автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Влияние аустенита на формирование структуры и кристаллографической текстуры анизотропной электротехнической стали нитридного варианта ингибирования

На правах рукописи

РГб (м

гг ¿нн ?%■,

ПЕРВУШИНА Ольга Викторовна

ВЛИЯНИЕ АУСТЕНИТА НА ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И КРИСТАЛЛОГРАФИЧЕСКОЙ ТЕКСТУРЫ АНИЗОТРОПНОЙ ЭЛЕКТРОТЕХНИЧЕСКОЙ СТАЛИ НИТРИДНОГО ВАРИАНТА ИНГИБИРОВАНИЯ

05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Екатеринбург 2000

Работа выполнена на кафедре термообработки и физики металло! Уральского государственного технического университета - УПИ

Научный руководитель - доктор технических наук, профессор Гервасьев М.А.

Научный консультант - кандидат физико-математических наук, доцент Лобанов М.Л.

Официальные оппоненты: доктор технических наук, профессор Соколов Б.К.;

кандидат технических наук, доцент Сидоров В.А.

Ведущее предприятие: ГНЦ РФ ООО "Уральский институт металлов'

Защита диссертации состоится декабря 2000 г. в 15 ч 00 мин в ау; Мт-324 на заседании диссертационного совета К 063.14.02 в Уральско1 государственном техническом университете - УПИ (620001 Екатеринбург,К-2, ул.Мира, 19, УГТУ - УПИ, Мт).

Ваш отзыв в одном экземпляре, заверенный гербовой печатью, проси1 высылать по указанному выше адресу или на факс: (3432)745-335.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке УГТУ - УПИ. Автореферат разослан ¿С 2000 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, кандидат техническихнаук, доцент " Логинов Ю.Р

К222.ШНО. 73-1,0

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Текстурное состояние имеет определенное 1начение в формировании высоких магнитных свойств электротехнической щизотропной стали (ЭАС). Производство сердечников трансформаторов <з хорошо текстурованных сталей позволяет снизить потери энергии, резко сократить габариты и массу преобразователей электроэнергии и увеличить коэффициент полезного действия установок.

Важнейшую роль в формировании кристаллографической текстуры л-али играют ингибиторные фазы, состав которых зависит от исходной концентрации химических элементов в стали. В мировой практике наиболее известны три варианта производства ЭАС: сульфидный вариант [MnS в качестве ингибиторной фазы), сульфонитридный вариант (с двойным ингибированием - MnS и A1N), нитридный вариант (A1N). На сегодняшний день нитридный вариант остается единственно приемлемой технологией производства ЭАС в России. Это связано с отсутствием на металлургических заводах печей для нагрева и выдержки слябов при температуре выше 1300 °С н печей для проведения нормализации, необходимых для выпуска качественной стали сульфидного и сульфонитридного вариантов.

Характерной особенностью стали нитридного типа ингнбнрования является наличие повышенного количества аустенита при горячей прокатке (до 40 %). Из литературы известно, что ауегенит после своего распада является источником повышенной плотности дисперсной ингибиторной фазы, играющей важную роль в формировании текстуры (110)[001] при вторичной рекристаллизации. С другой стороны, фазовое превращение (у->а) в стали может приводить х нарушению кристаллографической текстуры металла и ухудшению магнитных свойств ЭАС.

В литературе отсутствует полное, детальное изучение роли аустенита в структуро- и текстурообразовании стали нитридного варианта. Между тем, подробное исследование степени влияния аустенита на

закономерности сгруктуро- и текстурообразования при обработке стали определение технологических факторов, позволяющих управлять этим) процессами, обеспечивать оптимальные условия их протекания 1 оптимизации состава стали, являются актуальной проблемой в создан»! технологии производства ЭАС с высоким уровнем магнитных свойств.

Цель работы заключалась в изучении влияния аустенита на особенное« структурообразования в ЭАС, содержащей ингибиторную фазу на основ! азота, для оптимизации режимов обработки ЭАС нитридиого варианта Для достижения поставленной цели было необходимо:

1) исследовать характер влияния у-фазы на формироваши горячекатаной структуры и дальнейшее структурообразование в ЭАС нитридного варианта ингибирования;

2) установить взаимосвязь между температурным интервалом ГП количеством аустенита в стали при данных температурах и его дальнейший влиянием на формирование маг нитных свойств у ЭАС;

3) изучить влияние температуры нормализационного отжига после ГГ на образование структуры и текстуры в ЭАС с различным соотношение» концентраций феррито- и аустенитобразующих элементов;

4) определить степень влияния параметров промежуточных отжигов н< процессы структуро- и текстурообразования в ЭАС нитридного варант; ингибирования.

Научная новизна и положения, выносимые на защиту. На основанш обобщения экспериментальных результатов, полученных в работе и и: статистической обработки установлено следующее:

- количество и морфология аустенитной фазы при горячей прокатю оказывает значительное влияние на структуру, текстуру и магнитны* свойства ЭАС нитридного варианта;

- обнаружен эффект естественных структурных барьеров, определяющи; форму и размеры зерен вторичной рекристаллизации, связанный распределением аустенита и продуктами его распада при горячей прокатке

- найдены условия, позволяющие снизить барьерный эффект при ¡работке Э АС;

- предложена схема, позволяющая объяснить влияние аустенита на )рмирование и распределение нитридиой ингибиторной фазы в металле. >и различных параметрах обработки ЭАС.

Практическая ценность и реализация результатов работ промышленных условиях. На основании результатов проведенного следования оптимизирован режим горячей прокатки электротехнической [изотропной стали на Магнитогорском металлургическом комбинате 1МК). Внедрение нового режима производства ЭАС иитридного варианта 1гибироваиия на ВИЗе позволило без дополнительных капитальных затрат щественно снизить количество брака. Апробация работы. Основные результаты диссертации доложены на Международном совещании по физике и металловедению [ектротехнических сталей и сплавов (г.Липецк, 1995), на Всероссийской 1учно-технической конференции по современным аспектам металлургии элучения и обработки металлических материалов (г.Екатеринбург, 1995),

IV Уральской Школе металловедов - термистов (г.Ижевск, 1 998),

V Уральской Школе металловедов - термистов (Екатеринбург, 2000). Публикации. По результатам исследований опубликовано 13 работ. Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 7 глав,

.тодов, списка литературы из 99 наименований, приложения и изложена i 148 страницах, включая 28 рисунков и 4 таблицы.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

В первой главе дан обзор литературы, касающейся технологических юбенносгей производства ЭАС. В литературе отсутствуют систематические исследования роли аустенита подкате ЭАС нитридного варианта. Сведения ограничиваются в

основном горячей прокаткой и отчасти этапом обезуглероживанш влияние же у-фазы на процесс формирования и параметры структуры BP, также на конечные магнитные свойства стали не изучено.

. В конце главы сформулированы и обоснованы основные задач исследования.

Во второй главе описаны материал и методики исследования Исследования проводили на опытных и промышленных плавках ЭАС нитридного варианта ингибирования производства ММК, НЛМК, Terr (Италия). Выплавку стали производили в конвертере или электропечи разливку - на УНРС, горячую прокатку - на стане 1200 с печным) моталками (НЛМК) или непрерывном стане. Образцы отбирали о горячекатаных полос толщиной 2.0 - 2.7 мм, содержащих (мас.%) С - 0.010 - 0.050, Si - 2.88 - 3.66, Мп - 0.021 - 0.230, S - 0.009 - 0.023 А] - 0.010 - 0.025, N - 0.005 - 0.011, Си - 0.40 - 0.55. В исследованш применяли металлографический, электронно-микроскопический i микрорентгеноспектральный анализы. Магнитную индукцию В^., В,м>1 i удельные потери Р, 7/5li, Р, 5,50 измеряли на образцах Эпштсйна размсрои 30x280 мм на однополосочном аппарате и аппарате Эпштейна (в пробах ш 0.5 кг).

В третьей главе описано исследование влияния аустенита и содержали) углерода в стали на структуру горячекатаной полосы и дальнейше! структуре- и текстурообразование в ЭАС, а так - же на ее магнитны! свойства.

Для исследования были статистически отобраны образцы ЭАС характеризующиеся различным содержанием аустенита при нагреве дд: горячей прокатки. Эти образцы имели различный тип структуры металл, после горячей прокатки. Обработка образцов осуществлялась пс стандартному для ЭАС нитридного варианта режиму: первая холодна! прокатка (1ХГ1) с 2.7 на 0.7 мм; рекристаллизационно-обезуглероживающш отжиг - 800 "С, 5 мин, в атмосфере 4 %N2 - Н2, с точкой росы +30 "С; втора;

холодная прокатка (НХП) с 0.7 на 0.3 мм; высокотемпературный отжиг (ВТО) - до 400°С - произвольный нагрев, с 400 до 1150 °С - по15 °С/ч, при 1150 °С - выдержка 10 часов, охлаждение с печью, в атмосфере 4 %N2 - Н2, точка росы - 40 °С.

Основные различия между горячекатаными образцами сводились к величине рекристаллизованной зоны и среднего размера кристаллитов в ней, к выраженности текстурных составляющих, а также к количеству и расположению в структуре продуктов распада аустенита - карбидов и мелкодисперсных зерен феррита.

После обработки образцов ЭАС по стандартной схеме результаты металлографического исследования показали зависимость конфигурации вторично рекристаллизованного зерна от характера горячекатаной структуры : в сплаве 1 с концентрацией углерода в стали %С=0.025 наблюдаются крупные кристаллиты вытянутой формы с "общей" границей для группы зерен, в отдельных образцах присутствуют квазичетверные стыки; равноосные вторично рекристаллизованные зерна характерны для сплава 2 (%С = 0.045); в образце 3 (%С = 0.010) - смешанная структура (по форме зерен), характеризующаяся некоторой вытянугостью кристаллитов. Показано, что происхождение этих аномалий непосредственно связано с морфологией зерен в структуре горячекатаного подката.

Это позволяет предложить следующую схему влияния аустенита на сгруктурообразование стали. В процессе горячей прокатки и последующего охлаждения происходит распад аустенита. При этом избыточный по отношению к предельной растворимости в феррите азот фиксируется в виде нитридов алюминия, легкорасгворимых нитридов кремния и/или в виде сегрегации, за счет которых возможно довыделение ингибиторных фаз при последующих термических обработках. Таким образом, области, соответствующие бывшим границам ферритных зерен, по которым преимущественно распределяется аустенит, оказываются обогащенными ( по сравнению с внутренним объемом кристаллитов) нитридными

ингибиторными фазами. Вели преобладают длинные полигонизованные зерна, то продукты распада аустеннта вытягиваются в строчки по их границам вдоль направления прокатки (сплав 1). В горячекатаной структуре с рекристаллизованным зерном продукты распада аустенита распределены более равномерно по границам ферритных зерен (сплав 2).

Было обращено внимание на проявление эффекта наследования кристаллографии подповерхностного слоя горячекатаной полосы при последующих обработках стали (холодной деформации и рекристаллизационном отжиге). Подтверждена описанная в литературе особенность, заключающаяся в том, что после горячей прокатки в подповерхностном слое имеется повышенная интенсивность компоненты (П0)[001]. В сохранении и развитии этой компоненты (при прокатке, первичной и вторичной рекристаллизации) принимает- участие ингибиторная фаза, неравномерность распределения которой связана с бывшими аустснитными участками. Области, соответствующие местам расположения продуктов распада аустешпа до обезуглероживающего отжига (00). обогащенные ингибиторной фазой, окружают участки формирования аномально растущих зерен. Данные облает при ВР будут поглощаться в последнюю очередь, ч.е. являться структурными барьерами.

Таким образом, цепь преобразований исходной структуры горячекатаного металла с определенным расположением продуктов распада аустенита может приводить к образованию при ВР соответствующих аномальных микроструктур.

В зависимости от исходного содержания аустешпа в стали ее магнитные свойства в окончательном обработанном состоянии могут существенно изменяться (см. рисунок).

Статистически установлены основные факторы, ответственные за образование естественных барьеров в стали: во-первых, вытянутые вторично рекрнсталлизованные зерна появляются в ЭАС с нитридной ингибиторной фазы; во-вторых, при повышенных температурах нагрева

варианта

тали перед ГП (1350 - 1400 °С), высоких скоростях деформации при ГП, изких величинах обжатия (10-20 %) в последних клетях и, в-третьих, при [аличии в структуре стали при ГП относительно небольшого количества усгенита (5-10 %).

Далее в работе (в рамках данной сформулированной гипотезы, бъясняющей происхождение аномалий макроструктуры) рассмотрено оздействие параметров ГП, химического состава стали и роли аустенита а распределение частиц вторых фаз, образующих естественные труктурные барьеры.

Образцы подката ЭАС обрабатывали по следующим схемам:

I: ХП - РО, (900 °С, 5 мин) - ХП - ОО - ВТО (или градиентный отжиг -О).

И: ХП - ОО - ХП - Р02 (800 °С, 10 мин.) - ВТО (ГО).

Ш: ХП - ОО - ХП - РН (регулируемый нагрев до800°С со скоростью 15 °С/час)-ВТО (ГО).

При обработке по схеме I часть образцов подвергали ХП под углом 90' к направлению ГП. Изменение вытянутости зерна ВР с продольно« направления ХП на поперечное на таких образцах однозначно свидетельствует о том, что препятствия для аномального роста зерна i процессе ВТО формируются при ГП. У образцов же, для которы> направления ГП и ХП совпадали, максимальный продольный размер "общих" границ кристаллитов составляет -200 мм. Данный размер примерно в 7 раз превышает длину вытянутых полигонизованных зерен i подповерхностном слое металла после ГП, что по величин« приблизительно соответствует удлинению полосы в ходе ХП с 2.i на 0.3 мм.

В ряду схем обработки I-II-III эффективность естественных барьеров значительно снижается. Это проявляется в увеличении размеров зерна ВР, снижении изрезанное™ фронта аномально растущих кристаллитов, уменьшении абсолютной величины температурного интервала протекания ВР (схема I - 930-1020°С, II - 935-980°С, 111 - 960-980°С). Весьма существенно возрастают магнитная индукция стали (степень совершенства ребровой текстуры), поскольку наличие структурных барьеров неизбежно приводит к увеличению числа одновременно растущих зародышей ВР. Конечный размер зерен в такой стали несколько меньше, чем в стали с ослабленными барьерами. Если расстояние между наилучшим образом ориентированными зародышами при ВР больше, чем среднее расстояние между структурными барьерами, то после реализации аномального роста в такой стали степень совершенства ребровой текстуры будет меньше. Это означает, что произойдет снижение величины магнитной индукции.

В схемах обработки II, III проведение ОО после первой ХП способствует более полному перераспределению частиц ингибиторной фазы при дальнейших термических переделах и соответственно ослаблению эффективности барьеров по сравнению со схемой 1. Проведение РО,, очевидно, не обеспечивает необходимого уровня гомогенизации вследствие

того, что в локальных объемах, содержащих продукты у-распада уже при 900°С, вновь образуется аустенит. При этом свободный азот аккумулируется в участках у-фазы, вследствие чего при охлаждении сохраняется ранее возникшая неоднородность по ингибиторной фазе.

Замедленный нагрев перед ВТО (РН, схема III) приводит к более однородному распределению нитридов алюминия по объему стали по сравнению с Р02 (схема II). Дисперсные частицы A1N образуются за счет азота, высвобождающегося при растворении метастабильных нитридов кремния, находившихся в местах, где при повышенной температуре располагался аустенит.

Таким образом, любое воздействие, позволяющее более однородно перераспределить у-фазу и, следовательно, выделения ингибиторной фазы по объему металла, должно способствовать устранению структурных барьеров для аномального роста зерен. С этой точки зрения наиболее предпочтительной является схема III.

Четвертая глава посвящена исследованиям по влиянию температурного интервала чистовой горячей прокатки на формирование структуры и магнитные свойства электротехнической трансформаторной стали нитридного варианта ингибирования. Сталь обрабатывалась по схеме: двухкратная холодная прокатка с промежуточным обезуглероживающим и конечным высокотемпературным отжигами. Температура конца горячей прокатки (Ткгп) варьировалась в интервале 860 - 970 °С.

Установлено, что при снижении температуры конца горячей деформации с 970 до 860 °С, во-первых, снижается размер кристаллитов как в поверхностном слое, так и в центральной области образцов. Во-вторых, заметно уменьшается величина подповерхностной зоны равноосных рекристаллизованных зерен. В случае низкой температуры конца горячей прокатки формируется более острая текстура деформации (110)[001] в подповерхностном слое. В-третьих, в горячекатаной структуре уменьшается

количество продуктов распада аустенита (мелкодисперсных карбидов), усиливается их равномерность распределения по ширине сплава.

Различия в структуре горячекатаного материала оказывают существенное влияние на дальнейшее формирование текстуры и, соответственно, магнитных свойств в процессе вторичной рекристаллизации. При снижении tKH наблюдается уменьшение магнитной индукции В«»: достаточно резкое (с 1,86 до 1,85 Тл) при изменении температуры с 970 до 950°С и более плавное (до 1,83 Тл) при дальнейшем снижении температуры. Величина Рияо уменьшается до минимума (0,84 Вт/кг) при ~935 °С, а затем возрастает. Р1.7/50 сначала растет с 1,22 до 1,25 Вт/кг, потом снижается до 1,23 Вт/кг при ~935°С, а затем снова монотонно увеличивается.

Результаты измерения магнитных свойств хорошо согласуются с наблюдениями макроструктуры полос готовой стали. При температуре Ткп 970°С структура готовой стали характеризуется крупным (~ 30 мм) вторично рекристаллизованным зерном. Снижение Ткп до 935 °С приводит к значительному уменьшению размеров кристаллитов (~ 10 мм) и, соответственно, к уменьшению вихретоковой составляющей потерь. Дальнейшее СНИЖСНИ€ Тки с 910 до 860 °С приводит к существенному укрупнению размеров зерен аномального роста. При самых низких Ткп, помимо сверхкрупных вторично рекристаллизованных зерен размером до 150 мм, в структуре стали появляются участки, сформированные в результате нормального роста зерна.

Полученные в работе результаты объясняются в рамках гипотезы о влиянии горячекатаной структуры ЭАС через механизм структурной наследственности на процесс аномального роста зерен в стали при высокотемпературном отжиге.

Очевидно, при горячей прокатке существуют несколько тенденций в сгруктурообразовании, по-разному влияющих на процесс протекания вторичной рекристаллизации и совершенство текстуры в готовой стали.

При снижении Ткп в ЭАС нитридного варианта положительным эффектом можно считать увеличение остроты ребровой текстуры в подповерхностных слоях подката. Негативными последствиями, вероятно, являются измельчение зерен в горячекатаной полосе (что приводит к ухудшению воспроизводства ребровой ориентировки в ходе действия механизма структурной наследственности, а следовательно, к снижению совершенства текстуры вторичной рекристаллизации) и уменьшение доли аустенита (что дестабилизирует собственно процесс аномального роста зерен из-за снижения объемной доли выделений вторичных нитридов).

В пятой главе описаны результаты влияния температуры нормализованного отжига (НО) и количество у-фазы в стали на дальнейшее формирование структуры и магнитные показатели сплава. Исследование проводили на образцах ЭАС нитридного типа ингибирования с разной концентрацией углерода (0.01 - 0.06 мас.%) и кремния (2.87 - 3.18 мас.%). Образцы отбирали от полос, прошедших горячую прокатку на станах различной конструкции и вследствие этого отличающихся структурой и текстурой.

На одной трети образцов проводили НО при 950 "С, на другой трети -при U50 °С и часть металла оставляли без нормализации. НО осуществляли в течение 5 минут с последующим подсгуживанием на воздухе до 750 - 800 "С и закалкой в воде. Далее обработка осуществлялась по двум схемам: I - двухкратная ХП с промежуточным рекристаллизационным отжигом, обезуглероживающий отжиг в конечной толщине и ВТО; II - двухкратная ХП с промежуточным рекристаллизационно-обезуглероживающим и конечным

высокотемпературным отжигами.

Металлографические и рентгеносгруктурные исследования показывают, что независимо от различий в химическом составе и режимов горячей прокатки все горячекатаные образцы характеризуются схожими микроструктурами и текстурами: в поверхностном и подповерхностном

слоях располагаются равноосные кристаллиты с ориентировкой (1 10)[иу\у]: а в центральной части - вытянутые полигонизованные зерна с ориентировкой (Ю0)[и\^). Различия между горячекатаными образцам! сводятся к величине рекристаллизованной зоны и среднего размер; кристаллитов в ней, выраженности текстурных составляющих, а также I количеству и расположению в структуре продуктов распада аустекита карбидов и мелкодисперсных зерен феррита.

В ходе проведения исследований установлено, что нормализовании отжиг в зависимости от морфологии кристаллитов после горячее деформации, а также наличия, количества и распределения облаете! аусгенита в процессе НО оказывает весьма различное влияние на конечны магнитные свойства ЭАС. По степени и "знаку" влияния на процессь формирования структуры ЭАС можно выделить три группы образцов.

К первой группе относятся образцы с повышенным содержание! углерода ("С">0,045 мас.%), характеризующиеся после горячей деформаци: дисперсным, рекристаллизованным зерном, наиболее рассеянной текстуро (110) [ита] и равномерно распределенными продуктами распада аустешш НО не изменяет структурное и текстурное состояние сплава ! соответственно, не влияет на конечные магнитные свойства.

НО оказывает существенно положительное влияние на конечны свойства образцов второй группы ("С"=0.025 - 0.045 мае.0/ характеризующихся после ГГ1 неоднородной зеренной структурой. Че выше температура НО, тем сильнее это влияние. В данном случе нормализация способствует выделению дисперсных, равномерн распределенных нитридов алюминия, очень слабо изменяя текстурж состояние стали.

Низкотемпературный НО (950 °С) положительно повлиял V магнитные свойства готовой ЭАС с концентрацией углерода меньи 0.024 мас.%. Это, по видимому, связано с рафинированием внутренш объемов зерен с текстурой (110)[001] от мелкодисперсных карбидов

«ответственно, дальнейшей улучшенной реализацией формирования екстуры в стали по механизму структурной наследственности. Однако 1Ысокотемпературный НО (1150°С) оказывает негативное влияние на :онечные магнитные свойства стали, в структуре которой при отжиге фактически отсутствует аустенит. Проведение НО в данном случае фиводит к реализации в стали собирательной рекристаллизации, »ассеивающей текстуру (110)[001], и, кроме того, к значительному гхудшению ингибирующей способности нитридной фазы вследствие :оагуляцни A1N, выделившихся уже в процессе ГГ1, и отсутствия [редпосылок для образования вторичных нитридов.

В работе также установлено, что независимо от характеристики труктуры сплавов после ГП, наличия и количества у-фазы юрмализацованный отжиг способствует устранению неоднородности в определении аустенитных областей по объему металла и приводит к авномерности выделения "вторичной" нитридной фазы, что оложительно сказывается на стабильности процесса аномального роста ерен при вторичной рекристаллизации.

Шестая глава посвящена исследованию влияния температуры ромежуточного рекристаллизационного отжига, скорости охлаждения осле него и скорости нагрева на первичную рекристаллизацию (Г1Р) после торого этапа деформации на структуру вторичной рекристаллизации (BP) конечные магнитные свойства ЭАС.

Обработку производили по схеме: ХП -» РО при 800°С и 1000°С с оследующим охлаждением по разным скоростям (закалка в воду; в потоке нцитного газа; с печью) ХП -> ОО с быстрым или медленным )егулируемым - РН) нагревом на первичную рекристаллизацию —> ВТО.

При анализе полученных результатов исследования установлено: во-ервых, повышение температуры промежуточного рекристаллизационного гжига и увеличение скорости охлаждения после него приводят (после еформации и последующего нагрева) к уменьшению размеров первично

рекристаллизованных зерен и возрастанию среди них доли кристаллитов с ориентировкой {110}<uvw>; во-вторых, вследствие этого при высокотемпературном отжиге либо уменьшается размер вторично рекристаллизованных зерен (для образцов, проходивших быстрый нагрев на первичную рекристаллизацию), либо уменьшается склонность стали к аномальному росту зерен (для образцов, медленно нагревавшихся на ПР).

Данные результаты объясняются в рамках следующей гипотезы о формировании структуры и текстуры стали при деформации, ПР и BP.

При холодной прокатке стали в зернах с исходной ребровой ориентировкой (110)[001] формируется определенная субструктура, состоящая из деформационных полос, занимающих основной объем и имеющих ориентировку (111)[112]; из переходных полос с текстурой (110)[001] в центральной части, а также из полос сброса и двойников деформации. При дальнейшем отжиге происходит Г1Р стали, первым этапом которой является процесс формирования зародышей. Из полос сдвига и переходных полос (то есть из внутренних объемов зерен) растут зерна с ориентировкой (110)[001], а из приграничных объемов и деформационных полос - с ориентировкой (11 l)[uvw]. Ясно, что механизмы образования зародышей при ПР в первом и во втором случаях различны. Наиболее вероятным представляется то, что образование зародышей ПР во внутризеренных объемах может происходить по механизму коалесценции нескольких субзерен, а у высокоугловых границ по механизму "выбрасывания языка" .

На процесс коалесценции субзерен примесные атомы и мелкодисперсные частицы вторых фаз оказывают более сильное влияние, затрудняя как процессы движения отдельных дислокаций за счет их закрепления атмосферами, так и перемещения стенок как целого за счет сильного взаимодействия с частицами через поля упругих напряжений. На механизм "выбрасывания языка" примесные атомы и частицы, по-видимому, оказывают меньшее влияние.

Таким образом, влияя на соотношение мест зарождения посредством аличия или отсутствия в металле примесных атомов и/или (елкодисперсных частиц, можно получать при ПР больше или меньше ерен с ориентировками (110)[001] и (111)[112]. Чем больше частиц или егрегацнй в сталях перед IIP, тем меньше после ПР в структуре металла ерен с ребровой текстурой и больше с октаэдрической. При этом и ебровая текстура, и октаэдрическая становятся более совершенными. Следовательно, чем медленнее скорость нагрева на ПР, тем эффективнее удет влияние частиц на ПР.

При температуре рекристаллизационного отжига 1000 °С в стали в бластях с повышенным содержанием аустенитообразующих элементов новь возникает у-фаза. Вследствие этого азот, зафиксированный в родуктах распада аустенита, остается в этих же местах. Кроме этого озможно, что небольшая часть азота, зафиксированная в феррите в виде егрегаций или метастабильных Si3N4, также переходит в у-фазу. Таким бразом, внутренние объемы ферритных зерен, в том числе ответственные а формирование зародышей ПР при дальнейшей обработке, оказываются [аксимально "чистыми" по примесным атомам или дисперсным частицам, вободный азот твердого раствора (феррита) при этом аккумулируется в окальных областях аустенита.

При температуре РО 800 °С столь заметного эффекта рафинирования нутренних объемов ферритных зерен не наблюдается (здесь происходит пабое перераспределение азота между областями с высоким и низким его □держанием). Это связано с тем, что при 800 °С аустенит не образуется или бразуется в значительно меньшем количестве, чем при 1000 °С. Однако ри 800 °С возможен диффузионный переход азота из областей его [аксимального скопления (продукты распада аустенита) в ферритные ерна. Значит, более высокие температуры РО способствуют сохранению и сидению исходной неравномерности распределения азота по толщине

полосы ЭАС. Однако вне зависимости от температуры РО в епш наблюдается достаточно высокая неоднородность в распределении фазы.

Высокие скорости охлаждения (закачка в воду) сохраняют неоднородность по азоту, полученную при высокой температуре. Пр* более медленном охлаждении (в потоке защитного газа или с печью) растщ аустенига, образовавшегося при 1000 "С, успевает пройти при высоки; температурах. Это позволяет во-первых, более равномерш перераспределить избыточный азот по объему металла и, во-вторых сформировать дисперсные А1Ы во внутренних областях ферритных зерен Медленные скорости охлаждения РО с 1000 °С уменьшают эффек-"очисгки" внутренних объемов ферритных зерен. Вследствие этог< образцы, прошедшие отжиг при 1000 °С, имеют такое же состояние ш неоднородности распределения мелкодисперсных вторичных нитридов, чт< и образцы, нагревавшиеся до 800 °С.

В свою очередь, состояние металла, полученное после РО и охлаждения отражается на вторично рекристаллизованной структуре. В металле который подвергался РО при повышенной температуре и быстром; охлаждению, возникает большее количество зерен с ребровой текстурой ] меньшее с октаэдрической. В случае медленной скорости нагрева /ф) отжиге после второй холодной прокатки в первично рекристаллизованно! металле наблюдается заметно меньшее число зерен с ориентировко] {110}<11У\У> по сравнению со сталью, обработанной при быстрой скорост нагрева. Очевидно, в этом случае и при дальнейшей обработке (ВТС возникает меньшее количество зародышей ВР. Последнее подтверждаете большим размером вторично рекристаллизованных зерен в образцах, гд аномальный рост проходит полностью.

Таким образом, показано, что после медленного нагрева металла пр ПР стадия ВР реализуется в условиях дефицита ребровых зародышей соответственно требует для прохождения наличия ингибиторной фаз] высокой дисперсности и плотности, причем распределенной максимальн

«авномерно по объему металла. Повышение температуры РО и высокие корости охлаждения после него приводят к состоянию с заметно [еравномерным распределением фазы. Следствием этого является (нтенсивный нормальный рост, не переходящий в аномальный в местах с ослабленной фазой".

Седьмая глава посвящена практическому применению результатов ;анной исследовательской работы. На основании результатов разработан и недрен режим горячей прокатки стали нитридного варианта на Магнитогорском металлургическом комбинате, учитывающий химический остав стали: для металла с концентрацией углерода меньше 0.040 мас.% емпература конца ГП составляет 960 °С, для металла с углеродом больше .040 мас.% - 920 °С. Приведено сравнение магнитных свойств стали с овышенным содержанием углерода до внедрения данного режима бработки и после внедрения. Показано, что сталь, прокатанная по изкотемпературному режиму, характеризуется повышенным уровнем агнитных свойств.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

Изучение особенностей структуро- и текстурообразования в процессе обработки ЭАС нитридного варианта выплавки позволило сделать следующие выводы:

1. Установлено влияние содержания углерода в стали на величину рекристаллизованной зоны полосы после горячей прокатки, величину размера зерен и выраженность текстурных составляющих. Эти особенности оказывают влияние на структурное, текстурованное состояние и магнитные свойства получаемой ЭАС нитридного варианта.

2. Показано, что существенное значение в морфологии зерен вторичной рекристаллизации имеют образование аусгенитной фазы и ее распад в процессе горячей прокатки. Установлена возможность получения естественных структурных барьеров, оказывающих сдерживающее влияние

на развитие зерен вторичной рекристаллизации. Предполагается, что причиной этого явления служит неоднородность в распределении продуктов распада аустенита в процессе горячей прокатки. Любая из операций обработки ЭАС нитридного варианта (горячая прокатка, нормализованный и рекрисгаллизационный отжиги), позволяющая более равномерно распределить у-фазу в структуре металла, способствует устранению структурных барьеров или снижению их влияния.

3. Установлено, что понижение температуры горячей прокатки ЭАС нитридного типа приводит при дальнейшей обработке к сложному характеру изменения макроструктуры и магнитных свойств готовой стали. С понижением температуры ГП магнитная индукция (Вш) монотонно уменьшается, удельные потери (Рыяо) и размеры вторичнорекристаллизованных кристаллитов значительно снижаются, а затем возрастают; величина Р1.7/50 изменяется в зависимости от температуры горячей прокатки и имеет два экстремума (растет - понижается - растет). Показано, что полученные зависимости (магнитных свойств стали от температуры горячей прокатки) объясняются уменьшением эффективности ингибиторной фазы, связанным с уменьшением количества аустенита и увеличением степени совершенства текстуры (110)[и\лу] в подповерхностном слое в структуре стали при пониженной температуре горячей прокатки.

4. Установлено, что в зависимости от количества и распределения продуктов распада аустенита в структуре горячекатаной ЭАС нормализационный отжиг оказывает различное воздействие на дальнейшее формирование структуры и магнитные свойства стали: у образцов с повышенным содержанием углерода (>0.045 мас.%) НО не изменяет структурного состояния сплава и соответственно не влияет на конечные магнитные свойства; НО оказывает положительное влияние на конечные магнитные показатели сплавов, содержащих 0.025 - 0.045 мас.% углерода (чем выше температура НО, тем сильнее это влияние) - нормализация

способствует выделению дисперсных, равномерно распределенных нитридов алюминия, практически не изменяя текстурного состояния :плаиа; на сплавы, практически не содержащие в структуре аустенита (с концентрацией углерода меньше 0.025 мас.%), низкотемпературная юрмализация (950 "С) оказывает положительно влияние, что связано с эафинированием внутренних объемов зерен с текстурой (1Ю)[001] от мелкодисперсных карбидов, и дальнейшей улучшенной реализацией формирования текстуры в стали по механизму структурной шследственности. Однако высокотемпературный НО (П50"С) оказывает гегативное влияние на конечные магнитные свойства, так как при отжиге в ¡плавах реализуется собирательная рекристаллизация, рассеивающая -екстуру (110)[001].

5. Показано, что параметрами промежуточных >екристаллизационных отжигов (температурой, скоростями нагрева и 'хлаждения) можно воздействовать на текстурное и структурное состояние тали перед вторичной рекристаллизацией. Предполагается, что это вязано с процессами перераспределения азота между локальными чайками аустенитной и ферритиой матрицами, влияющими на механизм арождения новых зерен при первичной рекристаллизации. В зависимости т состояния стали перед аномальным ростом при процессе вторичной екристаллнзации формируются разные макроструктуры с эответствующим комплексом магнитных свойств. Разработана озможность получения сверх мелкозернистой Э АС с величиной ристаллов порядка 2.0 мм.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

. Улучшение магнитных свойств электротехнической анизотропной и сульфидного варианта, микролегированной алюминием /Лобанов

М.Л., Курносов С.Ю., Первушина О.В., Шабанов В.А. // Сталь. 1997. № 1С С.59-62.

2. Особенности структурообразования в анизотропно! электротехнической стали при обезуглероживании в промежуточно! или конечной толщине / Шабанов В.А., Лобанов М.Л., Первушина О.В. Попов А.А. II Сталь. 1998. № 6. С.36-38.

3. Влияние с коросги нагрева при ВТО на структуру 1 свойства трансформаторной стали / Лобанов М.Л., Курносов С.Ю, Первушина О.В., Шабанов В.А. IIX международное совещание по физике ] металловедению электротехнических сталей и сплавов: Тезисы докладов Липецк, 1995. С. 57.

4. Влияние алюминия и углерода на конечную структуру ЭАС Лобанов М.Л., Курносов С.Ю., Первушина О.В., Шабанов В.А. // Там же С. 55.

5. Влияние химического состава, скорости нагрева и атмосферы н процесс первичной рекристаллизации в трансформаторной стали Шабанов В.А., Лобанов М.Л., Первушина О.В., Курносов С.Ю., Всероссийская научно-техническая конференция по современным аспекта! металлургии получения и обработки металлических материалов: Тезиа докладов. Екатеринбург, 1995. С. 84.

6. Шабанов В.А., Первушина О.В., Ларионова К.В. Влияние атмосфер! высокотемпературного отжига на стабильность получения магнитны свойств в листах сплава Ре-3°/<^ различной толщины II XIV Уральска школа металловедов-термистов: Тезисы докладов. Ижевск, Екатериибур! 1998. С. 190.

7. Лобанов М.Л., Шабанов В.А., Первушина О.В. Образовани естественных барьеров для аномального роста зерен в анизотропно электротехнической стали .11ФММ. 1998.Т.86, Вып. 1. С. 126-133.

8. M.L.Lobanov, V. A. Shabanov, О. V. Pervuchina Formation of Natural Barriers ) Anomalous Grain Grouth in Anisotropic Electrical Steel // The Physics of Metals nd Metallography, Vol. 86, No. 1. 1998. P.86-90.

9. Влияние условий высокотемпературного отжига на магнитные войства анизотропной электротехнической стали / Шабанов В.А., [обанов М.Л., Первушина О.В., Ларионова К.В. // Изв. ВУЗов. Черная геталлургия. 1998. №10. С.49-55.

10. Влияние режима отжига на структуру и магнитные свойства низотропных электротехнических сталей с разными системами нгибирования / Шабанов В.А., Лобанов М.Л., Первушина О.В., "урносов С.Ю. // Металлы. 1998. № 6. С. 48-51.

11. Шабанов В. А., Первушина О.В. Влияние атмосферы ысокотемпературного отжига на стабильность получения магнитных войств в анизотропной электротехнической стали различной толщины II •лектронный сборник статей "Вестник УГТУ-УПИ. Перспективные [атериалы и технологии". 1998. Mal. (http://www.ustu.ru).

12. Лобанов МЛ., Шабанов В.А., Первушина О.В. Образование стественных барьеров для аномального роста в анизотропной лектротехнической стали // Там же.

13. Шабанов В.А., Лобанов М.А., Первушина О.В. Влияние емпературы конца горячей прокатки на магнитные свойства лектротехнической стали II XV Уральская школа металловедов-термистов: езисы докладов. Екатеринбург, 2000. С. 34.

ВВЕДЕНИЕ.,.

1. Существующие представления об особенностяхктуре- и текстурообразовашш в ЭАС нитридного варианта ингибмрования.

1.1. Основные процессы структуре- и текстурообразовашш при обработки ЭАС.£

1Л Л. Преобразование структуры и текстуры стали.

1.2.Влияние аустенита на формирование структуры и текстуры в ЭАС. го

1.2.1. Особенности структурообразования стали при наличии в ней 7-фазы.

1.2.2. Нитридная ингибиторная фаза в ЭАС.

1.3. Постановка задачи исследования. .гэ

2. Материал и методики исследования.

3. Влияние аустенита на формирование структуры вторичной рекристаллизации и магнитных свойств ЭАС нитридного варианта ингибироваиия.

ЗЛ. Аустеиит в стали и структура горячекатаного металла.$

3,2. Влияние режимов обработки стали на процесс формирования структуры ЭАС после вторичной рекристаллизации.

4.Влияиие температуры горячей прокатки на магнитные свойства ЭАС нитридного варианта.

5. Влияние нормализации на формирование структуры и магнитных свойств ЭАС нитридного варианта.

Влияние параметров промежуточных отжигов на формирование структуры ЭАС нитридного варианта ингибирования.

7. Практическое применение результатов исследовании.?