями, предъявляемыми EN 10346:2009.
В соответствие с поставленной целью решались следующие основ ные задачи:
1. Определение оптимальных систем легирования высокопрочных микролегированных сталей на основе изучения процессов формирова ния структуры при нагреве и охлаждении проката и термодинамического анализа условий выделения и растворения выделений избыточных фаз (частиц), влияющих на свойства.
2. Разработка технологических режимов производства, позволяющих управлять типом, количеством и морфологией частиц, формированием структуры и свойств холоднокатаного проката из микролегированных сталей применительно к технологическим возможностям отечественных металлургических предприятий.
3. Исследование влияния параметров сквозной технологии, в том числе режима термической обработки в агрегате непрерывного действия, на структуру и свойства холоднокатаного проката из высокопрочных сталей оптимальной системы микролегирования.
4. Разработка рекомендаций по оптимальному химическому составу и технологическим параметрам производства холоднокатаного проката различных классов прочности. Выпуск опытных и промышленных пар тий металлопродукции с обеспечением требуемого комплекса механиче ских свойств.
Научная новизна работы. В результате выполненных теоретических и экспериментальных исследований получены следующие новые результаты:
1. Показано, что для холоднокатаных высокопрочных микролеги рованных сталей, подвергаемых непрерывной термической обработке, достижение наиболее высокой прочности проката обеспечивается при микролегировании ниобием или ниобием совместно с ванадием. Допол нительное микролегирование титаном приводит к снижению прочност ных свойств из-за уменьшения эффективности частиц Nb(C,N), V(C,N), вследствие их выделения на частицах TiN.
2. Установлено, что для сталей микролегированных ниобием измель чение зерна (5 мкм) в процессе отжига достигается благодаря формиро ванию в процессе горячей прокатки в интервале температур 900–950 оС частиц Nb (C,N) размером ~ 0,1 мкм. Дисперсионное упрочнение обеспе чивается частицами Nb (C,N) размерами менее 10 нм, формирующими ся в процессе охлаждения горячекатаных полос, смотанных в рулон при температуре ~ 600 оС, которые сохраняются при отжиге в интервале тем ператур 750–800 оС. Увеличение температуры отжига выше 820 оС приво дит к повышению пластичности при незначительном снижении прочно сти из-за растворения наиболее дисперсных частиц Nb (C,N).
3. Впервые показано, что для сталей микролегированных ниобием и ванадием, при температуре термической обработке выше 800 °С проис ходит растворение частиц V(C,N), сформировавшихся при охлаждении горячекатаного проката. Дисперсионное упрочнение таких сталей обе спечивается благодаря выделению частиц V(C,N) размерами менее 10 нм на этапе охлаждения полосы после непрерывного отжига. С увеличением температуры отжига от 800 до 860 °С и скорости охлаждения от 15–18 до 39–52 °С эффективность дисперсионного упрочнения возрастает вслед ствие увеличения количества частиц V(C,N) и уменьшения их размеров до 3 нм и менее.
4. Показано, что при низком содержании серы (0,003–0,006%) при на греве под прокатку происходит растворение значительной доли сульфи да марганца, часть которого не успевает выделиться при последующей прокатке и охлаждении горячекатаных полос, образуя в процессе отжи га при температурах 820–840 °С частицы размерами не более 30 нм, что приводит к измельчению зерна и к сохранению высокой прочности.
Практическая значимость работы состоит в следующем:
1. Разработаны технологические рекомендации по оптимальным си стемам легирования высокопрочного горячекатаного проката из низко легированных сталей с пределом текучести 260–500 Н/мм2.
2. Определены оптимальные значения технологических параметров производства, которые различаются в зависимости от класса прочности, выбранной системы легирования и возможностей применяемого обору дования.
3. Рекомендации работы использованы при выпуске на ОАО «ММК» и ЧерМК ОАО «Северсталь» опытных и промышленных партий горяче оцинкованного проката из высокопрочных микролегированных сталей марок HX260LAD, HX300LAD, HX340LAD, HX380LAD, HX420LAD по EN 10346:2009 с показателями пластичности и стабильности прочност ных характеристик выше, чем у существующих аналогов.
На защиту выносятся следующие положения:
1. Обоснование механизмов влияния микролегирующих элементов на кинетику фазовых превращений при непрерывном нагреве и охлаж дении, формирование структуры и свойств холоднокатаного проката из высокопрочных сталей, термообрабатываемого в агрегатах непрерывно го действия.
2. Оптимальные технологические режимы, позволяющие управления структурой и свойствами холоднокатаного проката из высокопрочных микролегированных сталей при термической обработке в агрегатах не прерывного действия, в том числе путем формирования выделений из быточных фаз оптимальной морфологии на разных этапах технологии.
3. Обоснование оптимальных систем микролегирования и параме тров сквозной технологии, обеспечивающих формирование благоприят ной структуры и высокого комплекса свойств холоднокатаного проката из высокопрочных микролегированных сталей, термообрабатываемых в агрегатах непрерывного действия.
достоверность полученных результатов обеспечивается воспро изводимостью и согласованностью анализируемых данных, использо ванием современных методов моделирования и исследования, включая оптическую микроскопию, просвечивающую и сканирующую электрон ную микроскопию, дифференциальную сканирующую калориметрию, дилатометрию, механические испытания, а также положительными ре зультатами промышленного внедрения разработанных рекомендаций, полученных на основании экспериментальных данных.
Соответствие содержания диссертации паспорту специальности, по которой она рекомендуется к защите. Работа соответствует форму ле и пункту 1 области исследования специальности 05.16.01 – «Метал ловедение и термическая обработка металлов и сплавов: 1. Изучение взаи мосвязи химического и фазового составов (характеризуемых различными типами диаграмм), в том числе диаграммами состояния с физическими, ме ханическими, химическими и другими свойствами сплавов».
Апробация работы. Результаты работы доложены и обсуждены: на XI Конгрессе сталеплавильщиков «ТРАНСМЕТ 2010», г. Нижний Тагил, 2010 г.;
на VIII Конгрессе прокатчиков, г.Магнитогорск, 2010 г.;
на на учно-технической конференции «Металлопродукция для автопрома», Москва, 2010 г.;
на III научно-технической конференции по термической об работке «Новые стали для машиностроения и их термическая обработка», г. Тольятти, 2011 г.;
на международной научно-технической конференции «Современные металлические материалы и технологии» (AMMT`2011), г. Санкт-Петербург, 2011 г.;
на XI Российско-Китайском симпозиуме «Но вые материалы и технологии» (AMP-2011), г. Санкт-Петербург, 2011 г.;
на ХIХ Менделеевском съезде по общей и прикладной химии «Физико химические основы металлургических процессов», г. Волгоград, 2011 г.
Работа отмечена золотой медалью на ХVI Международной промыш ленной выставке «Металл-Экспо 2010», а также дипломом лауреата кон курса «Молодые ученые» на ХVI Международной промышленной вы ставке «Металл-Экспо 2010».
Публикации. По материалам диссертации опубликовано шесть ста тей в журналах из перечня ВАК РФ.
объем и структура диссертации. Диссертация содержит 165 стра ниц машинописного текста, 61 рисунок, 22 таблицы, состоит из введения, семи глав, выводов и списка литературы из 128 источников.
оСНоВНоЕ СодЕРЖАНИЕ РАботы Во введении обоснована актуальность проблемы, сформулирована цель и задачи исследования, научная новизна и практическая значимость работы.
Глава 1. Аналитический обзор литературы В первой главе представлен аналитический обзор литературы по различным аспектам управления структурообразованием, повышения комплекса свойств холоднокатаных высокопрочных низколегированных сталей для автомобилестроения. Рассмотрено их место среди других вы сокопрочных сталей, области применения, подходы к выбору систем ле гирования, механизмы упрочнения, основные направления повышения комплекса свойств и технологические принципы их производства. Уста новлены области нерешенных проблем, в частности, о влиянии микроле гирующих элементов на процессы, происходящие в стали на разных эта пах технологии, в первую очередь, при непрерывном отжиге (процессы рекристаллизации, полиморфного превращения, растворения и выделе ния частиц избыточных фаз, влияющих на свойства), о целесообразности использования разных систем микролегирования в зависимости от воз можностей агрегатов непрерыв 0, 0, 0,026 0, 0, 0, 0,027 0, ного отжига. Сформулированы Nb – – цель и задачи работы.
0,029 0,022 0, V – – – – – Глава 2 материал и методи ки исследования 0,03 0, 0,032 0, Исследования проводили Ti – – – – – на металле 8 лабораторных пла 0, 0, 0, 0, вок и 7 опытно-промышленных 0, Al партий проката из низколегиро ванных сталей, произведенных 0, 0, 0, 0, 0, 0, 0, 0, химический состав, мас. % Cu в ОАО «ММК» и ОАО «Север сталь».
0, 0, 0, 0, 0, 0, 0, 0, N При выборе химического со таблица 1. химический состав стали лабораторных плавок става стали лабораторных пла 0, 0, 0, 0, 0, 0, 0, 0, вок, представленном в табл. 1, Ni учитывали мировой опыт произ 0, 0, 0, 0, 0, 0, 0, 0, водства микролегированных ста Cr лей различных классов прочно сти, возможность использования 0, 0, 0, 0, 0, 0, 0, 0, S разных вариантов микролегиро вания, в том числе микролегиро (Nb) 0,046 0,013 0,76 0, 1-2 (Ti-Nb) 0,04 0,013 0,76 0, 1-3 (V-Nb) 0,042 0,012 0,74 0, 1-4 (Ti-V) 0,04 0,013 0,74 0, 0,05 0,14 0,71 0, 2-2 (Ti-Nb) 0,069 0,10 0,77 0, 2-3 (V-Nb) 0,079 0,12 0,81 0, (CMn) 0,051 0,08 0,68 0, P вание только ниобием (варианты 1-1 и 2-1), ниобием совместно с Mn титаном (1-2 и 2-2), ниобием со вместно с ванадием (1-3 и 2-3) и Si титаном совместно с ванадием (1-4). Для сравнения была иссле C дована также cталь без микроле гирующих добавок (вариант 3).
легирования (Nb) Стали лабораторных плавок Система выплавляли в индукционной ва состава куумной печи при постоянной 1- 2- Вариант подаче аргона. Разливку осуществляли в изложницы на слитки массой кг. Горячую прокатку слитков проводили на лабораторном реверсивном стане горячей прокатки дуо-300 на толщину 10 мм в 4 прохода для вариан тов (1-1)–(1-4) и на толщину 3 мм в 5 проходов для вариантов (2-1)–(2-3) и 3. Температура нагрева под прокатку составляла 1170 °С, температура окончания прокатки на полосы – 860±15 °С. Последующее охлаждение проводили со скоростью 10 °С/с, которая близка к применяемой в про мышленных условиях. Операцию смотки имитировали выдержкой рас катов в печи при температуре 600±10 °С в течение часа с последующим охлаждением с печью.
Холодную прокатку полос вари антов (2-1)–(2-3) и 3 осуществляли 0, 0, 0, 0, 0,002 0,002 0, 0,002 0,002 0, 0,002 0,002 0, Nb на стане кварто 400 на толщину 1 мм с суммарной степенью обжатия 66%.
Образцы холоднокатаной стали V – – – – размерами 663101 мм с прива ренными в их центр термопарами 0, 0, 0, 0, Ti подвергали термической обработке таблица 2. химический состав стали опытно-промышленных плавок на установке моделирования непре 0, 0, 0, 0, 0, 0, 0, химический состав, % мас.
N рывного отжига по режиму: нагрев со скоростью 5 °С/с, выдержка в те 0, 0, 0, 0, 0, 0, 0, Al чение 60 с в диапазоне температур 740-860 °С, последующее охлажде 0, 0, 0, 0, 0, 0, 0, Cu ние со скоростью 15 °С/с. После тер 0, 0, 0, 0, 0, 0, 0, мической обработки осуществляли Ni дрессировку с обжатием 1,5% на 0, 0, 0, 0, 0, 0, 0, Cr дрессировочном стане дуо-200.
Химический состав микролеги 0, 0, 0, 0, 0, 0, 0, S рованных сталей опытно-промыш ленных плавок приведен в табл. 2.
0, 0, 0, 0, 0, 0, 0, Сталеплавильный передел P включал выплавку в 350-тонном 0, 0, 0, 1, 0, 0, 0, Mn конвертере, ковшовую обработку и непрерывную разливку в слябы тол 0, 0, 0, 0, 0, 0, 0, Si щиной 250 мм. Слябы прокатывали на полосы заданного размера на не 0, 0, 0, 0, 0, 0, 0, C прерывном широкополосном стане 2000. Холодную прокатку со степе 260, 260, 340, 420, прочности нью обжатия 50–70% проводили на Класс пятиклетевом непрерывном стане состава или на двухклетевом реверсивном 3- 3- 3- 3- 3- 3- 3- Вариант Тт.о = 700–860 °С + Vохл = 10–50 °C/c Температура, °С Тк.в = 470– Vнагр = 5–10 °C/c tвыд tк.в t, c tнагр Рис. 1. Режим термической обработки в непрерывном агрегате стане. Термическую обработку полос осуществляли на двух агрегатах не прерывного горячего цинкования (АНГЦ) на ЧерМК ОАО «Северсталь» (агрегат 1) и в ОАО «ММК» (агрегат 2) (рис. 1).
Основные отличия режимов отжига при обработке полосы толщиной 1 мм для агрегатов 1 и 2, соответственно: скорость нагрева Vнагр = 10 и °С/с, минимальное время выдержки tвыд = 50 и 65 с, максимальная ско рость охлаждения Vохл = 50 и 10 °С/c. Затем металл подвергали дресси ровке с обжатием 0,5–1,5 %.
Расчеты температурно-концентрационных областей существова ния фаз проводили с помощью усовершенствованной версии термо динамической компьютерной модели фазового состава сталей, разра ботанной во ФГУП «ЦНИИчермет им И.П.Бардина», которая позво ляет при заданных общих концентрациях компонентов, температуре и давлении определить, какие из возможных в рассматриваемой системе фаз находятся в равновесии, рассчитать их количество и химический состав [1].
Исследование фазовых превращений при нагреве и охлаждении про водили на дилатометрах BAHR 805 и ИМЕТ-ЦНИИчермет на образцах в виде полых цилиндров диаметром 6 мм с толщиной стенки 1 мм.
Для определения температурных интервалов рекристаллизации и фа зового превращения использовали также метод дифференциально-ска нирующей калориметрии (ДСК). На термоанализаторе Jupiter STA 449F немецкой фирмы NETZSCH-GERAETEBAU GmbH снимали ДСК кривые, характеризующие процесс перераспределения внутренней энергии в об разцах холоднокатаного проката при нагреве со скоростью 50 °С/мин от комнатной температуры до 1000 °С. Температурные интервалы протека ния процессов рекристаллизации и фазового превращения определяли по наличию особенностей на ДСК-кривых.
Микроструктуру стали выявляли травлением в 4%-ном растворе азотной кислоты в этиловом спирте и исследовали на оптическом ми кроскопе Axiovert 40MAT CarlZeiss с использованием программного обеспечения ImageExpert Pro 3. Стандартное отклонение измеряемых параметров от среднего значения не превышало 5%. Величину зерна определяли сравнением с эталонными шкалами, а также методом секу щих (ГОСТ 5639). Определяли размер зерна вдоль и поперек направле ния прокатки dx и dy, средний размер зерна dl, коэффициент вытянутости зерна dx/dy, а также количество второй структурной составляющей (пер лит, бейнит).
Частицы избыточных фаз исследовали на фольгах на просвет на ана литическом просвечивающем электронном микроскопе JEOL JEM200CX в комплекте со сканирующей приставкой EM-ASID3D2 и приставкой для энергодисперсионного микрорентгеноспектрального анализа LINK SYSTEMS SERIESII при рабочем увеличении от 15 до 30 тыс., ускоряющем напряжении 120 кВ и разрешении ~ 1 нм.
Количественная оценка частиц избыточных фаз производилась с ис пользованием металлографических методов [2]. Основные параметры наноразмерных частиц – объемная доля (f) и средний диаметр (Dср).
Содержание элементов внедрения [С] и [N] в феррите оценивали по температурной зависимости внутреннего трения на частоте 4–8 с– крутильного релаксатора по схеме обратного маятника. Для вычита ния фона и разделения углеродного и азотного пиков Сноека применя ли программу на основе методики Вепнера. Результаты статистической обработки данных показали, что стандартное отклонение содержания элементов внедрения составляет приблизительно 0,8–1,2 ppm (0,00008– 0,00012%).
Определение механических характеристик при испытаниях на растя жение (т, в, d4, коэффициента нормальной пластической анизотропии rn, коэффициента деформационного упрочнения n) проводили по ГОСТ 11701-84 на испытательной машине INSTRON-1185. Определение твер дости по методу Виккерса осуществляли при помощи автоматического микротвердомера с видеоизмерительной системой Struers Duramin- при нагрузке 10 г, в соответсвии с ГОСТ 9450.
Статистический анализ влияния на свойства параметров химиче ского состава и технологии проводили с определением коэффициентов парной корреляции, а также коэффициентов частной корреляции с по строением регрессионных моделей зависимости свойств от значимых факторов [3].
Глава 3 термодинамическое моделирование фазового состава сталей различных систем микролегирования В главе 3 приведены результаты термодинамического моделирования фазового состава исследуемых сталей разных вариантов микролегирова ния (рис. 2).
Основные типы частиц, определяющих комплекс свойств микро легированных сталей, карбонитриды (Nb(C,N), Ti(C,N), V(C,N)). Видно, что при температурах нагрева под прокатку, находящуюся в диапазоне 1170–1250 °С, во всех рассматриваемых сталях сера практически полно стью связана в сульфид марганца, а нитрид алюминия, карбонитриды ни обия и ванадия растворены, что является благоприятным фактором для последующего выделения частиц с участием микролегирующих элемен тов, обеспечивающих измельчение зерна и дисперсионное твердение. В сталях с ниобием при горячей прокатке и последующем охлаждении об разуется карбонитрид ниобия (рис. 2, а–в).
Этот результат при совместном анализе с данными, приведенными в главе 1, свидетельствует, что торможение рекристаллизации аустени та при горячей прокатке, приводящее к измельчению зерна, обеспечи 0, а б Nb +cem + Ti+Nb 0, +cem + 0, NbCN 0, NbC Ti(CN) Мольные доли фаз 0, Мольные доли фаз TiN 0, 0, AlN 0,0003 MnS MnS 0, 0, 0,0002 NbC 0, 0, 0 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200 1300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200 Температура, °С Температура, °С +cem + Nb+V в г +cem + Ti+V 0,0006 0, MnS 0,0005 0, Мольные доли фаз Мольные доли фаз TiN VCN 0,0004 0, VC 0,0003 MnS 0, 0,0002 0, NbCN AlN 0,0001 0, 0 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200 1300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200 Температура, °С Температура, °С Рис. 2. температурные зависимости равновесных мольных долей фаз в исследуемых сталях: а – 2-1(Nb);
б – 2-2(Ti-Nb);
в – 2-3(Nb-V);
г – 1-4(Ti-V) вается выделением карбонитрида ниобия в виде сравнительно крупных – субмикронных частиц (в среднем 0,1 мкм). Из-за высоких скоростей охлаждения металла в процессе прокатки, при ее окончании содержание Nb(C,N) меньше равновесного, определяемого по данным рис. 2. Сохра нение ниобия в твердом растворе приводит к выделению более мелких (наноразмерных) частиц Nb(C,N) в феррите (в процессе охлаждения или при отжиге), которые вызывают дисперсионное твердение. Из рис. видно, что при температурах выше 800 °С может произойти растворение некоторой доли частиц, очевидно, наиболее мелких, что может снизить эффективность дисперсионного твердения и привести к укрупнению зерна.
Микролегирование титаном позволяет достичь дополнительного из мельчения зерна из-за присутствия в стали субмикронных частиц TiN, сдерживающих рост зерна аустенита при нагреве под прокатку. В то же время, по результатам, представленным в главе 1, частицы TiN могут быть подложкой для выделения на них частиц Nb(C,N) при горячей про катке, что снижает эффективность действия ниобия с точки зрения из мельчения зерна и дисперсионного твердения.
В стали, микролегированной ниобием и ванадием, температуры су ществования V(C,N) находятся ниже 800 °С. Это свидетельствует, что при температурах непрерывного отжига (750–850 °С) возможно раство рение значительной доли частиц V(C,N).
В стали, микролегированной титаном и ванадием, когда азот полно стью связан титаном, при температурах ниже Ас1 возможно выделение VC (рис. 2, г). Видно, что при температурах отжига выше 740 °С такие частицы могут растворяться. Следует также учитывать возможность по вторного выделения таких частиц в сталях, микролегированных ванади ем, при охлаждении после непрерывного отжига.
Кроме общего представления о частицах, которые могут существо вать в сталях выбранных вариантов химического состава, и об условиях их образования, обобщенный анализ полученных результатов термоди намического моделирования и данных, приведенных в главе 1, позволил определить оптимальные значения параметров горячей прокатки для проведения лабораторных исследований: температура нагрева под про катку, обеспечивающая полное растворение частиц карбонитридов нио бия и ванадия, 1170 °С;
температура окончания прокатки, обеспечиваю щая образование субмикронных частиц карбонитрида ниобия для фор мирования мелкого зерна, 860 °С;
температура смотки, обеспечивающая формирование наноразмерных частиц Nb(C,N) и V(C,N), вызывающих дисперсионное твердение, 600 °С.
Глава 4. Влияние микролегирующих элементов на фазовые и структурные превращения, протекающие при горячей прокатке и термической обработке В главе 4 приведены результаты исследования влияния микролегиру ющих элементов на фазовые и структурные превращения, протекающие при горячей прокатке, а также при нагреве и охлаждении проката в про цессе термической обработки. Результаты исследования микрострукту ры и механических испытаний стали лабораторных плавок после горячей прокатки по режиму, представленному в главе 3, приведены в табл. 3.
Видно, что наибольшие значения твердости и прочностных характе ристик получены на стали, микролегированной только ниобием или нио бием совместно с ванадием. При микролегировании ниобием совместно с титаном обеспечивается наиболее мелкозернистая микроструктура, но меньшие значения твердости и прочности.
Результаты электронномикроскопических исследований наноразмер ных выделений (в том числе, размером менее 10 нм), показали (табл. 4), что наибольшее количество наноразмерных частиц наблюдается для ста ли варианта 1-1(Nb) (рис. 3, а), несколько меньше – для стали 1-3(Nb-V) (рис. 3, в). Однако в последнем случае средний размер частиц меньше.
таблица 3. механические свойства и параметры микроструктуры горячекатаной стали Вариант Система т, в, HV dL, мкм dx/dy 4, % состава легирования Н/мм2 Н/мм 1-1 (Nb) 156,7 11,68 1,3 312 388 1-2 (Ti-Nb) 131,9 10,3 1,3 297 348 1-3 (V-Nb) 141,5 12,7 1,4 309 376 1-4 (Ti-V) 109,2 19,3 1,2 230 317 2-1 (Nb) 168,0 7,12 1,48 375 440 32 2-2 (Ti-Nb) 143,1 4,81 1,39 345 417 2-3 (V-Nb) 162,0 8,4 1,3 361 428 3 – 114,2 9,88 1,41 270 345 таблица 4. Параметры наноразмерной составляющей горячекатаных образцов сталей доля количества частиц Вариант Система объемная размером менее 10 нм Dср, нм по отношению к общему состава легирования доля, f· количеству частиц, % 1-1 (Nb) 8,13 7,49 1-2 (Ti-Nb) 8,19 9,89 1-3 (V-Nb) 5,11 4,51 1-4 (Ti-V) 16,13 16,10 Это свидетельствует о том, что стали указанных вариантов имеют наи более высокую прочность благодаря дисперсионному твердению.
Наибольший средний размер частиц характерен для сталей, микро легированных титаном (варианты 1-2 и 1-4) (рис. 3, б, г). Результаты электронномикроскопического исследования свидетельствуют о суще ственно меньшем количестве обособленных частиц карбонитридов, что связано с возможностью выделения карбонитридных фаз на уже присут ствующих в металле частицах, в частности, на частицах TiN (рис. 4).
Вследствие меньшей эффективности дисперсионного твердения сни жаются прочностные характеристики, несмотря на получение более мел кого зерна.
В образцах сталей, микролегированных ниобием, а также ниобием совместно с ванадием, присутствуют субмикронные частицы Nb(C,N) со средним размером около 0,1 мкм, образовавшиеся при горячей прокатке (рис. 5).
Структура и свойства холоднокатаного проката определяются как характеристиками структуры горячекатаного проката (размером зерна, количеством и морфологией избыточных фаз), так и их трансформацией а б в г Рис. 3. тонкая структура стали различных вариантов микролегирования, полученная с помощью ПЭм: а – 1-1(Nb);
б – 1-2(Nb-Ti);
в – 1-3(Nb-V);
г – 1-4(Ti-V) Рис. 4. Комплексное выделение Рис. 5. микроструктура стали Nb(C,N) на частице TiN в стали варианта 1-1, полученная варианта 1-2 (ПЭм) с помощью СЭм при последующих переделах, а также процессами, происходящими при термической обработке: рекристаллизацией и полиморфным - превра щением при нагреве, - превращением при охлаждении.
Дилатометрические исследования кинетики полиморфного - пре вращения при нагреве показали, что наибольшая скорость образования аустенита наблюдается в стали варианта 1-1, содержащей наибольшее ко личество субмикронных частиц карбонитрида ниобия, являющихся цен трами зарождения зерен новой фазы (аустенита) при нагреве.
С уменьшением количества субмикронных частиц, а также с раство рением частиц карбонитридов ванадия при нагреве выше 740 °С – для сталей вариантов 1-3 и особенно 1-4 наблюдается замедление аустенити зации, смещение начала и окончания превращения в область более высо ких температур (рис. 6). Возможность растворения частиц карбонитри дов в стали, микролегиро ванной ванадием совместно V = 5 °С/сек Nb Nb-Ti Nb-V V-Ti нагр с ниобием, подтверждена тем, что при повышении Доля аустенита, % температуры отжига увели- чивается содержание азота в твердом растворе от 3,1 до 6,5 ppm (определено мето- дом внутреннего трения). При исследованиях 740 760 780 800 820 840 860 880 900 920 Температура, °С формирования структуры и 0 10 свойств металла после вы- Время, с держки при температурах Рис. 6. Кинетические кривые 800 и 860 °С и последующего образования аустенита в исследуемых охлаждения со скоростью сталях при непрерывном нагреве таблица 5. характеристики структуры и твердость сталей исследуемых вариантов микролегирования после термической обработки Вариант Vохл= 1520 °С/c Vохл = 3552 °С/c легирова HV dL, мкм f·10 Dср, нм HV dL, мкм f·104 Dср, нм ния Тнагр= 800 °С 1-1(Nb) 150 8,7 6,7 7,1 156 7,9 8,5 6, 1-2(Nb-Ti) 147 7,9 6,5 10,6 149 7,0 6,6 7, 1-3(Nb-V) 148 10,6 3,5 6,4 158 9,4 4,2 6, 1-4(V-Ti) 141 14,7 3,6 9,2 145 10,9 4,3 9, Тнагр= 860 °С 1-1(Nb) 132 7,9 7,1 7,4 150 4,4 7,4 7, 1-2(Nb-Ti) 130 8,3 5,9 10,1 138 6,9 7,3 8, 1-3(Nb-V) 148 7,6 3,0 5,9 160 6,0 5,4 6, 1-4(V-Ti) 130 8,7 4,6 8,9 145 4,8 4,0 9, в интервале от 15 до 52 °С/c измеряли твердость, средний размер зерна феррита и характеристики наноразмерных частиц (табл. 5).
При малой скорости охлаждения, наиболее высокая твердость полу чена для стали варианта 1-1 после отжига при температуре 800 °С. Это свя зано с наибольшей объемной долей наноразмерных частиц карбонитрида ниобия (средний размер 7,1 нм) и сравнительно мелким ферритным зер ном (8,7 мкм). С увеличением температуры нагрева несколько возрастает средний размер частиц и снижается твердость, что связано с растворени ем наиболее мелких частиц, обеспечивающих дисперсионное твердение.
Увеличение скорости охлаждения в интервале 15–50 °С/с приводит к некоторому уменьшению среднего размера, увеличению объемной доли наноразмерных частиц и повышению твердости. Это свидетельствует о возможности повторного образования растворившегося при нагреве карбонитрида ниобия при охлаждении после отжига в виде еще более мелкодисперсных частиц, особенно при больших скоростях охлаждения.
В то же время, доля карбонитрида ниобия, который может раствориться при нагреве до температуры 860 °С и выделиться при последующем ох лаждении невелика (см. рис. 2, а). Близкие параметры частиц после горя чей прокатки и после отжига свидетельствуют, что для стали, микролеги рованной ниобием, частицы, влияющие на конечный комплекс свойств, в основном формируются в подкате в процессе охлаждения смотанного рулона (при соблюдении рекомендованных в главе 3 параметров горячей прокатки и смотки). Существенно повлиять на их количество и морфо логию при отжиге со сравнительно низкими скоростями охлаждения затруднительно. Сохранение таких частиц при отжиге достигается при температуре не более 800 °С. Таким образом, при охлаждении со скоро стью 15–20 °С/с наиболее высокую твердость имеет сталь, микролегиро ванная ниобием, после отжига при температуре 800 °С.
При высоких скоростях охлаждения (39–52 °С/с) наиболее высокая твердость получена для стали, микролегированной ниобием совместно с ванадием. При этом наблюдается увеличение твердости с повышением температуры отжига, что связано со значительным увеличением количе ства карбонитрида ванадия, растворяющегося при нагреве (см. рис. 2, в), и соответственно, его количества, образующегося при последующем ох лаждении. Частицы, образующиеся при охлаждении, имеют тем меньшие размеры, чем выше скорость охлаждения.
Из гистограммы распределения частиц по размерам после термо обработки (рис. 7) можно предположить возможность образования при охлаждении еще более дисперсных (менее 3 нм) частиц, не выявляемых методами, использованными в работе: наблюдается увеличение доли частиц размерами 3 нм по сравнению с более крупны ми частицами размерами а 4–6 нм.
Таким образом, при по вышенных скоростях ох лаждения наиболее высо кую твердость и, соответ ственно, прочность проката можно получить на стали, микролегированной нио бием совместно с ванадием (вариант 1-3) после отжи- б га при температурах 800– 860 °С.
Количество, % В сталях, микролегиро- ванных титаном (совместно с ниобием или ванадием), размеры наноразмерных частиц после охлаждения 3 4 5 6 7 9 10 11 12 значительно больше, а твер- Средний диаметр частиц, нм дость ниже, чем для вариан Рис. 7. Частицы карбонитридов (а) и тов без титана (см. табл. 5).
гистограмма их распределения по среднему Это свидетельствует о не- диаметру (б) в стали варианта состава 1- целесообразности исполь- после отжига при температуре 800 °С и зования таких сталей для охлаждения со скоростью 15 °С/с получения высокопрочного проката, подвергаемого термической обработке агрегатах непрерывного действия.
Глава 5. Изучение формирования структуры и свойств холодно катаного проката из сталей различных систем комплексного микро легирования В главе 5 приведены результаты исследования структуры и свойств сталей вариантов (2-1)–(2-3) и 3 (см. табл. 1) после холодной прокатки и термической обработки по различным режимам.
На ДСК-кривых, полученных при нагреве холоднокатаной стали без микролегирующих добавок в интервале температур 600–650 °С, наблюда ется экзотермический эффект, свидетельствующий о протекании рекри сталлизации. В стали вариантов 2-1 и 2-2 подобный эффект наблюдается при температурах 670–700 °С, причем для варианта 2-1 он менее выра жен, что связано с более быстрым протеканием рекристаллизационных процессов из-за присутствия большого количества субмикронных ча стиц карбонитрида ниобия. В стали варианта 2-3 с минимальным коли чеством субмикронных частиц подобный эффект не наблюдается вплоть до температур полиморфного превращения, что свидетельствует об от сутствии рекристаллизации до температур начала полиморфного пре вращения. Следовательно, присутствие в стали повышенного количества субмикронных частиц и связанная с этим более высокая чистота твердо го раствора перед отжигом смещают рекристаллизацию и полиморфное превращение в область более низких температур.
После термической обработки в интервале температур 740–860 °С (скорость охлаждения 15 °С/с) средний размер зерна феррита для микро легированных сталей составил 6,5–7,5 мкм (для стали без микролеги рования – 9–10 мкм). Наибольшая доля нерекристаллизованных зерен присутствует в стали варианта 2-3, даже после отжига при 860 °С, что подтверждает задержку процессов рекристаллизации в данной стали.
С повышением температуры нагрева при термической обработке в интервале 740–860 °С снижаются прочностные характеристики и повы шается пластичность (рис. 8).
Это связано с полнотой протекания процессов рекристаллизации и фазовой перекристаллизации, приводящих к увеличению однородности структуры. Снижение относительного удлинения для стали варианта 2- при повышении температуры отжига от 820 до 860 °С может быть свя зано с развитием процессов собирательной рекристаллизации, приводя щих к разнозернистости.Наиболее высокий уровень предела текучести и предела прочности достигается на стали варианта 2-1 с минимальным размером зерна (6,4–7,4 мкм, в зависимости от температуры отжига) и 480 460 в 2- 2- 420 2-1 2- 2- т, в, Н/мм 2-2 т 2-3 2- 4, % 360 2- 720 740 760 780 800 820 840 860 720 740 760 780 800 820 840 860 Температура, °С Температура, °C а б Рис. 8. Зависимость механических свойств от температуры нагрева при термической обработке: а – предел текучести и временное сопротивление;
б – относительное удлинение большим количеством наноразмерных частиц карбонитрида ниобия (рис. 8). В то же время высокие значения временного сопротивления ста ли варианта 2-3, связаны с возможностью упрочнения и путем формиро вания дополнительного количества еще более дисперсных (3 нм и менее) частиц. При этом предел текучести получен ниже, чем для варианта 2-1, из-за более крупного зерна.
Таким образом, основными механизмами упрочнения холодноката ного проката после непрерывного отжига, обеспечивающими достиже ние высоких значений и предела текучести, и предела прочности, явля ются дисперсионное твердение и измельчение зерна, а оптимальным ва риантом стали является сталь, микролегированная только ниобием. При необходимости обеспечения низкого значения предела текучести при повышенном значении предела прочности (низкого отношения предела текучести к пределу прочности), перспективным является вариант ми кролегирования ниобием совместно с ванадием.
Глава 6. Получение микролегированных сталей различных классов прочности В главе 6 приведены выбранные для освоения производства прока та различных классов прочности варианты химического состава сталей, микролегированных ниобием (табл. 6) и результаты исследований влия ния технологических параметров на структуру и свойства стали, которые проводились на образцах металла промышленных партий (химический состав табл. 2), различающихся технологическими режимами производ ства (табл. 7).
Результаты механических испытаний (рис. 9) свидетельствуют, что значения прочностных свойств повышаются, а пластичность снижается таблица 6. Варианты химического состава холоднокатаных высокопрочных микролегированных сталей Класс Содержание элементов, мас. % проч С Mn Si P Nb Al S Ti N ности 260 0,05–0,07 0,2–0,5 0,15 0,015 0,01–0,03 0,03–0,06 0,01 0,008 0, 300 0,05–0,07 0,2–0,5 0,15 0,015 0,02–0,04 0,03–0,06 0,01 0,008 0, 340 0,05–0,07 0,4–0,8 0,15 0,015 0,03–0,05 0,03–0,06 0,01 0,008 0, 380 0,06–0,09 0,5–1,0 0,15 0,015 0,04–0,06 0,03–0,06 0,01 0,008 0, 420 0,06–0,09 0,6–1,2 0,15 0,015 0,05–0,07 0,03–0,06 0,01 0,008 0, таблица 7. технологические режимы производства сталей исследованных вариантов Вари Mn, Ткп, Тсм, Vохл, ант со- Nb, % S, % х.п, % h, мм нагр, с Твыд, с % °С °С °С/с става 3-3 0,73 0,037 0,006 840 600 59 1,0 210 75 3-4 1,16 0,065 0,003 900 600 66 0,8 210 75 3-5 0,33 0,023 0,016 870 600 56 1,2 160 65 3-7(1) 900 640 0,64 0,054 0,017 1,0 160 50 3-7(2) 910 600 500 3- 3-7(1) 3- 400 3-3 3-7(2) т 300 3-5 т, Н/мм т, Н/мм 250 4, % 3-3 3- 200 3-5 3-7(2) 3-4 3-7(1) 3-7(1) 100 4 3-7(2) 3- 0 740 760 780 800 820 840 860 880 740 760 780 800 820 840 860 Температура, °С Температура, °С а б Рис. 9. механические свойства сталей промышленных партий при различных температурах отжига: а – предел текучести и относительное удлинение;
б – временное сопротивление при увеличении содержания марганца и ниобия. В то же время, для стали вариантов 3-3 и 3-7, различающиеся содержанием ниобия (0,037 и 0,054%) получены близкие значения прочностных характеристик.
Для всех вариантов состава повышение температуры отжига приво дит к снижению прочности и повышению пластичности, однако ее изме нение от 760 до 860 °С для стали вариантов 3-5 и 3-7 приводит к гораздо более существенному изменению свойств (уменьшению предела текуче сти на 70 МПа), чем для стали вариантов 3-3 и 3-4 (уменьшению предела текучести на 26–44 МПа).
Для стали варианта 3-7(1), отличающейся от варианта 3-7(2) более вы сокой температурой смотки (640 вместо 600 °С), значения прочностных характеристик несколько ниже, что связано с более полным выделением частиц карбонитрида ниобия в подкате, в том числе субмикронных, при водящих к смещению рекристаллизационных процессов в область более низких температур. При этом доля наноразмерных частиц, тормозящих рекристаллизационные процессы и рост зерна при нагреве, меньше. С этим связано получение меньших значений прочностных характеристик, но более высокой пластичности.
Влияние температуры отжига на размер зерна представлено на рис. 10.
Для всех вариантов составов с повышением температуры отжига до 800 °С наблюдается тенденция увеличения размера зерна феррита. Это связано прежде всего с полнотой протекания процессов рекристаллиза ции и полиморфного превращения.
Наиболее мелкое зерно при неравномерной микроструктуре наблю дается на образцах варианта 3-7(2), особенно после отжига при низкой температуре, при том же химическом составе, что и для варианта 3-7(1).
При этом в структуре стали варианта 3-7(2) наряду с крупными зернами наблюдаются участки с очень мелкими зернами, что свидетельствует о торможении рекристаллизации вплоть до температур фазового превра щения. Для варианта 3-7(1) этот эффект выражен в значительно мень шей степени за счет образования меньшего количества наноразмерных и 8, 3- 3-4 R2 = 0, 7,5 3-7(1) 3- 3-7(2) 7,0 3-7(2) 3- 3- 6,5 425 3-3 3- т, Н/мм dL, мкм 3-7(1) 6,0 3-7(2) 5,5 3-7(1) 5,0 3- 3- 4,5 4,0 740 760 780 800 820 840 860 880 4 5 6 7 Температура, °C dL, мкм а б Рис. 10. Влияние температуры отжига на размер зерна феррита (а) и зависи мость предела текучести от среднего размера зерна феррита (б) большего количества субмикронных частиц карбонитрида ниобия в про цессе смотки горячекатаного проката при высоких температурах.
Из рис. 10, а видно, что для стали вариантов 3-5 и 3-7 наблюдается не прерывный рост размера зерна при увеличении температуры отжига, что связано с процессами рекристаллизации и полиморфного превращения, а также растворением мелких частиц карбонитрида ниобия (особенно, при температурах выше 800 °С).
Зависимость размера зерна от температуры отжига для вариантов состава 3-3 и 3-4 имеет другой характер. При повышении температуры отжига более 800 °С наблюдается уменьшение размера зерна. Этим объ ясняется меньшее снижение прочности при повышении температуры отжига для сталей данных вариантов. Основным отличием этих сталей является низкое содержанием серы (0,003–0,006%). Методами термоди намического анализа установлено, что для сталей указанных вариантов, несмотря на меньшее общее количество сульфида марганца, доля суль фида марганца, который растворяется при нагреве под прокатку, по от ношению к его общему количеству, наоборот, значительно выше, чем для сталей вариантов состава 3-5 и 3-7 и составляет около 40% (для стали варианта 3-5 – 27%, варианта 3-7 – всего 17%). В процессе быстрого ох лаждения раскатов при горячей прокатке и охлаждения рулонов, смотан ных при относительно низких температурах, а также при отжиге металла вариантов состава 3-5 и 3-7 довыделение сульфида марганца происходит преимущественно на его частицах, уже присутствующих в стали, что приводит к их укрупнению. При этом доля обособленных наноразмер ных частиц сульфида марганца, выделяющихся в процессе отжига, кото рые могут тормозить рост зерна значительно меньше, чем для вариантов 3-3 и 3-4. Поэтому для стали вариантов состава 3-5 и 3-7 наблюдается непрерывный рост зерна с повышением температуры отжига от 800 до 860 °С. Наибольший рост зерна с увеличением температуры отжига для варианта 3-7(1) связан и с более высокой температурой смотки – 640 °С, что увеличивает долю сульфида марганца, выделившегося в подкате и, соответственно, снижает его долю, выделяющуюся при отжиге. Вероят но, для измельчения зерна наиболее эффективен сульфид марганца, вы деляющийся при отжиге в виде дисперсных частиц размерами не более 0,030 мкм (рис. 11), т.е., более высокая прочность проката из стали ва риантов 3-3 и 3-4 связана с выделением обособленных наноразмерных частиц сульфида марганца, приводящих к измельчению зерна.
Установлено, что образование частиц сульфида марганца происходит при температурах 820–840 °С, когда процессы рекристаллизации и поли морфного превращения уже получили существенное развитие. Дальней шее повышение температуры отжига до 860 °С приводит к коагуляции ча NbC NbC MnS MnS Рис. 11. тонкая структура стали варианта 3-3 (ПЭм) стиц и снижению эффекта измельчения зерна. Таким образом, измельче ние зерна из-за выделения при отжиге наноразмерных частиц сульфида марганца играет важную роль в упрочнении проката из сталей с низким содержанием серы (по полученным данным, не более 0,006%) после от жига при температурах 820–840 °С.
Из рис. 10, б также видно, что получение мелкого зерна (не более мкм) является обязательным условием обеспечения предела текучести не менее 420 Н/мм2. Для стали с содержанием ниобия 0,065% (вариант состава 3-4) и низким содержанием серы (в данном случае 0,003%) это достигается независимо от температуры отжига. Для стали с близким со держанием ниобия (в данном случае 0,054 %), при высоком содержании серы (0,017%) такой размер зерна и соответствующий уровень прочности можно получить только при низкой температуре отжига. При этом для обеспечения удовлетворительной пластичности в случае высокой скоро сти нагрева и малой продолжительности отжига целесообразно исполь зовать более высокие температуры смотки – 620–640 °С.
Таким образом, к повышению прочности холоднокатаного проката из стали, микролегированной ниобием, при его термической обработ ке в проходных агрегатах приводят повышение содержания марганца (через твердорастворное упрочнение) и ниобия, снижение содержания серы (через упрочнение путем измельчения зерна), снижение температур смотки и отжига.
Глава 7. опытно-промышленное производство холоднокатаного проката из высокопрочных микролегированных сталей при термо обработке в непрерывных агрегатах По рекомендациям, разработанным на основании проведенных ис следований, были выпущены опытные партии горячеоцинкованного про ката классов прочности 260, 300, 340, 380, 420 по EN 10346:2009 на ОАО «ММК» и ОАО «Северсталь».
В стали, произведенной в ОАО «ММК», содержание серы было до статочно низким – 0,003–0,009%. Это позволило, в соответствии с ре зультатами, представленными в главе 6, обеспечить высокие показатели прочности и пластичности проката после отжига при достаточно высо ких температурах 820–830 °С из-за выделения наноразмерных частиц сульфида марганца. При этом значения относительного удлинения полу чены существенно выше минимальных значений, предусмотренных НТД.
Таким образом, ограничение содержания серы – не более 0,01 % является важным условием обеспечения высокого сочетания прочности и пла стичности после отжига при температурах 820–830 °С.
Важным условием обеспечения высоких прочностных характеристик проката является также повышенное содержание марганца, обеспечива ющего твердорастворное упрочнение.
Установлено, что выбранные варианты химического состава при соблюдении рекомендаций по оптимальным технологическим параме трам горячей прокатки и отжига, приемлемым для оборудования ОАО «ММК», обеспечивают получение требуемого комплекса свойств прока та различных классов прочности.
Для проверки разработанных рекомендаций при выпуске опыт ных партий горячеоцинкованного проката из стали марки HX420LAD в ОАО «Северсталь» (вариант 3-7, табл. 2), варьировали следующие пара метры производства: температуру между черновой и чистовой группой (993–1046 °С);
температуру окончания прокатки (838–909 °С);
темпера туру смотки (599–642 °С);
степень обжатия при холодной прокатке (50– 70%);
температуру выдержки при термической обработке (744–822 °С).
В ходе статистической обработки влияния технологических параметров на свойства были рассчитаны частные коэффициенты корреляции и по строены регрессионные модели для предела текучести (1), предела проч ности (2) и относительного удлинения (3), позволяющие прогнозировать уровень свойств проката, в зависимости от значений технологических параметров:
т = 1456 – 0,939 Тт.о – 0,633 Тсм + 1,513 х.п (1) в = 1437 – 0,733 Тт.о – 0,660 Тсм + 0,767 х.п (2) 4 = –96,4567 + 0,1356 Тт.о + 0,0779 Тсм + 0,3434 · х.п – 0,037 Т6. (3) Коэффициенты корреляции для моделей (1)–(3) между предсказан ными и наблюдаемыми значениями R составили R1 = 0,955, R2 = 0,896 и R3= 0,968 соответственно.
Полученные модели подтверждают, что при одинаковом химическом составе основными параметрами, определяющими уровень свойств, явля ются:
– температура смотки, повышение которой от 600 до 620–640 °С при водит к некоторому снижению прочностных характеристик, но к суще ственному повышению пластичности;
– температура отжига, с повышением которой 286–320 260–330 320–375 300–380 381–410 340–420 410–435 380–480 421–495 420– 380–403 350–430 380–441 380–480 444–466 410–510 515–530 440–560 496–555 470– Нтд* также снижается прочность и повышается пла HX420LAD стичность из-за более полного протекания рекри сталлизации и растворения наноразмерных частиц Факт.
22– карбонитрида ниобия;
– степень обжатия при холодной прокатке – единственный параметр, увеличение которого приводит к повышению и прочности, и пластично Нтд* HX380LAD сти, из-за ускорения рекристаллизационных про цессов, формирования мелкого и равномерного зерна при отсутствии влияния на параметры нано Факт.
24– размерных частиц.
На основании проведенных исследований были таблица 8. механические свойства произведенных партий проката разработаны рекомендации по системам легирова Нтд* HX340LAD ния и технологическим параметрам производства горячеоцинкованного проката классов прочности 260–420. На основе разработанных рекомендаций Факт.
27– был произведен выпуск опытных партий горяче оцинкованного проката из микролегированных сталей марок HX260LAD, HX300LAD, HX340LAD, Нтд* HX300LAD HX380LAD, HX420LAD объемом более 800 т. Все произведенные партии полностью соответство вали требованиям EN 10346:2009. Выпущенные Факт.
29– партии обладали стабильными значениями проч ностных характеристик и высокими значениями относительного удлинения 22–33% (табл. 8).
Нтд* HX260LAD * Требования EN 10346:2009.
ВыВоды Факт.
30– 1. Исследованы закономерности формирова ния структуры и свойств холоднокатаного проката ские свойства механиче из высокопрочных сталей, микролегированных ни в, Н/мм т, Н/мм 4, % обием, ванадием и титаном при суммарной их кон центрации 0,03–0,06%, подвергаемого термической обработке в агрегатах непрерывного действия. На их основе предложены технологические режимы, позволяющие управлять формированием структуры и свойств проката.
Разработаны системы легирования и рекомендации по технологическим параметрам производства, реализованные в условиях ОАО «ММК» и ЧерМК ОАО «Северсталь».
2. Высокая прочность холоднокатаного проката из микролегирован ных сталей, подвергаемого термической обработке в агрегатах непрерыв ного действия, обеспечивается микролегированием ниобием или ниоби ем совместно с ванадием в результате измельчения зерна и дисперсион ного твердения.
3. В сталях, микролегированных ниобием, формирование в процессе горячей прокатки частиц Nb(С,N) размерами ~0,1 мкм при отжиге обе спечивает завершение рекристаллизации при температурах 740–750 °С, ускоряет полиморфное превращение и приводит к измельчению зерна.
Достижение высокой прочности (т 420 Н/мм2, в 480 Н/мм2) и пла стичности ( 22%) стали отжигаемой в интервале температуре 750– 800 °С, обеспечивается дисперсионным упрочнением частицами Nb(С,N) размером менее 10 нм.
4. В сталях микролегированных ниобием совместно с ванадием после отжига в межкритическом интервале температур обеспечивается достиже ние низкого отношения предела текучести к временному сопротивлению (т/в 0,8), благодаря дисперсионному упрочнению в результате выделе ния частиц V(C,N) размерами 3 нм и менее в процессе охлаждения полосы.
5. Выделение частиц сульфида марганца в процессе термической об работки при температурах 820–840 °С обеспечивает измельчение зерна и способствует сохранению прочностных свойств проката.
6. Определены оптимальные химический состав стали и технологиче ские параметры горячей (Tкп 880 °С, Tсм 600 °С) и холодной (х.п 60%) прокатки, термической обработки ( Тотж 800 °С) и дрессировки (п 1,5%) для получения проката из микролегированных сталей с пределом теку чести 260–500 Н/мм2 с наиболее высоким и стабильным комплексом свойств.
8. Разработаны технологические рекомендации по производству в условиях ОАО «ММК» и ЧерМК ОАО «Северсталь» опытных и опытно промышленных партий горячеоцинкованного металлопроката объемом более 800 т из высокопрочных микролегированных сталей со стабильны ми прочностными характеристиками и повышенными значениями отно сительного удлинения (22–33%) по сравнению с зарубежными аналогами.
Список цитированной литературы:
1. Шапошников Н.Г. Термодинамическое моделирование как инструмент со вершенствования технологии нагрева слитков стали 12Х18Н10Т под прокатку // Материаловедение. 2004. № 11. С. 2–9.
2. Гольдштейн м.И., Литвинов В.С., бронфин б.м. Металлофизика высо копрочных сплавов. – М.: Металлургия, 1986. – 312 с.
3. мельниченко А.С. Статистический анализ в металлургии и материалове дении. – М.: МИСиС, 2009. – 267 с.
основное содержание диссертационной работы изложено в следующих публикациях:
1. Ящук С.В., Родионова И.Г., Зайцев А.И., Шапошников Н.Г, Гордиен ко А.И., Крылов-олефиренко В.В. Влияние химического состава и технологи ческих параметров горячей прокатки и рекристаллизационного отжига в агрега тах непрерывного горячего цинкования на структуру и свойства высокопрочных низколегированных сталей // Металлург. 2010. № 9. С. 56–62.
2. Ящук С.В, бакланова о.Н., Родионова И.Г. Влияние термической обра ботки на формирование структуры и свойств перспективных высокопрочных низколегированных сталей // Перспективные материалы. 2011. № 5. С. 968–971.
3. Гордиенко А.И., Крылов-олефиренко В.В., Зайцев А.И., Родионо ва И.Г., Кирильчук А.А., Ящук С.В. Формирование структуры и свойств микро легированной автолистовой стали // Проблемы черной металлургии и материа ловедения 2011. № 4. С. 58–66.
4. Ящук С.В., Родионова И.Г., Шапошников Н.Г. Исследование формиро вания структуры и свойств высокопрочных холоднокатаных сталей различных систем микролегирования // Металлург. 2011. № 10. С. 61–67.
5. Ушаков С.Н., дьяконов А.А., Горбунов А.В., Ящук С.В., Родионова И.Г., Фомин Е.С. Освоение производства проката из высокопрочных микролегиро ванных сталей на непрерывных линиях // Сталь. 2012. № 2. С. 100–102.
6. Горбунов А.В., Ветренко А.Г., Курамшин Р.Р., Родионова И.Г., Ящук С.В., белов В.К. Перспективы развития производства высокопрочных автолистовых сталей // Сталь. 2012. № 2. С. 113–115.