автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Низколегированные штампуемые листовые стали повышенной прочности и пластичности с ферритно-бейнитно-мартенситной структурой, получаемой при горячей прокатке

..-и'З 9$

ЦЕНТРАЛЬНЫЙ ОРДЕНА ТРУДОВОГО КРАСНОГО ЗНАМЕНИ НАУЧНО-ИССВДОВАТЕЛЬСКШ ИНСТИТУТ ЧЕРНОЙ МЕТАЛЛУРГИИ ИМЕНИ И.П.БАРДИНА - ЦНШчермет -

На правах рукописи

ПИМЕНОВ ВИКТОР АЛЕКСАНДРОВИЧ

' НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ ШТАМПУЕМЫЕ ЛИСТОВЫЕ СТАЖ ПОВЫШЕННОЙ ПРОЧНОСТИ И ПЛАСТИЧНОСТИ С ФЕРРИТНО-БЕЙШТНО-МАРТЕНСИТНОЙ СТРУКТУРОЙ, ПОЛУЧАЕМОЙ ПРИ ГОРЯЧЕЙ ПРОКАТКЕ

05.16.01 - "Металловедение и термическая обработка металлов"

Автореферат диссертации на соискание ученой степени, кандидата технических наук

Москва - 1992

Работа выполнена в Институте качественных сталей ЦНШчермета имени И.П.Бардана

Научные руководители: доктор технических наук, профессор

ГОЛОВАНЕНКО С.А., доктор технических наук, профессор

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

профессор КАПУТКША Л.М.,

кандидат технических наук БАЩЕНКО АЛ.

Ведущее предприятие: Горьковский автомобильный завод (ГАЗ)

с о

Защита состоится 2$. 04 1992 г. в час на заседании специализированного совета Д.141.04.02 при ЦНИИчермете им.И.П.Бардинапо адресу: 107005 Москва, 2-я Бауманская, д.9/23, ЦНШчермет.

С диссертацией можно ознакомиться в технической библиотеке ЦНШчермета.

ФОНШТЕЙН Н.М.

Автореферат разослан Справки по телефону: 265-75-47

Ученый секретарь специализированного

совета, кандидат технических наук ЗрС&^ье-^' Н.М.Александров;

'.„,-:/» . ..ЛГ,

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Отлал ;и-х-с.ртаццА

Одним' из эффективных путей снижения удельного расхода металла является уменьшение сечения деталей в результате повышения допустимых рабочих напряжений при использовании сталей повыиенной прочности. Применительно к штампуемым деталям использование последних часто лимитируется их недостаточной пластичностью. Это определяет актуальность работ, направленных на поиски и реализацию структурах механизмов, обеспечивающих увеличение прочностных характеристик при одновременном сохранении (или увеличении) пластичности зтали.

Согласно результатам ряда исследований, одним из перспективой штампуемых мзтэрг'алов являются низколегированные низкоуглеро-дастые холоднокатаные двухфазные ферритно-мартенситные стали 'ДСМС), отличающиеся благоприятным сочетанием прочности и пластич-гости.

Еще более эффективным (исходя из абсолютной экономии' металло-гроката) может быть использование ДСМС для изготовления штампуемых ¡еталей с толщиной листовой заготовки более 2 мм, однако известная ■ехнология получения двухфазной, структуры в проходных печах путем ■ермообработкИ из межкритического интервала температур требует «ачительных затрат на специальное оборудование. Двухфазную труктуру горячекатаных сталей можно получать также, при соответ-твующих режимах прокатки и охлаждения, непосредственно после го-ячей прокатки, однако подобная технология за рубежом основана на спользовании в стали молибдена или сверхнизких (~200-300°С) еиператур смотки.

Цель и задачи работы. Целью настоящей работы являлось обосно-ание и разработка режимов получения ГКДЗМС, не содержащих молиб-енэ, в потоке отечественных непрерывных широкополосных станов ИШС), например НШС-2000 ЧерМК и 'НЛМК. Для достижения поставлен-эй цели былй сформулированы и решены в настоящей работе следующие эдачи:

. Установление принципиальных особенностей кинетики фазовых пре-эащений при непрерывном охлаждении предварительно деформированно-э аустенита низколегированных сталей типа 06Г2С1, 06ХГ2С1 и др. . Экспериментальное и теоретическое обоснование температурных зжимов прокатки (Ткп, схемы охлаждения и Тсм) для получения фер-гано-чЗейнятно-мартенситных низколегированных сталей с оптимальны-1 свойствами.

3. Комплексное исследование технологических' и .эксплуатационных ('свойств опытных партий горячекатаных ДФМС.

:4. Установление возможности дальнейшего повьшения прочности тонколистовых сталей до 800-1000 Н/мм2 при сохранении высокого уровня пластичности (~25-30%) за- счет получения ферритно-бейнитно-аустенитной структуры подката.

Научная новизна работы.

1. На основе изучения фазовых превращений при непрерывнее охлаждении горячедеформированного аустенита низкоуглеродистых низколегированных сталей показано, что достигаемне в результате наклепа и повышенного содержания кремния в стали увеличение скороста и степени распада аустенита в ферритной области и соответствующеб существенное обогащение, последних порций 7-фазы углеродом приводи1; к их превращению в мартенситно-бейнитную смесь при последущег охлаждении с умеренной скоростью.

2. С помощью фиксации структуры стали на различных стадия; охлавдения показано, что ускоренное охлаждение на первой стадии • от температуры конца прокатки до интервала температур наиболе< интенсивного ферритообразования ("носа" изотермической диаграмм! превращения аустенита)-и последующее замедленное (с приближением ] изотермической выдержке) охлаждение на второй стадии вблизи эта температуры обеспечивают быстрое (за 3-5 сек) выделение фер рита, способствуя получению оптимального соотношения составлякаци в конечной структуре после ускоренного охлаждения на третьей ста дни - до температуры смотки.

3. Разработана трехступенчатая схема охлавдения, для когоро установлены значения критической температуры смотки исследовании сталей (для стали 06Г2С - <350°С, для стали 06Г2С2 - 350°С, дл стали 06ХГ2С1 - 500°С, для стали 06X1Г2С1 - 550°С), выше котйро имеет место перлитное превращение, что обуславливает нежелательно понижение ав, повышение а0 2 (увеличение отношения о0 2/ов) и воз никновение площадки текучести.

4. Установлено, что кратковременная изотермическая закалк средаеуглеродистых низколегированных сталей при температуре бег нитного превращения (~400°С) непосредственно после конца горяче прокатки обеспечивает, за счет дополнительного перераспределен! углерода в 7н$азу, сохранение до комнатных температур значительнь количеств нестабильного остаточного аустенита, который в процесс холодной деформации превращается в мартенсит, создавая эффект Ш в этих сталях и возможность получения высокой прочности (800-100С

Н/мм2) в сочетании с высокой пластичностью (25-30%).

Практическая значимость работы

На основе результатов лабораторных исследований и математического моделирования разработаны и опробованы в промышленных условиях НШС-2000 ЧерМК и НЛЖ режимы горячей прокатки для получения горячекатаных ДФМС, включающие в себя параметры прокатки и ступенчатого охлаждения.

Определен состав безмолибденовых сталей (06ХГ2С1 и 06ХГСЮ), обеспечивающий при использовании рекомендуемых параметров горячей прокатки повышенное сочетание прочностных и пластических свойств о0 2~400~500 Н/мм2, ов~600~645 Н/мм2, е4~27-29%), достаточное для штамповки сложных деталей автомобилей и снижения их массы в результате повышенной прочности.

Установлены условия достижения высокой прочности низколегированных среднеуглеродистьгх сталей (~800-1000 Н/мм2) при высокой пластичности (б4>25%) за счет использования эффекта превращения в процессе холодного формоизменения значительного количества остаточного аустенита с образованием мартенсита деформации (трип-эф£ект).

При сравнении с низколегированными сталями того же или близкого состава с ферритно-перлитной структурой показан более высокий комплекс эксплуатационных и технологических свойств опытных партий горячекатаных ДФМС, а именно:

- более высокая предельная пластичность при испытаниях на штамлуе--мость;

- более высокое сопротивление усталости в результате повышенных значений прочности и пластичности;

- повышенная прочность сварного шва и основного металла, в том числе после имитации упрочнения при изготовлении деталей.

На защиту выносятся следующие положения: . Влияние технологических параметров горячейпрокатки (температуры конца прокатки, длительности воздушной паузы при трехступенчатом 'охлавдении, температуры смотки) и химического состава (содержания Э!, Сг) на структурные факторы, определящие свойства ДФМС. !. Влияние деформации и содержания хрома на фазовые превращения фи распаде аустенита в процессе непрерывного охлаждения. !. Влияние содержания хрома на необходимую длительность воздушной [зотермической паузы при трехступенчатом охлаждении после горячей [рокатки, достаточной для выделения феррита. I. Влияние параметров (температуры и длительности изотермической

закалки) на механические свойства низколегированных среднеуглеро дистых сталей с остаточным метастабильннм аустенитом.

Реализация результатов работы в промышленности

Разработанные режимы горячей прокатки для получения горячекатаных двухфазных ферритно-мартенсито-бейнитных сталей в толщи снах 2-4 мм опробованы на Ш1С-2000 ЧерМК и НЛМК, разработаны ТУ н опытные партии стали (ТУ 14-1-4710-89). Из опытной партии горяче катаной ДШС успешно отштампованы детали автомобиля и трактор (балка-поперечина - КамАЗ и крыло трелевочного трактора ТТ-4 Алтайский тракторный завод).

Апробация работы. Материалы диссертации доложены на конферен ции молодых специалистов ЦНШчермета.(г.Руза, апрель 1989г.)

Публикации. Основное содержание работы опубликовано в 3 статьях^

Объем работы. Диссертация состоит из введения, шести глэе выводов, списка литературы и приложений. Работа изложена на 15 страницах текста, содержит 39 рисунков, 9 таблиц. Список использс ванной литературы вйлючает 129 наименований отечественных и зар} бежных авторов.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

Поставленные задачи работы получения ГКДФМС в условиях НШС 2000 ЧерМК и НЛМК определили выбор объектов и методов исследовг ния.

Составы исследованных сталей были выбраны на базе композит 0.06С-1,5Мп-1Б1, исходя из существующих представлений о влияш тех или иных элементов, а также с целью углубленного изучения влз яния и Сг в сочетаний с варьируемыми режимами горячей прокат! на структуру и механические свойства горячекатаных сталей. Наря, с этим в работе были исследованы среднеуглеродистые "низколегир< ванные стали (0.2-0.4%С-Мп-Б1) с целью определения возможное получения на этих сталях повышенного комплекса свойств за сч! ГШП(трип)-эффекта. Химический состав исследованных сталей привел в табл.1.

Лабораторные плавки выплавляли в открытой 60-кг индукционной печи с разливкой в 25-кг слитки. В качестве шихты использова ли рафинированное железо ЖР 0.08. После зачистки слитки были про кованы на полосы сечением 30x50 мм и порезаны на сутунки 30x50x1 мм.

Химический состав исследованных сталей Таблица.1

» вар. Сталь типа Содержание элементов,% по массе

С Мп Сг Б Р А1

1 06Г1С1 0.058 1 .0 1.60 0.24 0.005 0.003 0.07

2 06Г2С 0.067 0.68 1.60 0.17 0.006 0.005 0.05

3 06ХГ2С1 0.067 1 .0 1.62 0.60 0.003 0.005 0.05

4 06Г2С2 0.066 1.56 1.60 0.21 0.007 0.005 0.05

5 06X1Г2С1 0.056 0.87 1.49 1.05 0.005 0.005 0.04

6 20Г2С2 0.24 2.00 1 .60 0.01 0.006 0.002 0.02

7 40Г2С1 0.41 1 .25 1.54 0.01 0.005 0.002 0.03

8 06Г2С1 0.06 0.97 1.40 0.06 0.014 0.016 0.03

9 06ХГ2С1 0.04 1.05 1.50 0.62 0.011 0.013 0.04

10 06ХГ2С1 0.07 1.03 1 .45 0.53 0.009 0.013 0.03

11 06ХГСЮ 0.08 0.42 1 .10 0.33 0.013 0.011 0.05

Примечание. В 1-7 - лабораторные плавки, _Л№ 8-11 - промышленные плавки.

Горячая прокатка в лабораторных условиях включала в себя: нагрев сутунок в течение ~1.5ч при ~1150°С, черновую прокатку с окончанием при ~1050°С за 2 прохода с толщины 30 мм до 20 мм и чистовую прокатку - за 5 проходов с толщины 20 мм до 3 мм. Температурный режим прокатки варьировался по температуре конца прокатки (ТЮ1) и условиям охлаждения. После прокатки с различной Т^ следовало контролируемое трехступенчатое охлаждение (см.рис.1), которое включало в себя: 1) ускоренное охлаждение непосредственно от

Т™ до ~700°С, 2) замедленное охлаждение полосы на воздухе в инки п

тервале (~700-550 С), 3) ускоренное охлаждение в интервале (550-Тсм), после чего следовало охлаждение полосы с печью в интервале (Тсм-Ткомн), которое имитировало медленное охлавдение рулона (~40°С/с).

Определение стандартных характеристик при испытаниях на статический разрыв по ГОСТ 9434-78 осуществляли на плоских листовых поперечных образцах шириной 20 мм и длиной рабочей части 80 мм на

{

универсальной испытательной машине "Инстрон-1185". Определяет характеристики: оа2, ов, 6р, а4, а0уав.

(охптдвиш на воздухе)

Тир?

(охпашденив раз- у П

Урызгизашем охл- т ■<

ВвЫ) 'См I

охлатдение п принт

Рис.1. Схема лабораторной горячей прокатки

Испытания на ударный изгиб проводили по ГОСТ 9454-78 на лис товых ударных образцах с надрезом по Шарпи (КСУ). Критическую тед пературу хрупкости в температурном интервале -Ю0...+100°С опреде ляли в соответствии с методическими указаниями МР 5-81 по вщ излома как визуально, так и с помощью РЭМ "Стереоскан-100".

Микротвердость структурных составляющих определяли по ГОС 9450-76 с помощью специализированной приставки к микроскопу "Неофот-21" при нагрузке 0.049Н (5гс). Точность измерения микрс твердости феррита и упрочняющей фазы - +100 Н/мм?

Для выявления микроструктуры при ее изучении оптическими м? тодами использовали 1%-ный раствор азотной кислоты в спирте (ш таль). Утонение фольг для исследований в ПЭМ осуществляли по ста! дартной методике в растворе хромового ангидрида Сг03 в ортофосфо] ной кислоте НдРО^.

Упрочняющую фазу идентифицировали по морфологическим признг кам, выявляемый при помощи растрового и просвечивающего электро! ного микроскопов, а также по микротвердости.

Измерения объемной доли упрочняющей фазы Ум и удельной пло' ности внутрифазной поверхности раздела феррит-феррит и межфа: ной (феррит-упрочнящая фаза) проводили вручную с помовд измерительной сетки при увеличении х800. Известные стереологиче< кие соотношения между параметрами Ум, и позволяли опред< лить размер (среднюю хорду) ферритного зерна и упрочняющей фа:

1<м> из соотношений: .

V ^Л^255«^- L<M>= 4VS$M •

Построение ТКД распада аустенита сталей после деформации и без нее осуществляли с помощью программируемого пластодилатометра ("BAHR-Geratbau GmbH", модель Т-805) на образцах диаметром 5 мм и длиной 10 мм. Цикл обработки: аустеш?зация при 1050°С в течение 10 минут, подстуживанио до 850°С и деформация сжатием при этой температуре на 50% со скоростью деформации с-1 с последующим охлаждением в интервале скоростей от 0.5 до 50°С/с. Мз охлажденных образцов были изготовлены металлографические шлифы для определения структуры.

Испытания образцов стали на свариваемость проводили в среде аргона методом дуговой сварки встык.

Усталостные испытания проводили на универсальной испытательной машине "Инстрон-8031" при частоте 12 Гц и коэффициенте асимметрии й=0.1, форма цикла - синусоидальная.

Оценку штампуемости проводили по методике, разработанной на ГАЗе. Осуществляли испытания на растяжение и вытяжку на стадии /стойчивой и локальной деформации, предшествующей разрушению, с измерением изменений размеров предварительно нанесенных окрукнос-гей в месте разрыва, по которым определяли главные деформации и их штенсивности, на основе которых рассчитывали константы, характеризующие штампуемость конкретного металла.

ИЗЫСКАНИЕ ОПТИМАЛЬНЫХ ПАРАМЕТРОВ ГОРЯЧЕЙ ПРОКАТКИ

ДЛЯ ПОЛУЧЕНИЯ ДВУХФАЗНЫХ ФЕРРИТНО-МАРТЕНСМТШХ СТАЛЕЙ

Принципиальная возможность получения двухфазной структуры ¡ыла показана специальным экспериментом на Ш1С-2000 ЧерМК, при рокатке слябов стаж 09Г2С с запрессованными в выфрезерованные квозные отверстия слитками лабораторных плавок. Ферритно-ейнитно-мартенситяая структура была получена не только на молиб-енсодержащей, но и на Sl-Mn-стали (типа 06Г2С1), однако необходи-ость улучшения свойств и разработки режимов их воспроизводимого олучения потребовали изучения влияния состава, температуры конца рокатки (Ткп) и параметров охлаодения на фазовые превращения ау-тенита низколегированных сталей.

Разработка режимов горячей прокатки для получения ферритно-артенситной структуры непосредственно в горячекатаном состоянии

iC.

требовала изучения фазовых превращений исследуемых сталей в ходе непрерывного охлаждения после горячей деформации.

На рис.2 представлены термокинетические диаграммы (ТКД) распада аустенита сталей 06Г2С1 и 06ХГ2С1 при непрерывном охлаждении, в том числе после предварительной горячей деформации. Видно, что деформация (на 50%) аустенита повышает Аг3, существенно ускоряет начало ферритного превращения и увеличивает долю распада по фер-ритной реакции. Одновременно наблюдается измельчение структуры в результате увеличения числа зародышей.

Соответствующее обогащение оставшегося аустенита углеродом способствует увеличению его устойчивости, частичному выклиниванию бейнитной области с появлением области мартенситного превращения, отсутствущей при распаде недеформированного аустенита.

Рис.2. Термокинетические диаграммы распада аустенита сталей 06Г2С1 (а) и 06ХГ2С1 (б)

900 800 700 600 бон

а

г лов

Е

g 300

800 700 600 500 400 300

ояес- i.si-(.6Mn

———-

** ре' вйсвяя V ?20°С

-t- Ш) тГ

§

Ч V

\

r^aso" ь

0.1 7С -l.Si-ШМп-йЁОг --1-1 ri

- -W V7 ibt

\ J. N N

ы

Л, гг S

\ и \

\ \

(О юа

Время охлаждения, сен

) - &з деформации,

) - деформации сжатием, €~50%

/ооо

Следует отметить, что введение хрома (здось - до 0.6%) и в отсутствии деформации способствует измельчению зерна аустенита и феррита, а также поникает температуру начала Оейнитного превращения на 30-Б0°С, обуславливая возникновение "окна" между ферритной и бейнитной областями, которое можно использовать для осуществления смотки стали с ферритно-аустенитной структурой (до выделения бейнита).

Понижение температуры конца горячей прокатки (за счет торможения рекристаллизации и повышения плотности дислокаций в аустени-те) является важнейшим фактором снижения устойчивости аустенита (ускорения фэрритного превращения). Однако окончание прокатки ниже Аг3 нежелательно, т.к. вытянутость участков аустенита приводит к вытянутой форме участков получаемого мартенсита и нежелательной анизотропии свойств в плоскости листа.

Исследование влияния, температуры конца прокатки в интервале 780-880°С проводили при постоянной схеме охлаждения и различных температурах смотки в диапазоне 350-550°0.

В целом, понижение температуры конца прокатки в аустенитной области, снижая устойчивость у-фазы, приводит к желательному ускорению выделения феррита, однако чрезмерное уменьшение устойчивости аустенита может приводить к образованию тех или иных количеств перлита и соответственно - возникновению площадки текучести и повышению предела текучести при сохранении или понижении значений ав, что сопровождается нежелательным для штампуемых материалов ростом отношения а0 2/0в- в частности, понижение температуры конца прокатки ниже А1>3(~820-840оС) нежелательно и потому, что препятствует формированию двухфазной структуры.

Понятно, что используемая схема охлаждения также должна быть направлена на реализацию возможно более полного выделения феррита при предотвращении образования перлита. Роль первого участка используемой трехступенчатой схемы охлавдения (рис.1) - ускоренное охлаждение от температуры конца прокатки до температур "носа" изотермической диаграммы (680-720°С) - максимальное сохранение наклепа аустенита, чтобы дополнительно ускорить 7-а превращение.

Фиксация структуры проведена методом стоп-закалки в ходе охлавдения. Как видно из рис.3, в структуре стали с 1.5% после закалки от 715°С уже содержится 77% феррита. По-видимому, это связано с высоким содержанием в стали кремния, ускорящего ферритное превращение. В стали с 0.6% Сг после закажи от той же температуры доля феррита составляет только 65%.

т

Тш 3 Г" С2 5

агит 06хггс

¡! 1 /

4

<

Рис.3.Изменение объемной доли феррита после различных стадий охлаждения (закалка от точек, обозначенных на рис.1)

Температура закалки,°С

Исследовано было также изменение микротвердости феррита и упрочняющей структурной составляющей в процессе охлаждения после деформации. При понижении температуры закажи микротвердость феррита непрерывно уменьшается, т.к. он обедняется углеродом. Микротвердость второй фазы обнаруживала непрерывный.рост вплоть до 760С Н/мм2 при минимальной ' (из используемых) температуре закалки ~550°С, что обусловлено повышением содержания углерода в оставшемся аустените (и продуктах его мартенситного/бейнитного превращения). Последующее охлаждение стали с печью, что имитировало условия охлаждения смотанного рулона, приводит к резкому снижению микротвердости упрочняющей структурной составляющей в результате ее отпуска - от 7600 до 3700 Н/мм2.

Установлено, что температура смотки является важнейшим фактором, определяющим характер дальнейших превращений участкоЕ непре-вращенного аустенит-а и возможность отпуска бейнито-мартенситно{ смеси в процессе медленного охлаждения рулона (20-40°С/ч). Пр1 понижении Тсм подавляются процессы отпуска при охлаждении рулона, а также снижается вероятность диффузионных превращений, в том числе за счет увеличения скорости охлзждения на последнем участю охлаждения движущейся полосы. Для каждой стали определен:

верхняя критическая Тсм, выше которой в структуре появляется перлит и соответственно возникает площадка текучести и резко возрастает отношение о0 2/ов (для стали 06Г2С - Т^Рит<350°С, для стал! 06Г2С2 - т£Рит~3506С, для стали 06ХГ2С1 - Т^-бОО0*?, для стал! 06Х1Г2С1 - Т$™~550°С).

При понижении температуры смотки от 550 до 350 С у всех сталей в той или иной мере наблюдается тенденция к увеличению предел;

прочности, а также уменьшению и исчезновению площадки текучести, что обусловлено переходом к бесперлитной (ферритно-бейнитно-мартенситной) структуре и увеличением объемной доли упрочняющей фазы.

ВЛИЯНИЕ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА СТАЖ НА СТРУКТУРУ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ГКДФМС

Состав стали влияет на соотношение структурных составляющих Д<ШС, определяя параметры ферритного превращения и устойчивость оставшегося аустенита, которая зависит не только от эффективного содержания углерода в последних порциях аустенита, но также от концентрации, например, марганца и хрома, а также изменяет свойства структурных составляющих.

Показано, что увеличение содержания в стали кремния (от 0.7 до 1.5%) способствует в результате упрочнения феррита повышению а& и о0 2 на 50-100 К/т" при небольшом снижении удлинения. Упрочнение феррита кремнием приводит к ■ нежелательному повышению температуры хрупко-вязкого перехода стали на 30-60°С. По этой причине в условиях нашей страны содержание кремния в ГКДФМС более 1% (по массе) представляется нежелательным (в Японии используют до 2%Л).

Легирование стали хромом (в количестве 0.656) в стали с 1% кремния несколько увеличивает предел текучести и в большей степени - предел прочности, понижая отношение о0 ?/ов. Одновременно несколько понижается общая пластичность стали в результате уменьшения удлинения на площадке текучести. Дальнейшее увеличение содержания в стали хрома до \% способствует дальнейшему росту преде-

о

да прочности еще на 50-70 Н/мм^ за счет увеличения количества упрочняющей фазы.. При этом ухудшение сопротивления хрупкому разрушению и уменьшение общего удлинения на 2-2.5% двухфазной структуры с 1ЖСг делает содержание Сг в ГКДФМС свыше 0.6% нежелательным.

ОПЫТНО-ПРОМЫШЛЕННЫЕ ЭКСПЕРИМЕНТЫ ПО ПОЛУЧЕНИЮ ГКДФМС НА НШС-2000 ЧерМК и НЖК

Для прогнозирования кинетики фазовых превращений в процессе охлаждения горячекатаной стальной полосы в настоящей работе использовали также математическое моделирование. В основу соответствующих расчетов была положена модель,' разработанная в Научно-исследовательском институте черной металлургии (ВУГЖ) ЧСФР.

Целевой точкой расчета является получение определенной дол феррита (У2~0.8) и аустенита „0.2) перед началом завершающе! стадии ускоренного охлаждения полосы. При таком соотношении аусте-нит достаточно обогащен углеродом (в 5 раз по сравнению со средни содержанием углерода в стали), чтобы при последующем охлаждении о) превратился в бейнитно-мартенситную смесь без образования перлита Особенность модели - учет непрерывного изменения содержания углерода в 7-фаза на каждом последующем временном участке охлаждена по мере выделения новой доли феррита и расчет новых (смещенных С-образшх диаграмм изотермического распада оставшейся доли аустенита.

В соответствии с программой совместных работ в ВУГЖе на осно вании описанной модели был произведен расчет кривых охлаждения 4-: составов стали, предложенных ЦНЖИчерметом (на базе 06Г2С1 с раз личным содержанием хрома). Для каждой из сталей был установле: оптимальный температурно-временной режим трехступенчатого охлавде ния для толщин полосы 2, 3 и 4 мм (схематически представлен н рис.4). Толщина полосы определяла.изменение скорости прокатки и соответственно длительность пребывания полосы на различных участ ках рольганга, а также достигаемые скорости охлаждения. Получении кривые дают возможность в первом приближении определить число не обходимых рабочих секций ламинарной системы охлаждения непрерывно го широкополосного стана 2000 на первой и третьей ступенях охлаж дения, а также число секций, которые необходимо отключить,' чтоб обеспечить приближение к изотермическим условиям в паузе второ ступени охлаждения для получения 80-85% феррита.

Т,

870

800

ТОО

600

5D0

400

300

типам голо»! -Змч

звхга¡¡К

V

СГ 20 Время, сек

~л

V

ошгем (1'мт

А

Рис.4.Влияние соде жания Сг на да 'тельность. во душной пауз необходимой да выделения ~8С феррита.

ze-

ro

кг

Оказалось, что изменение содержания хрома практически не вл& яет на температуру начала второй ступени медленного (воздушной

5

охлаждения, которая составляет ~680°С. Напротив, продолжительность необходимой воздушной паузы сильно зависит от содержания хрома и при увеличении 'его содержания от 0 до 1% колеблется от 2 до 25 сек. Исходя из реальных размеров рольгангов НШС ЧерМК и НЛЖ оптимальным представлялось содержание хрома в стали ~0.5% и воздушная пауза длительностью „6-7 сек . ¿МЗШ,

Рекомендуемая температура смотки (для исключения * перлита и Зейнита, исходя из состава последних порций аустенмта) ¿оставляла v35Q-400oC.

В соответствии с вышеизложенными результатами на ЧерМК были зыплавлеш три опытные плавки стали: одна - марки 06Г2С1 (в кон-зерторном цехе) и две плавки стали 06ХГ2С1 (в электросталеплавиль-юм цехе), химический состав которых приведен в табл.1. Опытные главки были прокатаны вгорячую с температурой конца прокатки 355+15°С и охлаждались го различным схемам (табл.2).

Используемая смотка полос при температуре выше 450°С и конкретных длительностях пауз воздушного охлаждения при недостаточной збщей длине рольганга ШС-2000 ЧерМК исключала для сталей данного состава превращение последних порций аустенита полностью го мар-генситной реакции. Исследования, проведенные с использованием пролечивающей электронной микроскопии, показали, что при температуре ¡мотки 450-550°С в упрочняющей структурной составляющей стали пре->бладает бейнит при небольшом количестве перлита. Смотка полосы фй еще более высокой температуре приводила к получению ферритно-юрлитной структуры стали.

Понижение температуры смотки (сталь 06ХГ2С1) от 560°С до ВО°С приводит к росту предела прочности и предела текучести при гекотором снижении общего удлинения, что связано со сменой упроч-[ягацей фазы (бейнит вместо перлита) и ростом ее доли.

В целом, комплекс получаемых механических свойств сочетает мсокую прочность при сохранении высокой пластичности. Относитель-ю высокий для ДФМС (не ниже 400 Н/мм3) предел текучести объяснятся присутствием бейяита с меньшим объемным эффектом превращения :о сравнению с мартенситом и соответственно с меньшими плотностью ¡ислокаций и уровнем внутренних напряжений в феррите вокруг бей-итных участков, которые приводят к заметному понижению предела 'екучестагферритно-мартенситной структурой. Дополнительная причина тносительно высокого предела текучести ГКДФМС - повышенное содержите кремния и соответственно . существенное упрочнение феррита.

Рекомендуемый режим получения двухфазной структуры при про-

катке стали типа 06ХГ2С1 на стане 2000 ЧерМК: резкое охлаждение непосредственно после конца прокатки до температур ~680-720°С, воздушная пауза в течение 3-8 сек с последующим резким охлаждением до температуры смотки полосы (желательно - 350-400°С).

На НШС-2000 НЛМК была проведена также опытная прокатка конверторной стали марки 06ХГСЮ (табл.1) на толщину 2.5 мм при температуре конца прокатки 830+15°С. Режимы охлаждения полос представлены в табл.2.

Понижение температуры смотки (при удлинении паузы воздушного охлаждения от 1.3 до 5.6 сек ' ) приводит к повышению предела прочности при сохранении высокого уровня пластичности стали за счет увеличения доли бейнитной составляющей в структуре стали (табл.2).

При охлаждении по обычной технологии (вариант *1) микроструктура стали 06ХГСЮ представляет собой смесь феррита и перлита, при охлаждении по рекомендуемой схеме упрочняющей структурной составляющей является Оейниг (варианты &№ 2 и 3), а при охлаждении пс варианту №. 4 (Тсм~440°С) в структуре стали наблюдаются феррит и мартенсит. Характерно, что появление в структуре мартенсита сопровождается снижением отношения предела текучести к пределу прочности, а существенное упрочнение стали (на ~15Ж) сочетается с сохраг нением высокой пластичности.

Эксперименты на НЛМК выполнялись на стали с пониженным содержанием легирующих элементов и демонстрируют превалирующую здесь роль длины рольганга (длительности воздушной паузы).

КОМПЛЕКСНОЕ ИССЛЕДОВАНИЕ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ И ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ СВОЙСТВ ГОРЯЧЕКАТАНЫХ Д<ШС

Результаты оценки штампуемости опытной партии стали 06ХГ2С1 по методике, разработанной на ГАЗе, приведены в табл.4, где да сравнения представлены данные по предельной пластичности некоторыз марок горячекатаных сталей. Видно, что ДФМО 06ХГ2С1 несмотря ж более высокую прочность характеризуется намного более высоким* значениями предельной пластичности по сравнению с друщми горячекатаными штампуемыми сталями.

Исследование свариваемости ГКДФМС проводили на стали 06ХГ2С1 как в исходном состоянии, так и после имитации упрочнения в процессе изготовления детали (деформация Ь% с последующим отпуск» при температуре 200°С в течение 1ч ). Механические свойств? образцов после сварки свидетельствуют о равнопрочности 'сварногс

шва и основного металла.

Были проведены сравнительные усталостные испытания сталей 4-37(1ЭКФГ) и 06ХГ2С1 в условиях знакопостоянного растяжения. В результате большей прочности ГКДОМС при близкой пластичности при всех уровнях нагрузки долговечность стали 06ХГ2С1 существенно (в несколько раз) больше, чем у стали Ч-37(19ЮТФ).

ИССЛЕДОВАНИЕ УСЛОВИЙ ПОЛУЧЕНИЯ ФЕРРИТНО-ВЕЙШТНО-АУСТЕШГГНОЙ СТРУКТУРЫ ГОРЯЧЕКАТАНОЙ СТАЖ

Работы последних лет показали возможность существенного дальнейшего роста сочетания прочности и пластичности низколегированных сталей вплоть до ав~800-1000НЛша при высокой до 25-30% пластичности за счет получения ферритно-бейнитно-аустенитной структуры и использования ПНП (трип)-эффекта.

Получение подобных структур путем термообработки на непрерывных агрегатах было подробно рассмотрено ранее, однако стремление к увеличению толщины соответствующего проката и нахождению перспективных областей его применения в машиностроении обусловило интерес к опробованию возможных режимов при

горячей прокатке.

Выбор состава сталей для проведения этого этапа работ был обусловлен следующим:

-для обеспечения заметного эффекта ПНП необходимо иметь в структуре не менее 15-20% остаточного аустенита;

-легирование должно осуществляться наиболее дешевыми элементами, т.е. ограничивается С, Мп и

Анализ изотермических диаграмм сталей, достаточно близких по составу к исследуемым сталям (типа 35Г2С), и опыт предшествующих исследований в ЦНИИчермете с использованием термообработки сделали целесообразной проверку следующего режима охлаждения после конца горячей прокатки: быстрое охлаждение от Т^ до температуры бейнит-ного превращения с целью частичного (~10-15%) выделения феррита при недопущении выделения перлита; кратковременная изотермическая выдержка при этой температуре (с целью неполного бейнитного превращения аустенита в бейнит, в результате которого в структуре должно остаться ~15-20% остаточного аустенита, обогащенного углеродом) и охлаждение на воздухе.

Из рис.5 видно, что понижение температуры изотермической закалки с 430 до 350°С приводит к росту о0 о, оЕ и увеличению отно-

шения Од 2/0в' Плзс^и^ность (бр и б4) имеет выраженный максимум при Тзак~400 С. Это связано, по-видимому, с пониженной диффузионной подвижностью атомов углерода при Т~350°С, из-за чего доля бей-нитного превращения снижается, оставшийся аустенит недостаточно обогащается углеродом и в ходе дальнейшего охлаждения (на воздухе) превращается в мартенсит. Наоборот, при Тзак~430°С, по-видимому, практически весь аустенит распадается на бейнит, т.е. количество оставшегося, аустенита невелико и не может вызвать значительный трип-эффект.

Рис.5. Влияние температуры и длительности изотермической закалки на комплекс свойств стали типа 40Г2С1

Зависимость прочностных и пластических свойств от длительности изотермической закалки носит экстремальный характер по тем же причинам; оптимальная выдержка при 400°С составляет 3-4 мин ; сочетание механических свойств при Тзак ~400°С, 3 мин : oQ 2~710

Н/мм2, о„~1050 Н/мм2, б_~23.5%, би~29Х.

в р 4 ,рп

Ударная вязкость стали 40Г2С1 при +20 С (KCV ) возрастает

от 31 Дк/см2 при выдержке 400°С,1мин до 75 Дж/см2 при выдержке Змин.

ВЫВОДЫ

1.На основе исследований влияния состава стали и режимов горячей деформации на фазовые превращения, структуру и свойства низкоуглеродистых низколегированных сталей типа 06ХГС показана возможность получения двухфазных ферритно-бейнитно-мартенситных сталей толщиной 2-4 мм на непрерывных широкополосных станах (без применения термообработки) с высоким сочетанием прочностных и пластических свойств (ов^600 Н/мм2, 84^25й); а также показаны дальнейшие возможные пути повышения прочности экономнолегированных сталей с ферритно-бейнитно-аустенитной структурой (до 1000 Н/мм2) при обеспечении высокой пластичности (5^29%).

2.Разработаны режимы горячей прокатки низкоуглеродистой низколегированной стзли типа 06ХГ2С1 для получения бесперлитной (фер-ритно-бейнитно-мартенситной) структуры с тепла прокатного нагрева при использовании трехступенчатого охлаждения (температура конца прокатки ТКП~850°С, температура конца ускоренного охлаждения непосредственно после конца прокатки Т^у0~680-700оС, длительность воздушной паузы ^возд паузн™3-8 сек' температура смотки Тсм~350-400°С).

3. Показано, что понижение температуры конца прокатки в ау-стенитной области интенсифицирует выделение феррита при охлаждении горячекатаной полосы на рольганге, что оказывает благоприятное влияние на последующее превращение участков 7-фазы, однако дальнейшее снижение температуры конца прокатки ниже Аг3 (820-840°С) нежелательно, т.к. чрезмерное понижение устойчивости аустенита

,приводит к образованию участков перлита.

4. Разработанная схема трехступенчатого охлаждения (ускоренное охлаждение до температур "носа" ферритного превращения, прерывание ускоренного охлаждения для "изотермического" выделения необходимой доли феррита, затем снова ускоренное охлаждение - до тем-

ператур смотки - для предотвращения выделения перлита и по возможности - бейнита) является эффективной для получения двухфазной структуры, обеспечивая выделение большого (~75-80%) количества феррита и соответствующее обогащение оставшегося аустенита углеродом, что повышает его устойчивость и способствует его превращению по мартенситному механизму.

5. С использованием математической модели рассчитана продолжительность воздушной паузы при охлаждении на рольганге полосы сталей типа 06Г2С1, которая при увеличении содержания Сг от 0 до 1% возрастает от 2 до 25 секунд).

6. Для сталей типа 06Г2С1 определены верхние ограничения температуры смотки, выше которой двухфазную структуру получить не удается (для стали 06Г2С - Т^ит<350°С, для стали 06Г2С2 - ТдРит ~350°С, для стали 06ХГ2С1 - Т^Рит~500°С, для стали 06X1Г2С1 -Т«Рит ~550°С).

7. Показано, что соблюдение предложенных режимов прокатки обеспечивает достижение следующих свойств:

сталь 06Г2С (Тсм~350°С) - о0 2~340, ов-,520, о0 2/ав~0.65, ед~25%; сталь 06Г2С2(Тсм~350°С)- а0 ¿-360, ав~565, о0^/ов~0.64, 64~21 сталь 06ХГ2С1 (Тсм~350°С) - 0д_2~45О, "ов~640, а0_2/ов~0.70, 54~20%;. сталь 06Х1Г201 (Тс^550°С)- а0>'2~370, ав~570, а^/о^О.бб, б4~2П.

8. В сравнении с низколегированными сталями аналогичного состава показан более высокий комплекс эксплуатационных свойств ДФМС, полученных с -тепла прокатного нагрева по, оптимальным режимам:

-более высокое (по сравнению со сталью 4-37(19ШГ)) сопротивление усталости в горячекатаном состоянии (при напряжениях ~440 Н/мм2 долговечность стали 06ХГ2С1 в 4 раза больше и составляет ~3 млн.циклов),

-более высокие характеристики штампуемости стали по сравнению с другими (09Г2,18ЮТ) горячекатаными штампуемыми сталями,

-равнопрочность сварного шва и основного металла, в том числе после холодной деформации и искусственного старения.

8. Установлена возможность получения повышенного комплекса свойств горячекатаных низколегированных среднеуглеродистых сталей типа. 40Г2С1 при использовании кратковременной изотермической закалки горячекатаной полосы в соляную ванну. Показано, что значительный 1ШП(трж1)-эффект (пластичность, наведенная превращением) наблюдается в стали 40Г2С1 при ТКП~820-830°С, Тдак~ 400°0, т ~3 мин. Соответствующие механические свойства - Од 2~ 710 Н/мм , о„~1050Шт2, 6 ~23.5%, 8,„29Х, КСУ+20=75 Дк/см2. *

10. В условиях НШС-2000 ЧерМК и ШМК с использованием предложенных режимов прокатки изготовлены опытные партии ГКДФМС марки 06ХГ2С1 толщиной 2-4 мм, которые прошли успешное опробование при штамповке балки-поггеречины КамАЗа и крыла трелевочного трактора ТТ-4 на Алтайском тракторном заводе. Отштампованные, детали находятся в стадии дорожных испытаний.

Основные результаты диссертации опубликованы в работах:

1. Меденков A.A., Тишков В.Я., Пименов В.А., Фонштейн Н.М. Получение двухфазных ферритно-мартенситных низколегированных сталей с прокатного нагрева. Сталь, 1987, .№12,с.78-80.

2. Пименов В.А., Байков A.M., Фонштейн Н.М. Влияние горячей деформации на термокинетическую диаграмму превращения аустенита стали 06Г2С1, Известия вузов 4M, 1990, J07.C.8O-82.

3. Пименов В.А., Фонштейн Н.М., Голованенко С.А. Влияние параметров прокатки и охлаждения на структуру и механические свойства низколегированных сталей, Металлы, 1990, J£4, с.65-70.

Типография МГП "Эвтектика" Заказ 62. тираж 100 уч.изд.лист • 1,0 печатн.лист 1,25 Подписано к печати 20.01.92