автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Структурообразование при контролируемой прокатке и формирование комплекса повышенной прочности и хладостойкости экономнолегированных конструкционных сталей

-л Л 1

, ¿1 I ■

А . мм |л"'1

На правах рукописи

ЭФРОН Леонид Иосифович

СТРУКТУРООВРАЗОВАНИЕ ПРИ КОНТРОЛИРУЕМОЙ ПРОКАТКЕ И ФОРМИРОВАНИЕ КОМПЛЕКСА ПОВЫШЕННОЙ ПРОЧНОСТИ И ХЛАДОСТОЙКОСТИ ' ЭКОНОМНОЛЕГИРОВАННЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ

Специальность 05.16.01 - "Металловедение и термическая

обработка металлов"

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Москва - 1997 г.

Работа выполнена в Институте качественных сталей ЦНИИчермет им. И.П.Бардина

Официальные оппоненты: Доктор технических наук, профессор

В.С.Крапошин

Доктор технических наук, профессор

В.И.Лизунов

Доктор технических наук, црофессор

П.Д. Одесский

Ведущее предприятие - АО "Ижорские заводы"

Защита диссертации состоится "26"<ре4рсщя 1997г. в 10 часов в заседании диссертационного совета Д. 141.04.02 при Центральном науч но-исследовательском институте черной металлургии им. И.П.Бардив по адресу: 107005, Москва, 2-я Бауманская ул., 9/23.

С диссертацией можно ознакомиться в научно-технической библис теке института.

Автореферат разослан "21 » 9н4д/>я 199 У г.

Ученый секретарь диссертационного совета, кандидат технических наук,

старший научный сотрудник ЗУН.М.Александрова

.. _ ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Развитие черной металлургии в значительной мере обусловлено требованиями ведущих металлопотребляющих отраслей промышленности по повышению эксплуатационных свойств конструкционных сталей с целью увеличения допустимых нагрузок, снижения металлоемкости и повышения надежности машин, конструкций, магистральных газопроводов и др. При значительных объемах производства металлопроката на первый план выдвигается также задача снижения энергопотребления и расхода сырьевых ресурсов при его производстве. Важными и актуальными в связи с этим являются работы, направленные на создание металловедческих основ и разработку новых технологий, позволяющих производить продукцию с требуемым сочетанием свойств непосредственно в потоке прокатного стана (исключая последующую термическую обработку) путем целенаправленного управления процессами структурообразования, а также расширение областей эффективного применения таких технологических схем (в части марочного и размерного сортамента, назначения проката и др.). Такой подход позволяет повысить конкурентноспособность отечественной металлопродукции, определяемую достигаемым сочетанием характеристик металла при снижении затрат на его производство.

Цель работы. Создание и внедрение новых эффективных технологических схем контролируемой прокатки (КП), а также экономнолегиро-ванных сталей повышенной прочности с пределом текучести от 325 до 685 Н/мм2 с улучшенными показателями сопротивления разрушению и хорошей свариваемостью; формулирование требований к оптимальной для данного сочетания свойств структуре; разработка металловедческих основ термомеханической обработки в потоке прокатного стана сталей различных типов и расширение областей эффективного использования контролируемой прокатки и новых материалов, полученных с ее применением.

На защту выносятся:

-выявленные закономерности влияния параметров структуры на свойства сталей, подвергаемых контролируемой прокатке как основа для направленного выбора типа структуры матрицы и дополнительных структурных механизмов, обеспечивающих заданное сочетание свойств;

-установленные закономерности структурообразования на последо-

ватвльных стадиях процесса горячей деформации, и выявленные механиз--мы удушения комплекса свойств при контролируемой прокатке и на их основе разработка новых прогрессивных схем термодеформационной обработки, обеспечивающих-получение' оптимальной структурыи заданного сочетания свойств стали; -

-выявленные пути и комплексные решения (направленные изменения технологии, состава и структуры) по созданию высокопрочных свариваемых сталей (а0 2>590 Н/мм2), не требующие применения закалки с последующим отпуском;

-установление эффективности (и ограничений) применения КП для улучшения комплекса свойств сталей различных типов (углеродистых, -низколегированных, легированных), выбор оптимальных технологических схем в зависимости от легирования, а также решение обратной задачи - оптимизации состава стали для повышения эффективности применения данной схемы КП;

-комплексное использование полученных результатов для разработки новых эффективных марок сталей и промышленной технологии контролируемой прокатки для производства проката с улучшенным комплексом свойств для газопроводных труб, строительства и машиностроения, а также результаты промышленной'реализации разработок.. Научная новизна;

Сформулированы и экспериментально обоснованы требования к структурному типу матрицы и упрочняющих структурных факторов, обеспечивающих заданное сочетание повышенной прочности (предел текучести 325-685 Н/мм2) и высокого сопротивления разрушению сталей, получаемых контролируемой прокаткой взамен завершающей термообработки.

На основании исследования контролирующих факторов структуро-образования на последовательных стадиях технологического процесса деформации установлено, что возможности эффективного применения КП с достижением воспроизводимых результатов направленного воздействия на структуру реализуются только в ограниченных температурных интервалах, определяемых взаимным расположением критических точек прев-, ращения и характеристических температур рекристаллизации данной стали, которые представляют собой стадии КП, обеспечивающие получение заданного структурного состояния аустенита, или продуктов его распада:

1 ~ тдеф' > т95 аУстенита (измельчение зерна за счет много-

кратной рекристаллизации аустенита);

II - Тс > Тдвф > Аг3 (наклеп аустенита, сопровоадащийся - увеличением ;

III - Ar3 > Тдеф> ATj (наклеп феррита и его полигониза-

ция).

При этом все варианты осуществления контролируемой прокатки (определяемые граничными условиями структурообразования, а не параметрами технологии) сводятся к трем типам:

1) рокристаллизационная контролируемая прокатка (РКП): I стадия деформации; ■ •

2) высокотемпературная контролируемая прокатка (ВКП): I+II стадии деформации;

3) низкотемпературная контролируемая прокатка (НКП): I+II+III .стадии деформации.

Впервые показана возможность получения высоких характеристик вязкости и хладостойкости высокопрочных свариваемых сталей с пределом текучести 590-785 Н/мм2 со структурой бейнита, образованного из нерекристаллизованного мелкозернистого аустенита с высокой удельной эффективной поверхностью

Установлены основные структурные механизмы, определяющие улучшение комплекса свойств, как собственно при контролируемой прокатке сталей различных, типов (измельчение зерна аустенита, повышение S^® при ТД0ф< Т5, приводящее к уменьшению размера зерна феррита, пакетов и реек бейнита и мартенсита, формирование оптимальной субзерен-ной и дислокационной структуры и кристаллографической текстуры), так и при последующем ускоренном охлаждении (дополнительное измельчение зерна феррита, частиц карбонитридных фаз, изменение объемной доли, типа и морфологии упрочняющих структурных составлявших). Установлен превалирующий механизм измельчения зерна при ускоренном охлаждении, определяемый увеличением скорости зарождения феррита в переохлажденном аустените, что в "3,5 раза более эффективно в сравнении с влиянием собственно снижения критических точек превращения.

С использованием полученных количественных закономерностей построены и реализованы на ЭВМ математические модели формирования структуры и свойств V-TI-N-содержащих низколегированных сталей при РКП и микролегированных ниобием сталей при ВКП.

На уровне изобретений разработаны новые технологические схемы

КП и эффективные хладостойкие конструкционные стали повышенной и высокой прочности.

Практическая ценность и реализация результатов работы в промышленности.

Результаты проведенных исследований позволили расширить структурный диапазон конструкционных сталей ответственного назначения, получаемых контролируемой прокаткой (от феррито-перлитных до бей-нитных и мартенситных), способствовали дальнейшему развитию практики применения контролируемой прокатки для изготовления сталей с более высоким уровнем свойств, расширению марочного и размерного сортамента, применению новых технологических схем.

Разработан ряд экономнолегированных хладостойких свариваемых конструкционных сталей повышенной и высокой прочности (предел текучести 325-685 Н/ММ2): ВСтЗсп-У, 09Г2СФТ, 14Г2АФГ, 09ХГ2НМФБТЮ, 09Г2НМФБТЮ, 10ХГ2НФБ, 06Г1Б, 10Г2ФВ, 13Г1СБ-У. Применительно к оборудованию прокатных станов 2800 ОХМК, 2000 НЛМК, 3600 МК"Азов-сталь", 3000 МК им. Ильича, 2000 ЗКО разработана, опробована и внедрена промышленная технология контролируемой прокатки листового и рулонного проката толщиной 6-34 мм для хладостойких газопроводных труб диаметром 530-1420 мм категории прочности К52-60 (ЧТПЗ, ХТЗ, ВМЗ), кузовов автомобилей БЕЛаз, несущих конструкций горнодобывающего оборудования, гнутосварных профилей в северном исполнении, строительных конструкций и др.

Разработанные технологические решения и конструкционные стали позволили получить значительный технический и экономический эффект: сочетание механических свойств проката, не достигаемых ранее, при существенном снижении потребления энергетических и сырьевых ресурсов, повышение производительности прокатного оборудования, уменьшение количества брака и др. В целом с использованием разработок автора произведено более 600 тыс. тонн проката с улучшенным комплексом потребительских свойств.

Предложенный в работе подход служит основой дальнейших разработок новых сталей и технологических схем производства проката с заданными свойствами для конкретного сортамента, набора оборудования и назначения продукции.

Личное участие автора. Автор является руководителем цикла научно-исследовательских работ, в ходе проведения которых получены

основные результаты, обобщенные в диссертации. Большая часть экспериментальных результатов в лабораторных и промышленных условиях получена самостоятельно. Постановка задач, основные положения, анализ и трактовка экспериментальных результатов в совместных публикациях, отражающих научную новизну работы, принадлежат автору.

Апробация работы. Основные положения работы доложены и обсуждены на ряде международных и всесоюзных конференций, семинаров и совещаний, в том числе: "Проблемы создания и применения высокопрочных конструкционных сталей" (Москва, 1983), семинар ШЕРМЕТМЛа по технологии и оборудованию для производства термоупрочненных свариваемых конструкционных сталей (Будапешт, 1987), "Качество толстолистового проката (штрипса) из новых низколегированных сталей и труб для магистральных трубопроводов" (Мариуполь, 1989), "Повышение механических и эксплуатационных свойств сталей массового производства" (Москва, 1990), "Структурообразование при горячей деформации" (Москва, 1991 ), "Повышение прочности и хладостойкости массовых видов проката из конструкционных сталей" (Москва, 1992), "Черная металлургия России и СНГ в XXI веке" (Москва, 1994), "Магистральным трубопроводам - качественные трубы" (Харцызск, Украина, 1995), семинаре по разработке и применению микролегированной горячекатаной листовой и полосовой стали (Москва, 1996). Отдельные разделы работы обсуждались на технических советах и совещаниях на ОХМК, НЛМК, МК им. Ильича.

. ' Публикации. По материалам диссертации опубликовано 43 работы, включая 12 авторских свидетельств и патентов.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, шести глав, общих выводов, списка использованной литературы из 400 наименований и приложений, содержит 255 страниц машинописного текста,-145 рисунков и 22 таблицы.

Автор искренне благодарен д.т.н., проф.|Д.А.литвиненко| за совместные труда и благожелательную творческую атмосферу, способствовавшую проведению настоящей работы.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Значительный вклад в развитие теории механизмов упрочнения и охрупчивания и разработку сталей повышенной прочности и сопротивле-

ния разрушению внесли работы Ю.Я.Мешкова, В.Н.Гриднева, В.Н.Трефи-лова, М.Л.Бернштейна, М.И.Гольдатейна, А.П.Гуляева, М.А.Штремеля, Т.Глэдмана, Р.И.Энтина, Д.А.Литвиненко, Н.М.Фонштейн, В.Н.Зикеева, Л.И.Гладштейна и др. Однако имеющиеся данные относятся преимущественно к сталям в горячекатаном или термообработанном состояниях. Большинство публикаций, связанных'с вопросом формирования структуры и свойств при контролируемой прокатке (К.Ирвин, Ф.Пикеринг, Ю.И.Матросов) относятся к низколегированным сталям с феррито-перлитной структурой. Промышленное применение нашла только одна схема КП с завершением деформации в т+а области при производстве сталей для газопроводных труб, возможные резервы улучшения структуры и свойств при последеформационном охлаждении оставались малоизученными. Попытки применения КП для повышения комплекса свойств стандартных сталей часто приводили к неудовлетворительным результатам.

Прогресс в области физического металловедения позволил значительно продвинуться в понимании процессов формирования структуры при горячей деформации (С.Селларс) и установлении взаимосвязей между полученной структурой и свойствами сталей (Н.Петч, Е.Холл, К.Ирвин, Ф.Пикеринг и др.). Однако большинство моделей разработаны для углеродистых и низколегированных сталей, а известные соотношения "структура-свойства" ограничены применением для сталей с феррито-перлитной структурой. Использованию бейнитных сталей препятствует, в частности, распространенное мнение о верхнем бейните как нежелательной структуре в конструкционных сталях, способствующей их существенному охрупчиванию.

Высокопрочные (а0 2 > 590 Н/мм2) свариваемые стали производятся по технологической схеме, включающей горячую прокатку и последующую термическую обработку с отдельного нагрева, что повышает потребление энергии и в большинстве случаев - легирующих элементов.

Таким образом, состояние вопроса на момент постановки работы характеризовалось достаточно узким использованием контролируемой прокатки, затрудняло разработку и внедрение новых ее схем, расширение эффективных областей ее применения, не позволяло сформулировать общие подходы к выбору технологической схемы КП и состава стали, основанные на широком диапазоне используемых структур и механизмов упрочнения.

УСТАНОВЛЕНИЕ СООТНОШЕНИЙ МЕВДУ СТРУКТУРОЙ И СВОЙСТВАМИ СТАЛЕЙ

Установление связей между параметрами структуры и свойствами проводили на широком спектре сталей: углеродистых (0,05-0,23%С), низколегированных и легированных (0,03-0,11% С) типа Г2, ХГ2Н, ХГ2НМ, Х2Г2Н, в том числе микролегированных №э, V, Т1, а также модельных материалах с ферритной, Сейнитной и мартенситной структурой. Методика проведения экспериментов и выявления влияния отдельных структурных параметров предусматривала проведение множественного регрессионного анализа, учитывающего все известные структурные факторы, либо корректировку влияния сопутствующих структурных изменений на свойства стали. При этом обеспечивали постоянство таких факторов, как способ выплавки а раскисления, шихтовые материалы, схему предварительной термодеформационной обработки (одинаковую структуру аустенита перед 7-а превращением), а также содержание примесей и микролегирующих добавок. Количественные зависимости получены с использованием статистических программ на ЭВМ, адекватность моделей проверяли по статистическим критериям.

Структуру сталей исследовали с применением количественной металлографии, растровой и просвечивающей электронной микроскопии, рентгеноструктурного анализа.

Установлено, что при оптимальном состоянии аустенита перед 7-а превращением (размер зерна ~ 20 мкм, последующая деформация 8=70% при Т<Т5) стали со всеми исследованными типами структуры матрицы: феррит (~15% перлита), феррит с совершенной субзеренной структурой, игольчатый феррит, верхний бейнит; нижний бейнит и отпущенный пакетный мартенсит описываются (в пределах разброса) общей зависимостью КСУтах-ат. Таким образом, при' прочих равных условиях сопротивление вязкому разрушению в. первом приближении зависит только от уровня прочности стали. Для соотношения прочности и сопротивления хрупкому разрушению (от/Т50) аналогичное заключение справедливо для первых четырех структурных состояний, а отпущенный мартенсит и нижний бейнит обнаруживают определенное преимущество. При обычной горячей прокатке (ТКП=950°С) исследованные структурные состояния по сопротивлению хрупкому разрушению резко различаются.

Таким образом, расширяется возможный тип структур (от феррито-пержтной до структур промежуточного типа и мартенситных), обеспе-

чивающих после контролируемой прокатки повышенную прочность в сочетании с необходимым уровнем сопротивления разрушению. Условными верхними границами по пределу текучести в рассматриваемых, условиях являются: для феррита (~20% перлита) - 550 Н/мм2, феррита, с субзе-ренной структурой - 650 Н/шг, игольчатого феррита- - 570 Н/мм^, бейнита - 750-850 Н/мм2, пакетного мартенсита - 900 Н/мм2.

Известные оценки влияния величины зерна-феррита на сопротивление вязкому разрушению достаточно противоречивы. Статистической обработкой значительного массива экспериментальных данных (Б =' 4-18 мкм) установлено, что, как и все прочие структурные механизмы упрочнения, измельчение зерна феррита в результате варьирования параметров деформации и охлаждения снижает сопротивление вязко,му разрушению:

КСТ"1^ (Дж/см2) = 449,2 - 15,Г Б_1/2 (I) .

Показано, что формирование .субзерен в ферритной матрице по механизму динамической полигонизации приводит, к снижению сопротивления хрупкому разрушению, а наблюдаемое понижение Т50 при деформации в 7+а-области обусловлено превалирующим влиянием формирующейся кристаллографической текстуры и особым характером разрушения с образованием "расщеплений" в изломе: ДТ50= 0,23-V,,; АКСУтах= --0,39-УС (Ус - объемная доля феррита с субзеренной структурой, 090%). Для учета влияния плотности расщеплений (2Ь/А) на порог хладноломкости стали использовали соотношение, полученное из независимого эксперимента:

ЛТ50 (°С)= - 151,8-ЕЬ/А (2)

Анализ с применением критерия хрупкости Котрелла и известной зависимости Дос = (где Бс- размер субзерен) также показал

повышение склонности к хрупкому разрушению по мере измельчения субзерен. Вероятно, граница субзерен в большей степени повышают предел текучести, чем уменьшают протяженность, плоских скоплений дислокаций и концентрацию напряжений.

Влияние объемной доли перлита в исследованных пределах (4-37%) на предел текучести оказалось статистически не значимым. Наблюдаемое при увеличении содержания углерода повышение от обусловлено в основном измельчением зерна феррита. Временное сопротивление линейно возрастает на 3,8 Н/мм2 на 1% перлита, при одновременном снижении сопротивления вязкому и хрупкому разрушению: ЛТ50 = 2,3>УП;

AKCVmax = -4,7 «V^.

В сталях системы 0,I%C-Mn-Cr-Nl(Nb) при формировании 20-30% бейнита в ферритной матрице исчезает площадка текучести на кривой деформации, а при дальнейшем увеличении его количества предел текучести линейно возрастает: АoQ 2 = 2,36-Vß. Временное сопротивление возрастает во всем интервале изменения объемной доли бейнита: Дав = 4,99'Vß (в горячекатаном состоянии Аoß= 4,6«V6). В сталях с полностью бейнитной структурой предел текучести возрастает с понижением температуры начала бейнитного превращения (В^), что обусловлено уменьшением размера реек и повышением плотности дислокаций: О0 2 (Н/ММ2) = 1819 - 2,19 Вн (3)

При горячей прокатке, приводящей к формированию крупнозернистой аустенитной структуры перед 7-а превращением, замена перлита на бейнит приводит к повышению T5Q, однако, при мелком зерне феррита (в области значений мм-*''2) феррито-перлитная и феррито-

бейнитная (до 30% бейнита) структура равноценны по Т50 (рис. I) при более высокой прочности последней. В горячекатаной стали (ТКП=900-950°С) увеличение объемной доли верхнего бейнита приводит к снижению сопротивления хрупкому и вязкому разрушению: АТс0= 1,1-Vö; AKCVmax= -2,3-Vq. При контролируемой прокатке (ТКП=780°С) формирование бейнита сопровождается существенно меньшим снижением сопротивления разрушению: AT5Q= 0,4-V6; ak0vmaz= -1,1«Vö. В целом бейнитная сталь после контролируемой прокатки имеет порог хладноломкости на 90-100°С ниже, чем в случае горячей прокатки (рис. 2).

Игольчатый феррит обеспечивает меньшее упрочнение (Аов = 2,17-УИф) в сравнении с бейнитом, но большее, чем при формировании субзеренной структуры в феррите. Последнее может быть связано с различием тонкой структуры границ субзерен и бейнитных реек, а также повышенной плотностью дислокаций в игольчатом феррите в сравнении с полигональным.

При упрочнении дисперсными частицами фаз TIC, V(C,N) и Nb(C,N) смещение T5Q при повышении предела текучести на 100 Е/мм2 составляет 12-32°С, а KCVmax при этом снижается на 17-35 Дж/см2. Конкретное количественное соотношение упрочнения и охрупчивания зависит не только от типа фазы, но и от параметров деформации и после дующего охлавдения (морфологии фазы).

Таким образом, все исследованные структурные механизмы упроч-

а , ММ

Рис. 1. Сопоставление хладостойкости феррито-перлитной (1) и феррито-бейнитной (2) структур в зависимости от величины зерна феррита стали типа 09 Г2.

Рис. 2. Влияние контролируемой прокатки на соотношение прочности и сопротивления хрупкому разрушению сталей с бейнитной структурой системы 0,1%С-Мп-Сг-№-МЬ: 1-горя чая прокатка; 2-контролируемая прокатка.

нения вызывают снижение сопротивлешя вязкому разрушению, располагаясь по возрастанию удельного охрупчивамцего влияния в следующей последовательности: дисперсионное упрочнение; субструктурное упрочнение, игольчатый феррит, дисперсный Оейнит, мартенсит (близко к худшим показателям для дисперсных частиц), грубый верхний Оейнит (горячая прокатка), перлит, зернограничное упрочнение. Неожиданное положение зернограничного упрочнения обусловлено слабой зависимостью временного сопротивления от величины зерна. Соотношение ав~т50 дает несколько иную картину. Зернограничное упрочнение сопровождается снижением T^q, действие прочих механизмов приводит к ухудшению сопротивления хрупкому разрушению. В порядке усиления удельного охрупчивающего влияния они располагаются следующим образом: дисперсионное упрочнение при оптимальном режиме ТМО, субструктурное упрочнение, игольчатый феррит, дисперсный бейнит, мартенсит, перлит, дисперсионное упрочнение (для неоптимальных режимов прокатки и охлаждения), грубый бейнит.

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ НА РАЗЛИЧНЫХ СТАДИЯХ КОНТРОЛИРУЕМОЙ ПРОКАТКИ

Выявлены количественные закономерности роста зерна аустенита при нагреве в зависимости от базового состава и микролегирования стали. Показано, что мелкие частицы фазы TIN наиболее эффективно задерживают рост зерна (в сравнении с Nb(C,N) и V(C,N)). Ослабление эффекта при увеличении содержания титана(Ti> 3,4-N) обусловлено формированием фазы Т1С и повышением объемной доли крупных частиц TIN (>2 мкм), доказывающих влияния на этот процесс. Выбор оптимальной комбинации микролегирующих элементов позволяет исключить или значительно ослабить повышенную склонность к росту зерна аустенита в чистых по примесям (ЭШП) и микролегированных бором сталях.

Вопрос о влиянии титана на кинетику статической рекристаллизации аустенита и о соотношении соответствующей роли ниобия и титана при постановке настоящей работы оставался дискуссионным. Установлено, что до достижения стехиометрического соотношения (Ti<3,4«N) кинетика рекристаллизации слабо зависит от содержания Т1 (частицы TIN практически не оказывают влияния на этот процесс), а далее (TI>3,4-N) наблюдается резкое торможение рекристаллизации, что

обусловлено присутствием титана в твердом растворе и инициированным деформацией выделением Т1С. Введение в сталь 0,05% Ш) или 0,12% Т1 обеспечивает примерно равный эффект, с учетом поправки на содержание эффективного титана (Т1Эфф = Т1-3,4-Ы-1,5-3), фактическое соотношение составит 0,0555/0,07%, т.е. влияние № в 1,4 раза сильнее.

На основе экспериментальных данных получены модели статической

рекристаллизации аустенита, например, для И-У-И-содержащей стали:

0,42 -0,57 -0,097

Бг = 5,33+57,II.Б0 • е • [ехр(350000/ИТ)] , (4)

где Бг - размер рекристаллизованного зерна аустенита, В0- размер исходного зерна, е- истинная деформация.

Установлены закономерности торможения первичной и собирательной рекристаллизации горячедеформированного аустенита в зависимости от температуры деформации (1000-850°С), скорости последующего охлаждения (1-40°/с) и микролегирующих добавок (V, Т1, №)) в стали 09Г2.

Для различных типов сталей определены температуры полного (на 95%) протекания (Т95) и полного торможения (Т5) рекристаллизации аустенита в зависимости от микролегирования и параметров деформации.

Показано, что дисперсные частицы Т1Ы наиболее эффективно тормозят рост зерна аустенита в междеформационных паузах и при охлаждении до начала 7-а превращения. Для микролегированной титаном стали получена следующая зависимость:

Б^ = Б^ + (5,74)-Ю14'Т;.ехр(-350000Л1!Г), (5)

где Вт- размер зерна аустенита в т-момент времени.

Деформация аустенита цри температурах ниже Т5 дает возможность в большей степени воздействовать на конечную структуру стали, чем в случае протекания 7-а превращения из рекристаллизованного зерна. Удлиненная форма зерен в деформированном аустените (увеличенная удельная площадь поверхности границ), формирующиеся внутри них полосы деформации, границы двойников, ячеистая дислокационная структура и прочие дефекты, которые могут являться местами зарождения новой фазы, увеличивают удельную эффективную поверхность аустенита дЗфф^ учитывая только изменение формы зерен и образование полос деформации и двойников, получили следующее выражение:

8ЭФФ = 4/у,ш(г + 3,586 е4) + ехр(32-413,5/е) б ~5,4, (6) где Б - исходный размер аустенитного зерна, е - суммарная истинная деформация при температурах ниже Т5.

Установлена количественная взаимосвязь величины зерна феррита (Б^) с Б^® деформированного аустенита и скоростью охлаждения (1,513,8 °/с) в интервале превращения:

1п(Б1) = 1,03 - 0,157.1п(Уохл) + 13,82-(Б®®)~1/2 (7) Механизм влияния структуры аустенита для сталей со сдвиговой и промежуточной кинетикой "превращения имеет следующие особенности. Как показано на модельной мартенситной стали 08Х2ГНМ2Б, внутри ре-кристаллизованных аустенитных зерен расположены пакеты параллельных реечных кристаллов мартенсита, ориентированных статистически однородно, длина пакетов и реек сопоставима с размером зерна. После деформации аустенита ниже Т5 пакеты мартенсита ориентированы под углом 90 или 30° относительно плоскости прокатки (границ вытянутых зерен). Росту мартенситных кристаллов препятствуют границы аустенитных зерен, поэтому уменьшение размера последних в направлении толщины проката соответственно уменьшает размер пакетов и длину реёк мартенсита (в 2-5 раз при 6=70%). При этом мартенситные кристаллы наследуют субструктуру деформированных аустенитных зерен, т.е. происходит разбиение кристаллов субграницами.

Малоугловые границы меаду рейками верхнего бейнита не препятствуют распространению трещин (их задерживают только границы бей-нитного пакета или исходного аустенитного зерна), поэтому вязкость Оейнитной стали может быть увеличена только воздействием на структуру исходного аустенита. Пределы измельчения аустенитного зерна, достигаемые термообработкой или деформацией выше Т^, не позволяют эффективно воздействовать на структуру бейнита и комплекс свойств стали. Механизм влияния деформации аустенита на структуру бейнита аналогичен описанному выше для мартенсита: уменьшение длины Оейнитной рейки и величины пакета с повышением степени обжатия ниже Т5 (уменьшением размера аустенитных зерен), а также наследование суб-зеренных границ деформированного аустенита.

В отличие от феррито-перлитных сталей в сталях с мартенситной и бейнитной структурой отмечена высокая плотность расщеплений в изломе и после прокатки в 7-области, что может быть связано с наследованием текстуры деформированного аустенита (сдвиговой характер превращения и ориентированность кристаллов мартенсита и бейнита).

Увеличение скорости охлаждения в температурном интервале превращения приводит к измельчению зерна феррита (на 2-5 мкм), измене-

нию соотношения структурных составляющих (например, формированию бейнита и/или небольших участков мартенсита и остаточного аустенита взамен перлита). Количественные изменения параметров структуры зависят от состава стали, условий деформации и охлаждения.

При ускоренном охлаждении (УО) критическим фактором, с точки зрения измельчения зерна, является, не изменение абсолютной величины температуры начала превращения, которая может быть понижена и легированием, а возможность достижения переохлаждения аустенита до температуры максимума скорости зарождения феррита. Поскольку в целом скорость зарождения феррита определяется еще и диффузией углерода, УО должно быть остановлено при оптимальной температуре (схема прерванного охлаждения), что важно и для получения более однородных продуктов превращения. УО дает возможность реализовать большее число дефектов структуры как мест зарождения а-фазы, многие из которых при медленном охлаждении не реализуются, и более эффективно для деформированного аустенита, имеющего изначально больше таких потенциальных мест.

Степень измельчения зерна Ъ^а ПРИ Т~а превращении из рекрис-таллизованного аустенита снижается с уменьшением размера зерна аустенита и скорости охлаждения. Величина зерна феррита при минимальном размере зерна аустенита и максимальной Уохл для У-Т1-Ы-содержащей стали приближается к 6 мкм, что является предельным показателем (для деформированного аустенита достигнута величина зерна ¡$ 4 мкм). Для низколегированной стали получено соотношение:

1пБа = 1,07+0,44-иш -0,15•1п(7(ЯЛ) (8)

Регламентированное ускоренное охлаждение позволяет оптимизировать морфологию структурных составляющих. В частности, полосчатость структуры в горячекатаной стали является следствием дендритной ликвации, в результате чего при деформации возникают слои разного химического состава, в которых превращение протекает при различных температурах. Углерод вытесняется из областей, обедненных легирующими элементами, где прошло превращение, в слои с повышенным содержанием ликвирующих элементов, в которых и образуются полосы перлита. Торможение обратной диффузии углерода при быстром охлаждении и образование спонтанных центров кристаллизации обеспечивает подавление формирования полосчатой структуры.

Экспериментально установлено уменьшение среднего размера час-

тиц V (С,N) и TIC в результате увеличения скорости охлаждения после прокатки и повышение эффекта дисперсионного твердения. С ростом содержания V и Т1 возрастает вклад дисперсионного твердения (Д от) за счет УО, достигая 60-90 К/мм2 при 0,11-0,12%.

Ускоренное охлаждение после прокатки в 7+а-области существенно снижает плотность расщеплений в изломе ударных образцов в сравнении с медленным поеледеформационным охлаждением, что обусловлено устранением полосчатости структуры и ослаблением текстуры.

Деформация при температурах 850-950°С практически не оказывает влияния на количество выделяющейся фазы V(C,N), которое значительно возрастает при Тдеф= 800°С. При температурах 900-950°С наблюдается интенсивное выделение фазы, близкой к TIC (а=0,430 - 0,4305 нм). Количество TIN (а=0,423 - 0,425 нм) не зависит от температуры деформации. Максимум выделения Nb(C,N) (а=0,442 - 0,443 нм) соответствует ТД0ф =850-900°С.

Впервые систематически исследованы фазовые превращения горяче-деформированного (в условиях многоступенчатой деформации) аустенита при непрерывном охлаждении широкого диапазона составов сталей от низкоуглеродистой (типа СтЗсп) до легированной (типа 09ХГ2НМФБ). Построенные термокинетические диаграммы превращения аустенита (ТКД) явились основой для разработки режимов КП и составов сталей с различными типами структуры. В результате обработки на ЭВМ построенных ТКД (до 1,99% Мп; до 0,76% Сг; до 0,87% N1; до 0,36% Мо) получены модели, позволяющие количественно оценить структурное состояние стали:

= 1,68-0,59 • Мп-0,275 • Сг-0,689 • Мо-0,0088 • VQXJI (9)

V6 = -0,586+0,372'Мп+0,487'Сг+0,741'Мо+2,56•lib+0,01'V0XJI, (10) где Уф, Vß - объемная доля феррита и бейнита.

Определены композиции легирования, обеспечивающие заданный вид диаграммы. Например, для получения сталей с бейнитной структурой требуется широкая область промежуточного превращения с целью формирования максимально равномерной структуры и определенный температурный интервал превращения. Наиболее эффективными элементами в таких сталях с точки зрения повышения устойчивости аустенита являются молибден, хром и марганец, которые наряду с никелем существенно снижают температуру бейнитного превращения, обеспечивая повышение прочности, и в меньшей мере понижают мартенситную точку-

При медленном остывании рулона определяющими являются процессы коагуляции цементита и специальных карбидов, снижение плотности дислокаций и уничтожение субзеренных границ в феррите, созданных при контролируемой прокатке. При реально используемых температурных условиях смотки (Тсм< 600°С) рост зерна феррита в исследованных сталях практически не значим.

ВЛИЯНИЕ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА И ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ПАРАМЕТРОВ КОНТРОЛИРУЕМОЙ ПРОКАТКИ НА КОНЕЧНУЮ СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА СТАЛЕЙ

Определены основные закономерности влияния содержания углерода, базового состава, микролегирования и чистоты по примесям на структуру и свойства сталей, подвергнутых контролируемой прокатке.

В малоуглеродистых и низколегированных сталях повышение содержания углерода за счет увеличения объемной доли перлита сопровождается упрочнением и снижением сопротивления разрушению, сопутствующее этому измельчение зерна феррита уменьшает неблагоприятный, эффект. В легированных сталях влияние углерода усиливается вследствие возрастания объемной доли и ухудшения морфологии бейнита (увеличения количества и размера частиц цементита) и формирования мартенсита, что требует ограничения его содержания. $ 0,09-0,11%. Содержание углерода влияет на структурный -эффект контролируемой прокатки (в частности, измельчение зерна феррита при снижении Ткп в 7-области на 120°С): абсолютная величина (АЛ) монотонно снижается с его повышением, относительная (АБЛ)0) максимальна цри.~0,1%С.

Базовый состав низколегированной стали, определяется требованиями к прочностным свойствам (уровнем содержания элементов замеще-, ния) и сопротивлению разрушению, а также технологией КП, определяющей требуемое положение критических точек. По результатам проведенных экспериментов получены модели, позволяющие определить требуемый-для данной схемы КП состав стали с матрицей полигонального феррита в системе 0-31-Мп-(Т1, №>).,' .

Целью легирования высокопрочной стали является получение необ-. ходимого соотношения продуктов промежуточного и диффузионного превращения и свойств отдельных фаз и структурных, составляющих.

Легирование марганцем (1,1-2,3%) сталей системы 0,1%С-Сг-Ш-М) • повышает прочностные свойства, причем наиболее интенсивно при со-

-За-

держаниях более 1,6%. При этом наблюдается тенденция к снижению порога хладноломкости однако, при повышенном содержании Сг и N1 увеличение концентрации марганца более 1,8-2,0% сопровождается повышением ТБ0.

Введение хрома (до 1,3%) приводит к возрастанию предела текучести на 200-240 Н/мм2 на 1% Сг, при невысоком уровне легирования базового состава введение хрома до 0,6% не приводит к заметному ухудшению сопротивления хрупкому разрушению, во всех прочих случаях наблюдается монотонное повышение с увеличением содержания Сг.

Легирование никелем (до 0,86%) приводит к линейному повышению прочности стали (75 Н/мм2 на 1% N1), при одновременном снижении Т50 на Ю-15°С.

Добавка молибдена (до 0,49%) в сталь системы Мп-Сг-Ш приводит к наиболее интенсивному повышению прочности (Од ^ повышается на ~300 Н/мм2 на 1% Мо). Этот эффект существенно выше в системе Мп-Мо-В, что связано с известным синергетическим эффектом "Мо-В", однако сопровождается значительным охрупчиванием стали.

При постоянном содержании углерода пластичность сталей с бей-нитной структурой слабо зависит от легирования и практически полностью определяется прочностью; аналогичная закономерность наблюдается и для сопротивления вязкому разрушению (КСЧтах).

Получены количественные модели, описывающие влияние содержания легирующих элементов в системе 0,1%С-Мп-Сг-Ш.-Мо(№>) на механические свойства и характеристики сопротивления разрушению.

Легирование изменяет соотношение и тип формирующихся фаз и структурных составляющих. Повышение содержания марганца от 1,11,15% до 2,25-2,3% в стали типа 09Г2Б с добавками хрома и никеля приводит к снижению доли полиэдрического феррита от 65-70% до 3-5%. Перше добавки молибдена приводят к практически полному исчезновению в структуре полигонального феррита. При введении в сталь 0,570,61% Сг наблюдается уменьшение доли феррита на 28-33%.

При непрерывном охлаждении упрочняющая структурная составляющая обычно представляет собой смесь различных продуктов распада аустенита. В стали типа 09Г2Б с .0,2-0,3% Сг и N1 наблюдается игольчатый феррит и верхний бейнит, также отмечено образование участков мартенсита (и 4-7% остаточного аустенита), что обусловлено выделением значительного количества практически безуглеродистых продуктов

распада аустенита и обогащением оставшейся его части углеродом. При повышении содержания хрома и никеля основной структурной составляющей становится верхний бейнит, а количество мартенсита уменьшается. При содержании хрома более 0,7% и марганца более 2,0% количество мартенсита снова возрастает. Добавка молибдена в сталь, легированную хромом и никелем, приводит к исчезновению игольчатого феррита и формированию обширных зон нижнего Оейнита.

Добавка бора (0,001-0,004%) в экономнолегированную сталь позволяет получить структуру промежуточного типа (преимущественно игольчатый феррит), однако, вследствие высокой температуры превращения и более крупного зерна аустенита прочность и вязкость такой стали невысоки, что требует дополнительного легирования и оптимизации микролегирования и технологии.

Микролегирование стали является существенным фактором, определяющим возможность реализации положительных эффектов КП, тип микролегирующих добавок обусловлен используемой схемой контролируемой прокатки, а также соотношением типа структуры и уровня прочности. Основные механизмы влияния микролегирующих добавок: торможение роста зерна аустенита - титан (Т1< 3,4'Ы), ниобий; расширение температурной области торможения рекристаллизации аустенита - ниобий, титан (Т1> 3,4-И);

дисперсионное твердение - ванадий, ниобий, титан (Т1> 3,4-Ы); очистка твердого раствора от азота и модифицирование неметаллических включений (Т1).

Ванадий в качестве самостоятельного микролегирующего элемента при контролируемой прокатке неэффективен, его рекомендуется использовать только в комплексе Т1-У, У-Т1-Ы, ЭД>-У, ЫЬ-У-Т1.

Дисперсионное упрочнение повышает Т&0, что необходимо скомпенсировать измельчением зерна и очисткой твердого а-раствора от азота. Показано, что при равной величине зерна феррита оптимально микролегированные (Т1, №-Т1 и ЫЬ-У-Т1) стали характеризуются порогом хладноломкости не хуке, чем сталь базового состава (09Г2) при более высокой прочности первых. С учетом более мелкого зерна в микролегированных сталях, их сопротивление хрупкому разрушению выше. Чрезмерное увеличение содержания микролегирующих добавок приводит к нарушению баланса структурных механизмов и повышению Т&0.

Максимальное уцрочнение наблюдается при введении ниобия (~34,3

Н/мм2 на 0,01%), далее следует Т1Э(£ф= Т1о0щ-3,4Ы (23,3 Н/мм2) и ванадий (15,8 Н/мм2У, малые добавки титана практически не оказывают влияния на прочность. Максимальным снижением ТБ0 сопровождается микролегирование ИЪ (13,7°С на 0,01%) и малыми добавками титана (8,6°С), весьма слабо влияние ванадия (снижение ~2°С до 0,06%), при содержании Т1>3,4Ы наблюдается повышение Т50 на ~2°0 на 0,01%

Т1эфГ

При оптимальном микролегировании отмечено уменьшение среднего размера феррита стали типа 09Г2 на 2,5-4 мкм, при этом предел текучести возрастает на 90-120 Н/мм2, а Т50 снижается на 30-40°С.

Наблюдается резкое повышение эффективности влияния микродобавок ДОЬ) в сталях с бейнитной структурой по сравнению с феррито-перлитными: ТБ0 снижается на 90-100°С и 40-60°0, соответственно. Дополнительное микролегирование бейнитной стали ванадием позволяет существенно повысить прочностные свойства, или снизить необходимое содержание легирующих элементов (уменьшение Сд на ~0,01 на 0,01% V), получив требуемый комплекс свойств либо при меньшей объемной доле бейнита, либо меньшей его прочности.

Повышение содержания фосфора (0,002-0,040%) увеличивает плотность расщеплений в изломе ударных образцов, которая также зависит от условий последеформационного охлаждения и состава стали. Т50 при этом в низколегированной стали даже снижается (превалирующее влияние расщеплений), а в стали 09ХГ2НФБ возрастает на 15-20°С. При сопоставлении после непрерывного охлаждения и изотермической выдержки при 500-С установлено, что в стали 13ГС порог хладноломкости не смещается при всех содержаниях фосфора, в более легированных сталях Т50 возрастает (что говорит о склонности к отпускной хрупкости), в стали 09ХГ2НФБ эффект достигает 25-30°0 при 0,040% Р. Таким образом, влияние содержания фосфора на Т50 зависит от уровня прочности (типа структуры): &Т50 = 0,454-ав»Р.

Для стали типа 13ГС и 10Г2БТ снижение КСУ111^ при возрастании содержания фосфора от 0,002 до 0,028-0,040% не превышает 10-12% и обусловлено в основном упрочнением твердого раствора на 30-50 Н/мм2, для бейнитной стали 09ХГ2НФБ эффект достигает 22%. После изотермической выдержки при 500°с (имитация смотки в рулон) эффект влияния фосфора и зависимость от состава стали (типа структуры) усиливаются (КСУ"12* в бейнитной стали снижается на 44%).

В сталях, полученных в максимально близких условиях (при одинаковых структуре аустенита перед превращением и параметрах после-деформационного охлаждения) и примерно равноценных по сопротивлению хрупкому разрушению, сопротивление вязкому разрушению снижается с повышением прочности стали (ов= 520-1075 Н/мм2) и содержания серы (0,004-0,015%): АКСУ1^ = - 2440,&.Б - 0,208.ав. Коэффициент при парном взаимодействии 3-ов статистически не значим. Для набора структур, существенно различающихся по хладостойкости (Т50 от -40°0 -П0°С), установлено, что наибольшее относительное снижение сопротивления вязкому разрушению при повышении содержания серы наблюдается при структуре, состоящей из крупнозернистого феррита и ~25% бейнито-мартенситной смеси (53%); при благоприятной структуре (нижний бейнит) вредное влияние сульфидов снижается (33%).

Полученные результаты использованы для выбора конкретных составов сталей различного уровня прочности исходя из получения требуемого типа структуры и условий аффективной реализации контролируемой прокатки.

Влияние условий нагрева на свойства стали, подвергнутой контролируемой прокатке, определяется величиной зерна аустенита, растворимостью карбонитридных фаз, устойчивостью аустенита и усиливается в ряду сталей от углеродистой и низколегированной Б1-Ып к микролегированной и легированной. Например, оптимальная температура нагрева низколегированной стали П50-1200°С, высокопрочных бейнитных сталей системы Мп-Сг-Ш-(У,№)) - Н40-П50°С. Для стали с добавками бора температура нагрева должна быть снижена до ~П00°С из-за повышенной склонности к росту зерна.

Проведенные систематические исследования влияния температурно-деформационных параметров прокатки на структуру и свойства сталей различных типов позволили получить следующие результаты:

-зависимость прочностных свойств и Т50 от температуры предварительной (черновой) прокатки имеет экстремальный характер вследствие воздействия двух противоположных факторов: укрупнения зерна аустенита при повышении тдеф. либо получения частично рекристалли-зованной структуры (Тдеф< Т95);

-деформация при температурах выше Т95 (Б®® аустенита $ 100 мм-3-) не дает заметного эффекта улучшения хладостойкости стали, в наибольшей степени это относится к бейнитным сталям;

-деформация в интервале T9g-T5 ухудшает сопротивление хрупкому разрушению, приводя к формированию смешанной частично рекристалли-зованной структуры аустенита;

-увеличение сумарной степени деформации ниже Т5 от 0 до 72-783 повышает предел текучести всех исследованных сталей: 09Г2Б (ферри-то-перлитная структура), 09ХГ2НФ1? (феррито-бейнитная структура), 09ХГ2НМФБ (бейнитная структура) и 09Х2Г2НМБ (мартенситная структура), наибольший эффект наблюдается у стали 09Г2Б (85 Н/mnT), у остальных - 40-50 Н/мм2, одновременно снижается порог хладноломкости T5Q на 70-120°С;

-повышение температуры начала чистовой стадии контролируемо!! прокатки от 850 до 950°С приводит к ухудшению сопротивления хрупкому разрушению всех исследованных сталей, что обусловлено снижениеи суммарного обжатия при Тдеф < Т5; при этом у сталей с феррито-перлитной структурой Т50 возрастает на 20-25°С, у стали 09ХГ2НФБ -на 50°С;

-эффективность упрочнения и улучшения сопротивления хрупком! разрушению при снижении TRn от 950 до 700°С (7 и 7+а области) повышается при переходе от низкоуглеродистой к Si-Mn низколегированно? и далее - микролегированной ниобием стали, что обусловлено большим! возможностями повышения S^® аустенита (достигнутый размер зерш феррита: 8-9, 6-7 и 4-4,5 мкм, соответственно); порог хладноломкости снижается на 35, 60 и 80°С, соответственно;

-понижение Т^ приводит к снижению сопротивления вязкому разрушению (это характерно для всех исследованных механизмов упрочнения, кроме того этому способствует наличие расщеплений в изломе);

-завершение деформации низколегированной стали в нижней част! 7+а области (Т ~650°С) в комплексе с интенсивным дисперсионнш

хш р

упрочнением позволяет достичь предела текучести 600-900 Н/мм0, npi этом Т50 стали повышается вследствие формирования ячеистой дислокационной структуры в значительной части ферритных зерен;

-влияние снижения температуры окончания прокатки от 950 д( 650°С на прочностные свойства сталей со структурой промежуточное типа зависит от устойчивости аустенита: в менее легированных сталя; при Ткп< 800°С наблюдается разупрочнение на 40-45 Н/мм2 вследствю повышения доли высокотемпературных продуктов превращения (полигонального и игольчатого феррита), в более легированных - упрочнен»

из-за повышения дисперсности продуктов превращения; во всех случаях TgQ понижается на 80-120°С.

При деформации аустенита выше Тд5 сталь типа 09ХГ2НФБ наряду с продуктами промежуточного превращения обнаруживает значительное количество пакетного и двойникованного мартенсита. При деформации ниже Т5 (суммарное обжатие 70%) основная структурная составлящая -дисперсный верхний бейнит наряду с небольшими зонами феррита с повышенной плотностью дислокаций, а также отдельными участками игольчатого феррита и нижнего бейнита. Объемная доля двойникованного мартенсита в виде мелких (~1 мкм) островков - невелика «3%).

В настоящей работе ускоренное охлаждение (УО) ограничено условиями, обеспечивающими максимальное измельчение зерна феррита при неизменном типе структуры матрицы и использование проката без последующего отпуска, при этом упрочнение не должно превышать уровня, который может быть реализован в сварном соединении.

Выявлена роль основных параметров ускоренного охлаждения, которые варьировали в широких пределах (скорость охлаждения (VQXJ1) от I до 40°/с, температура начала (Тно) от 950 до 700°С и завершения ускоренного охлаждения (Т30) от 700 до 20°С), в формировании структуры и комплекса свойств сталей. Конкретное воздействие УО на комплекс свойств стали зависит и от температуры конца прокатки, что обусловлено, с одной стороны, интенсивной рекристаллизацией и повышенной устойчивостью аустенита при высоких Т^, с другой - частичным его распадом при пониженных температурах деформации. Применение УО может приводить к немонотонному изменению прочностных свойств при понижении Т^, что обусловлено противоположным влиянием эффектов контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения.

При постоянных прочих параметрах упрочнение при использовании ускоренного охлаждения зависит от химического состава стали: в углеродистой стали оно определяется в основном измельчением зерна феррита и не превышает 25-40 Н/мм2; в низколегированной стали -возрастает до 80-120 Н/мм2 за счет усиления дисперсионного упрочнения, а также формирования низкотемпературных продуктов превращения аустенита. В бейнито-ферритных легированных сталях повышение прочности (до 120-180 Н/мм2) в значтельной мере обусловлено изменением объемной доли продуктов промежуточного превращения, но по мере повышения содержания легирующих элементов эффект снижается, приближа-

ясь к нулю при Сэ=0,6-0,7 вследствие высокой устойчивости аустени-та, в результате чего формируется одинаковая конечная структура независимо от режима охлаждения после прокатки.

Упрочнение, достигаемое при эффективном использовании ускоренного охлаждения, дает возможность снизить углеродный эквивалент низколегированной стали на 0,02-0,"04; легированной - на 0,06-0,08.

Временное сопротивление во всех случаях возрастает с увеличением Уохд и снижением Т30, в то время как предел текучести при УО ыокет снизаться, если конечная структура представляет собой матрицу полигонального феррита, упрочненную бейнитда-мартенситной смесью (низколегированные стали с малыми добавками Сг, N1 и др. элементов при Т30< 500°С). Зависимость Т50 от параметров охлаждения имеет экстремальный характер: сначала снижается в результате измельчения зерна феррита, а затем повышается при формировании низкотемпературных продуктов превращения аустенита. Сопротивление вязкому разрушению КСУ11181 снижается вследствие упрочнения стали, но возрастает при уменьшении плотности расщеплений в изломе ударных образцов, поэте?,ту конечный результат зависит от соотношения этих факторов.

Увеличение однородности и дисперсности фаз и структурных составляющих при ускоренном охлаждении уменьшает анизоторопию свойств и повышает стойкость стали к сероводородному охрупчиванию.

Установлены оптимальные технологические параметры последефор-мационного охлаждения для конкретных режимов прокатки сталей различного типа, обеспечивающие формирование заданной структуры и комплекса свойств.

При прокатке на ШЮ существенное влияние на комплекс свойств исследованных сталей, и в первую очередь - микролегированных и легированных, оказывает стадия медленного охлаждения рулона после деформации. Получены количественные закономерности влияния скорости охлаждения на отводящем рольганге и температуры смотки на основные свойства сталей различного состава. Показано, что при температуре смотки ниже 550° комплекс свойств сталей (включая бейнитные) находится на уровне, достигаемом при контролируемой прокатке на реверсивном стане.

МАТЕМАТИЧЕСКОЕ МОДЕЛИРОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ ПРИ КОНТРОЛИРУЕМОЙ ПРОКАТКЕ

С использованием установленных в работе количественных закономерностей структурообразования пей горячей прокатке и соотношений "структура-свойства" построены и реализованы на ЭВМ (среда программирования - "Турбопаскаль 7,0") модели формирования структуры и свойств У-Т1-Ы-содержащих низколегированных сталей при РКП и микролегированных ниобием сталей при ВКПУО.

Модель формирования структуры и свойств при РКП включает:

1) уравнения, описывающие статическую рекристаллизацию (4) и рост зерна аустенита (5);

2) выведенную из теоретических предположений модель статического возврата деформированного аустенита;

3) закон преобразования зерна при 7-а превращении (8);

4) эмпирическую зависимость эффекта дисперсионного твердения от содержания ванадия, азота и параметров охлаждения:

Аот=-16,04 • N • Т30+296,5 • N • Уохл+1279 • [У]-1,65-105Ш]2 (II)

5) блок расчета предела текучести и порога хладноломкости стали по данным о химическом составе и структуре.

Модель структурообразования при ВКПУО дополнительно содержит.:

1) зависимость удельной аффективной поверхности аустенита Бу от степени деформации аустенита ниже (6);

2) блок расчета преобразования структуры при у-а превращении, включающий уравнение, связывающее с величиной зерна феррита (7), зависимости объемной доли структурных составляющих от химического состава и параметров охлаждения (9, 10).

Входными параметрами моделей являются исходный размер зерна аустенита, химический состав стали и температурно-деформационные параметры контролируемой прокатки, выходными - характеристики структуры на всех стадиях процесса, конечная структура и свойства стали. Сквозные расчеты при многопроходной црокатке показали качественное и количественное совпадение с экспериментом. Ошибка предсказания величины зерна феррита не превышала 0,3 мкм, предела текучести - 25 Н/мм2. Построенные модели позволили существенно уменьшить объем необходимых экспериментов, были использованы для расчетов промышленной технологии РКП стали 14Г2АФТ, ВКПУО на стане

3600 МК "Азовсталь" и ВКП на стане 2000 ЗКО, а также состава бейни-то-ферритной стали ЮХГ2НФБ и бейнитной стали 09ХГ2НМФБТЮ.

ФОРМИРОВАНИЕ ОПТИМАЛЬНОЙ СТРУКТУРЫ И КОМПЛЕКСА

СВОЙСТВ СТАЛЕЙ ПРИ КОНТРОЛИРУЕМОЙ ПРОКАТКЕ

На основании полученных данных установлено, что достижение стабильно воспроизводимых результатов направленного воздействия деформации на структуру возможно только в температурных интервалах, ограниченных характеристическими температурами рекристаллизации аустенита (Т95 и Т5) и критическими точками фазовых превращений. Таких интервалов (стадий контролируемой прокатки) выделено три: I -

Тдеф> Т95' 11 " т5 > Тдеф> Аг3: 111 ~ ^3 > тдеф> Аг1' гда оО0СПе-чивается заданное структурное состояние аустенита или продуктов его

распада (рекристаллизация, наклеп, полигонизация).

Предложенный подход позволил выделить три схемы контролируемой прокатки (рис. 3):

- РКП - рекристаллизационная контролируемая прокатка (I стадия деформации);

- ВКП - высокотемпературная контролируемая прокатка (I, II стадии), в случае применения ускоренного охлаждения - ВКПУО;

- НКП - низкотемпературная контролируемая прокатка (I, II и III стадии).

Указанные схемы могут включать также многочисленные варианты, различающиеся способами последеформационного охлаждения, промежуточной аустенитизацией и др. Прочие варианты классифицированы как прокатка с регламентированными параметрами, или использование технологической схемы или отдельных элементов контролируемой прокатки, что обеспечивает некоторое улучшение комплекса свойств, но не позволяет получить уникальные их сочетания или гарантировать стабильность результатов. За пределами выделенных интервалов небольшие отклонения состава стали и технологии могут качественно изменить структурное состояние аустенита. Таким образом, контролируемая прокатка - это технологический процесс, определяемый граничными условиями структурообразования, а не параметрами технологии.

Эффективность применения КП определяется также возможностью обеспечить необходимую кинетику роста зерна (микролегирование) и

800 ~

Время

Рис.3.Классификация технологических схем контролируемой прокатки: а -РКП, б - ВКП, в - НКП; I, II, III - стадии контролируемой прокатки, IV -охлаждение на воздухе, V - ускоренное охлаждение; Тз5 - температура полного завершения рекристаллизации, Т5 - температура остановки рекристаллизации аустенита.

Т, °С 1000

900 800 700 600

Т95

Агз

Ам

Рис.4.Схема взаимного расположения критических точек (А,3, Ап, В3), температур рекристаллизации аустенита (Тв5, Т5) и областей возможного проведения трех стадий контролируемой прокатки (1-Ш) для различных типов стали: а - низколегированная сталь с ЫЬ; б - низколегированная вь Мп сталь; в - сталь типа СтЗсп; г - высокопрочная бейнитная сталь (с ЫЬ); д - низколегированная У-П-Ы-содержащая сталь.

вклад дополнительных структурных механизмов: дисперсионного тверде-нияния, упрочнения превращением и др.

В частности, показано, что в сталях определенных составов отсутствуют температурные интервалы для проведения отдельных стадий КП, что существенно снижает эффективность ее применения (в стали типа СтЗсп - интервал Те, - Аг3) (рис. 4). Одновременное протекание процессов наклепа аустенита, его рекристаллизации и роста зерна, выделения феррита, его наклепа и полигонизации не позволяет отделить вторую и третью стадии КП, что приводит к повышению размера зерна феррита и разнозернистости. Критические точки превращения низколегированной Si-Mn стали расположены более благоприятно, однако, интервал II стадии КП узок для реального использования (рис. 4). Микролегированная ниобием сталь (низколегированная и легированная) идеально подходит как для ВКП, так и НКП: интервалы для всех стадий КП достаточно широки и хорошо вписываются в технологическую схему толстолистовых реверсивных станов - первая стадия реализуется при черновой прокатке, вторая и третья - при чистовой.

Таким образом, недостатком широко применяемых углеродистых и низколегированных сталей с точки зрения применения КП является неоптимальное соотношение критических точек превращения и характеристических температур рекристаллизации аустенита, а также повышенная склонность к росту зерна.

При рекристализационной контролируемой прокатке комплекс повышенных свойств достигается измельчением зерна аустенита путем многократной рекристаллизации, сохранением его до 7-а превращения, измельчением зерна феррита (до 6-7 мкм) при ускоренном охлаждении и дисперсионным упрочнением. РКП может быть эффективно применена только для специально разработанных V-Ti-N-содержащих сталей, обеспечивающих торможение роста зерна аустенита частицами TIN, низкую температуру Тд5 и эффективное дисперсионное твердение фазой V(C,N) (таблица).

ВКП наиболее эффективна при последующем регламентированном ускоренном охлаждении (ВКПУО) и позволяет получать стали (низколегированные и легированные Сг, HI, Mo с микродобавкой ниобия или Tisa,4>N) повышенной и высокой прочности с высоким уровнем сопротивления разрушению (таблица). Реализуемые структурные механизмы: измельчение зерна аустенита на первой стадии деформации, формирова-

ние деформированного зерна аустенита с высокой на второй стадии и управление превращением (включая выделение частиц карбонит-ридных фаз) на стадии регламентированного ускоренного охлаждения. Конечная структура: феррит (размер зерна 4-5 мкм) в смеси с перлитом (бейнитом) в низколегированных сталях, или преимущественно бей-нит в легированных.

Таблица.

Эффективность применения схем КП для повышения комплекса свойств исследованных сталей.

Схема КП РКП ВКПУО НКП

Тип ^т.Н/мм2 Структ. Аот.Н/мм2 Структ. ^т.Н/мм2 Структ.

стали АТ50, °С мех-мы ЛТ50, °С мех-мы ат50, °с мех-мы

Углеро- 20 3 60-70 3 75-90 3, С,

дистая -15 -30 -40 -35 -50 Т(Р)

Углерод. 30 3 80-95 3, ду 100-110 3, С,

+ ы* -25 -45 -50 ДУ.Т(Р)

Н/л Б1-Мп 40 3 100-110 3, П 90-140 3, С,

-25 -45 -60 -55- 65 Т(Р)

Н/л Б1-Мп 60 3, ДУ 130-195 3, П, 140-180 3, С,

+ М -30 -70- 95 ДУ -80 -105 ДУ,Т(Р)

Бейнитная 60-100 П, ду, до 40 ду, д,

+ М . -90 -105 Т(Р), д -НО -130 Т(Р), С

*М - микролегирование. Структурные механизмы: 3-зернограничный; ДУ-дисперсионное упрочнение; П- упрочнение превращением; Т- текстура; С-субструктурное; Д-дислокационное

НКП обеспечивает наилучшее сочетание прочности и сопротивления хрупкому разрушению микролегированных ниобием низколегированных и легированных сталей (таблица). Процессы структурообразования отличаются от ВКП наличием дополнительной третьей стадии деформации, в ходе которой происходит наклеп и последующая полигонизация феррита

(при более низких температурах дефомации она может быть заторможена и формируется ячеистая структура и иные дислокационные построения), кроме того формируется кристаллографическая текстура, являющаяся причиной специфического характера разрушения с образованием расщеплений в изломе.

Технологические схемы ВКП и НКП могут быть применены для производства углеродистых и 31-Мп сталей, несодержащих оптимального набора микролегирующих добавок. В этом случае их эффективность с точки зрения оптимизации структуры снижается, однако, наблюдается заметное улучшение комплекса свойств в сравнении с горячекатаным состоянием. Микролегирование углеродистой стали элементами, повышающими температуру рекристаллизации (например, титаном), позволяет увеличить эффект КП (таблица).

Отдельные элементы КП (пониженная Т^, ускоренное охлаждение) могут быть использованы для некоторого улучшения прочности и хла-дбстойкости рядовых марок углеродистой и низколегированной стали. Снижение т^ на Ю°С в интервале 950-800°С приводит к повышению предела текучести на 2,5 -3,8 Н/мм2, одновременно снижается Т50 на 1,5-2,2 °С. Ускоренное охлаждение после прокатки позволяет повысить предел текучести низколегированной и углеродистой стали на 20-40 Н/мм2, при снижении порога хладноломкости на Ю-20°С.

При микролегировании стали ниобием процесс контролируемой прокатки (ВКП или НКП) может быть реализован на НШС. В этом случае технологическая схема принципиально отличается наличием стадии медленного охлаждения металла после смотки полосы в рулон (необходимо ограничение Тсм). Для производства сталей с высоким (и равномерным по длине полосы) комплексом свойств необходимо принимать специальные меры (микролегирование, технология) для нивелирования влияния параметров охлаждения по длине, полосы и сечению рулона.

Впервые показана возможность получения комплекса высокой прочности и сопротивления разрушению стали со структурой преимущественно верхнего бейнита после контролируемой прокатки, что ранее не достигалось ни в горячекатаном, ни в термически обработанном состояниях. На основе анализа различных способов формирования высокопрочного состояния с учетом ограничений по легированию, технологии, сопротивлению разрушению и свариваемости предложен ряд новых композиций легирования сталей, обеспечивающих после ВКПУО получение тре-

буемого типа структуры (Оейнито-ферритной или бейнитной), заданного уровня прочностных свойств (о0 590-685 Н/мм2) и сопротивления разрушению (Т50<-50°С): Мп-Сг-ШДШэ.У), Мп-ЯЬ-ТИВ(Мо).

С точки зрения применения стали в сварных конструкциях, механизмы упрочнения при КП могут быть использованы только в той мере, в которой они могут быть скомпенсированы (с учетом допускаемого разупрочнения) иными структурными механизмами в околошовной зоне (01113) (в основном - упрочнение превращением). Соотношение твердости ОШЗ и основного металла при постоянном содержании углерода зависит только от скорости охлаждения (технологии сварки), отражая соответствующее изменение устойчивости аустенита:

^ошз^ом = °'808 + ^б1,0 + °'0063'уохл (11>

Показано, что при КП углеродистой стали (типа СтЗсп) может

быть достигнут предел текучести 400-500 Н/мм2 (при возможности использовать в сварных конструкциях не более 325-390 Н/мм2); бейнит-ная сталь позволяет достигать о0 2=590-900 Н/мм2 и полностью использовать этот уровень.

Определены требования к структуре сталей с различным типом матрицы и упрочняющих структурных составляющих, обеспечивающие заданное сочетание свойств. Требуемый уровень от малоуглеродистой и низколегированной стали с ферритной матрицей может быть достигнут при различной величине зерна (вкладе дополнительных механизмов упрочнения) и, соответственно, уровне сопротивления хрупкому разрушению (Т50= 0...-120°С) (рис. 5). Порог хладноломкости стали зависит также от базового состава стали и микролегирования и повышается при замене зернограничного упрочнения на иные механизмы (твердораствор-ное упрочнение, дисперсионное твердение и др.); исключение составляет изменение характера разрушения (наличие расщеплений в изломе).

В сталях с преимущественно бейнитной структурой основные параметры, определяющие комплекс свойств, включают: Б®® аустенита, объемная доля продуктов промежуточного превращения, прочность бей-нита и вклад дисперсионного упрочнения (рис. 6). Сталь с пределом текучести более 590 Н/мм2 должна иметь после КП структуру, содержащую не менее 60% продуктов промежуточного превращения (остальное -мелкозернистый феррит с размером зерна 4-5 мкм) с дисперсионным упрочнением частицами карбонитридных фаз. Для получения о0 2 ^ 685 Н/мм2 сталь должна иметь бейнитную матрицу (не менее 90% бейнита),

о* 5

X

5 5

о О

8 10 12 14

сг1/2, ММ-1Д

Рис. 5. Взамосвязь величины зерНа и предела Рис. текучести сталей с ферритной матрицей: 1-3 - углеродистая сталь; 4-8 - низколегированная сталь типа 09Г2; 2, 6-8 - микролегирование "П, V, МЬ в различных сочетаниях: 4,6 - ВКП; 2,7 - ВКПУО; 3,5,8 - НКП.

40 50 30 70 80 90 100 объемная доля бейнита , %

900

СЧ 800

?

5

I 700

14

о

0 600

N 9 | 6

| ► гМ _! V

! 1 4зг

] 1

I

СО

ы

520 540 560 580 600 620 640

вн,°с

6. Зависимость предела текучести от объемной

доли бейнита (а - стали системы 0,1 %С-Мг-С;-№-(\/,ЫЬ)) и температуры начала бейнитного превращения Вн для полностью бейнитной структуры (б- стали систем легирования 0,1%С-Мп-Сг-Мо-В; 0,1%С-Мп-Сг-Ы|-(У,ЫЬ); 0,1%С-Мп-Сг-М-ЫЬ).

а предел текучести более 785 Н/мм2 может быть обеспечен при формировании полностью бейнитной структуры при условии, что легирование обеспечивает температуру начала бейнитного превращения В^ 550°0 для повышения прочности самого бейнита (рис. 6). При оптимальной структуре аустенита 250 мм порог хладноломкости в широких пределах слабо зависит от легирования.

ИСПОЛЬЗОВАНИЕ УСТАНОВЛЕННЫХ ЗАКОНОМЕРНОСТЕЙ ДЛЯ РАЗРАБОТКИ НОВЫХ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ПРОЦЕССОВ И ЭФФЕКТИВНЫХ ЭКОНОМНОЛЕГИ-

РОВАННЫХ СТАЛЕЙ, РЕАЛИЗАЦИЯ РАЗРАБОТОК В ПРОМЫШЛЕННОСТИ

Эксперименты, проведенные в промышленных условиях (ОХМК, МК "Азовсталь", МК им.Ильича, ЗКО, НЛМК), позволили подтвердить-закономерности структурообразования, влияния технологических параметров (КП, УО), легирования и микролегирования на структуру и комплекс свойств исследуемых сталей, установленные в лабораторных условиях. Обработка массивов полученных результатов показала статистическую значимость эффектов, в том числе: ускоренного охлаждения после горячей прокатки для сталей 09Г2, 09Г2СФТ (ОХМК), ВКПУО сталей 09-10Г2ФБ (МК им. Ильича), КП+УО стали СтЗсп на стане 2000 НЛМК, микролегирования и др.

Показана возможность практической реализации предложенных технологических схем в условиях действующего прокатного оборудования (включая и не специализированное для контролируемой прокатки, а также непрерывный широкополосный стан), с учетом систем после деформационного охлаждения, сортамента проката и способа выплавки.

Разработаны экономнолегированные свариваемые хладостойкие стали повышенной и высокой прочности для газопроводных труб, строительных конструкций и машиностроения:

-ВСтЗсп-У, 09Г2СФТ, 06Г1Б (феррито-перлитная структура) - предел текучести 325-360 Н/мм2;

-10Г2ФБ (8,24 МПА), 13ИСБ-У, 14Г2АФТ (феррит + перлит/бейнит) - 450-490 Н/мм2;

-09Г2НМФБТЮ, ЮХГ2НФБ (бейнит + феррит) - 590 Н/мм2;

-09ХГ2НМФБТЮ (бейнит) - 685 Н/мм2.

Разработаны технические условия ТУ 14-104-48-83, ТУ 14-1-493290, 14-1-4933-90, ТУ 14-1-4958-91, ТУ 14-1-5011-91, ТУ 14-1-5074-

91, ТУ 14-106-382-91, ТУ 14-1-5158-93, ТУ 14-1-5293-95 и технологическая документация для производства листового и рулонного проката.

Разработана, опробована и внедрена промышленная технология контролируемой прокатки листового и рулонного проката:

-РКП (стан 3600 МК "Азовсталь'!);

-ВКПУО (стан 3600 МК"Азовсталь", 3000 МК им. Ильича и 2800 ОХМК);

-трехстадийная схема НКП (стан 3600 МК "Азовсталь", 2000 ЗКО);

-ВКПУО и НКПУО на НПЮ 2000 НЛМК.

Восемь технологических схем и шесть составов сталей, защищенные авторскими свидетельствами и патентами, представляют собой новые направления эффективного применения контролируемой прокатки. Расширена область практического использования контролируемой прокатки с точки зрения получения сталей с более высоким уровнем свойств, марочного (в том числе, с различными типами структур) и размерного (толщина проката до 34 мм) сортамента, применения новых технологических схем, а также назначения проката. Всего с использованием новых разработок произведено более 600 тыс. тонн проката.

Впервые изготовлены промышленные партии (МК "Азовсталь", ЗКО) листового проката из высокопрочных (Од 2^590-685 н/мм2) бейнито-ферритных и бейнитных свариваемых сталей повышенной хладостойкости (Т50<-50оС) для кузовов автомобилей БЕЛаз и стрел подъемных кранов с применением контролируемой прокатки. Исследованиями у потребителя подтверждена эффективность, технологичность и свариваемость новых материалов. Применение контролируемой прокатки (взамен двойной термообработки) позволяет экономить не менее 300 Мдж/т энергозатрат, снизить содержание легирующих элементов (N1, Мо).

Впервые организовано массовое производство стали для хладостойких газопроводных' труб 01420 мм категории прочности К56 (09Г2ФБ, 09Г2БТ) с применением технологии ВКПУО (МК им. Ильича). Металл прошел аттестацию во ВНИИСТ и ВНИИгаз, полигонные испытания и применялся для строительства магистральных газопроводов. Внедрение технологии ВКПУО (взамен НКП) при аналогичном качестве металла позволило повысить производительность работы стана 3000 на 6,5% (годовой экономический эффект 3854160 руб. в ценах 1989г.).

Впервые изготовлена промышленная партия листового проката толщиной 12 мм на НШС 2000 НЛМК (ВКПУО) и хладостойких газопроводных

труб категории К60 (ВМЗ).

Впервые изготовлены промышленные партии толстолистовой (до 34 мм) стали повышенной прочности (14Г2АФТ) с применением РКП взамен нормализации для несущих конструкций горнодобывающего оборудования, что обеспечивает экономию энергии у производителя стали и снижение металлоемкости у потребителя (ДМЗ>.

Изготовлены промышленные партии рулонного проката толщиной 6-12 мм классов прочности 325 и 345 по ГОСТ 19281 из стали типа СтЗсп за счет применения элементов КП на НШС. Прокат рекомендован ЦНИИПСК для применения в листовых элементах сварных конструкций взамен аналогичного по сортаменту из низколегированных сталей (экономия легирующих) 4-6, 8, 9, 12-14 категорий по ГОСТ 19281.

Разработанные технологические решения и учитывающие их специфику составы сталей дают возможность изготавливать прокат с не достигаемым ранее комплексом свойств: для газопроводных труб категории прочности К60 (Х70) на давление 8,24 МПа, гнутосварных профилей северного исполнения (хладостойких до -70°С).

Внедрение технологии ускоренного охлаждения на стане 2800 ОХМК позволило снизить брак по механическим свойствам малоуглеродистых и низколегированных марок стали в среднем на 1,8% (годовой эффект 1433,4 млн. руб. в ценах 1995г.).

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Установлена возможность формирования комплекса повышенной и высокой прочности, сопротивления вязкому и хрупкому разрушению конструкционных сталей с различными типами структуры матрицы (феррит, бейнит, мартенсит) за счет целенаправленного управления процессами структурообразования при горячей деформации и последующем охлаждении, а также оптимизации химического состава стали (базовый состав, микролегирование, чистота по примесям) в зависимости от используемой схемы контролируемой прокатки.

2. При изучении связей "структура-свойства" установлено, что порог хладноломкости Т50 возрастает при реализации всех исследованных структурных механизмов, за исключением зернограничного. Наименьшее удельное охрупчиваюецее влияние оказывают: дисперсионное твердение при оптимальном режиме ТМО, субструктурное упрочнение,

игольчатый феррит, дисперсный Оейнит, наибольшее - двойникованный мартенсит, перлит и грубый бейнит в горячекатаной стали. Все исследованные структурные механизмы упрочнения (включая зернограничный) снижают сопротивление вязкому разрушению (КСУ11®2-), при этом по возрастанию удельного охрупчивающего влияния они располагаются в той же последовательности: дисперсионное твердение; субструктурное упрочнение, игольчатый феррит, дисперсный Оейнит.

Показано, что соотношение упрочнения и охрупчивания при формировании бейнита зависит от параметров деформации (структуры аусте-нита перед 7-а превращением) и охлавдения. При оптимальной структуре деформированного аустенита продукты промежуточного превращения по соотношению прочности и сопротивления разрушению не уступают структурам с ферритной матрицей (при резких отличиях в горячекатаном состоянии).

Для исследованных сталей установлены области свойств, достигаемых при КП, ограниченные типом структуры и особенностями ее формирования, а также балансом структурных механизмов упрочнения основного металла (химический состав и технология) и околошовной зоны при сварке (состав).

3. Показано, что протекание рекристаллизации аустенита перед 7-а превращением ограничивает возможности измельчения зерна феррита и получения благоприятной морфологии структур промежуточного типа.

Установлено, что основным структурным механизмом улучшения комплекса свойств при деформации аустенита ниже температуры рекристаллизации Т5 является повышение его эффективной поверхности Б^®, что обеспечивает существенное измельчение зерна феррита, уменьшение размера пакета и длины рейки мартенсита и бейнита, наследование субструктуры деформированного аустенита.

Ускоренное охлаждение после деформации обеспечивает улучшение комплекса свойств широкой гаммы сталей путем измельчения зерна феррита, частиц карбонитридной фазы, изменения объемной доли, типа и морфологии упрочняющих структурных составляющих (фаз). Основной механизм измельчения зерна феррита - увеличение скорости его зарождения в переохлажденном аустените, что в ~3,5 раза более эффективно в сравнении со снижением критических точек превращения (за счет легирования).

Показано, что на стадии медленного остывания рулона определяю-

щими являются процессы коагуляции цементита и специальных карбидов, изменение дислокационной структуры, в том числе уничтожение субзе-ренных границ в феррите, а также процессы отпускной хрупкости, степень развития которых зависит от содержания фосфора и основных легирующих элементов (типа структуры).

4-. На базе выявленных закономерностей структурообразования установлено, что возможности эффективного применения КП (достижения воспроизводимых результатов направленного воздействия на структуру) реализуются только в ограниченных температурных интервалах, определяемых взаимным расположением критических точек превращения и характеристических температур рекристаллизации данной стали, которые представляют собой стадии КП, обеспечивающие получение заданного структурного состояния аустенита, или продуктов его распада:

I - Тдеф. > Тд5 аустенита (измельчение зерна за счет многократной рекристаллизации аустенита);

II - Т5 > Тдеф > Аг3 (наклеп аустенита, сопровождающийся увеличением Б7);

III - Аг3 > Тдеф> аг-£ (наклеп феррита и его полигониза-

ция).

5. Разработана классификация вариантов контролируемой прокатки, при которой все способы ее осуществления представляют собой комбинации перечисленных стадий и сводятся к одному из трех типов:

-рекристаллизационная контролируемая прокатка (РКП) - 1-ая стадия деформации (с после дующим ускоренным охлаждением); основные механизмы улучшения комплекса свойств - зернограничное упрочнение и дисперсионное твердение;

-высокотемпературная контролируемая прокатка (ВКП), которая наряду с 1-ой дополнительно включает П-ю стадию деформации, обычно с последующим ускоренным охлаждением, при этом обеспечивается более эффективное измельчение зерна, дисперсионное твердение, упрочнение превращением;

-низкотемпературная контролируемая прокатка (НКП), которая дополнительно включает Ш-ю стадию деформации (в 7+а-области), обеспечивающую субзеренное и дислокационное упрочнение и формирование кристаллографической текстуры феррита.

Стабильное получение заданного структурного состояния аустенита или продуктов его распада, а также устойчивость против малых

отклонений параметров и содержания элементов является отличительным признаком КП от прокатки с регламентированными параметрами.

6. Влияние состава на структуру и свойства сталей определяется воздействием на структурообразование в процессе деформации и последующего охлаждения, а также соотношением, морфологией и индивидуальными свойствами фаз и структурных составляющих. Показано, что стандартные стали в большинстве случаев непригодны для эффективной реализаци КП вследствие отсутствия или недостаточной области температур для осуществления стадий контролируемой прокатки.

Выявленные закономерности влияния легирования и микролегирования и сформулированные основы выбора состава стали, подвергаемой КП, предполагают:

-получение требуемого типа структуры матрицы; . -возможность реализации выбранной .схемы контролируемой прокат-кй (кинетика фазовых и,структурных превращений);

-необходимый вклад дополнительных механизмов упрочнения;

-степень чистоты стали по примесям с учетом типа структуры (уровня прочности) и требований к характеристикам сопротивления разрушению.

7. Эффект повышения прочности и хладостойкости возрастает в следующей последовательности технологических схем: РКП, ВКП, НКП, при этом комплекс свойств после РКП не уступает нормализованной стали, а после НКП - термически улучшенной.

Максимальный эффект повышения прочностных свойств и сопротивления разрушению в сравнении с горячекатаным состоянием достигается в низколегированных и высокопрочных бейнитных сталях с оптимальным комплексом микролегирования при контролируемой прокатке по схемам ВКПУО и НКП и составляет, соответственно: по пределу текучести 130200 Н/мм2 и 40-100 Н/мм2, по Т50 -70...-Ю5°С и -90...-130°0.

Установлена возможность получения высоких характеристик вязкости и хладостойкости (Т50 = -60...-Ю0°С) высокопрочных свариваемых сталей с пределом текучести 590-785 Н/мм2 со структурой бейни-та, образованного из нерекристаллизованного мелкозернистого аустенита с высокой удельной эффективной поверхностью Бу® после КП.

8. Разработаны новые экономнолегированные хладостойкие свариваемые стали повышенной и высокой прочности, с гарантированным пределом текучести 325-685 Н/мм2, с феррито-перлитной, феррито-

бейнитной и бейнитной структурой: ВСтЗсп-У, 09Г2СФТ, 06ИБ, 10Г2ФБ, 13ИСБ-У, 14Г2АФТ, 09Г2НМФБТЮ, 10ХГ2НФБ, 09ХГ2ШФБТЮ. Разработана, опробована и внедрена промышленная технология контролируемой прокатки, обеспечивающая формирование заданной структуры и комплекса механических свойств: РКП, трехстадийная схема НКП - стан 3600 МК "Азовсталь"; ВКПУО - 3000 МК им.'Ильича, 2800 ОХМК; трехстадийная схема НКП - 2000 ЗКО; ВКПУО и НКПУО - НШС 2000 НЛМК.

9. Расширена область эффективного применения контролируемой прокатки как в плане марочного и размерного (до 34 мм) сортамента, назначения проката, использования новых технологических схем КП, так и получения сталей с более высоким уровнем свойств. Впервые освоено массовое производство сталей для хладостойких газопроводных труб большого диаметра с применением технологии ВКПУО и произведены промышленные партии высокопрочных свариваемых бейнитных сталей (о0 590-685 Н/мм2) для кузовов автомобилей БЕЛаз, стрел подъемных кранов, газопроводных труб на давление до 8,24 МПа, горнодобывающего оборудования, хладостойких гнутосварных профилей, строительных конструкций и др. Исследованиями у потребителя подтверждены высокие эксплуатационные показатели и свариваемость разработанных сталей.

Применение новых технологий и марок стали, учитывающих их специфику, обеспечивает снижение металлоемкости и повышение надежности конструкций, увеличение производительности прокатного оборудования, снижение затрат энергоносителей и количества брака.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

1. Литвиненко Д.А., Эфрон Л.И. Повышение механических и вязкостных свойств толстолистового проката из стали типа 12Г2// Черная металлургия. Бюл. ин-та "Черметинформация". 1983. Ш. С.53-55.

2. Литвиненко Д.А., Эфрон Л.И., Перельман Л.Д. и др. Улучшение механических свойств толстолистовой стали 09Г2С// Черная металлургия. Бюл. ин-та "Черметинформация". 1983. Ш8 . 0.45-47.

3. Эфрон Л.И., Литвиненко Д.А., Морозов Ю.Д., Бабицкий М.С. Разработка режима ускоренного охлаждения после контролируемой прокатки толстолистовых низколегированных сталей// Черная металлургия.

Бюл. ин-та "Черметинформация". 1983. №22. С.51-53.

4. Харчевников В.П., Эфрон Л.И. Экономнолегированная сталь для горячеправленных газопроводных труб диаметром 530-1020 мм: Сб. "Термическая обработка и металловедение качественных сталей и сплавов". - М.: Металлургия. 1983. С.34-39.

5. Эфрон Л.И., Литвиненко Д.А., Герцев A.M. и др. Улучшение прочностных и вязкостных свойств низколегированной стали контролируемой прокаткой и ускоренным охлаждением проката// Сталь. 1984. 32. С.37-39.

в. Литвиненко Д.А., Эфрон Л.И. Влияние условий деформации и последующего охлаздения на структурообразование и механические свойства низколегированных сталей// Изв. АН СССР. Металлы. 1986. Ж. С.123-128.

7. Литвиненко Д.А, Эфрон Л.И. Ускоренное охлаждение проката -эффективный способ повышения комплекса свойств низколегированных сталей// Сталь. 1986. Ш. С. 77-81.

8. Литвиненко Д.А., Эфрон Л.И., Перельман Л.Д. и др. Повышение прочности и хладостойкости толстолистовой стали// Черная металлургия. Бзол. ин-та "Черметинформация". 1987. Л2. С.55-57.

9. Литвиненко Д.А., Эфрон Л.И. Исследование влияния ускоренного охлаждения на структуру и механические свойства низколегированной стали: Сб. "Оптимизация легирования и термической обработки качественных сталей"- М.: Металлургия. 1987. С.5-9.

10. Литвиненко Д.А., Эфрон Л.И. Повышение механических свойств трубных сталей за счет ускоренного охлаждения после контролируемой прокатки: СО. "Качественные стали и пути повышения их служебных свойств" - М.: Металлургия. 1988. С.6-10.

11. Литвиненко Д.А., Эфрон Л.И. Влияние титана на структуру и свойства горячекатаной стали типа 10Г2// Сталь. 1988. №9. С.76-79.

12. Литвиненко Д.А., Эфрон Л.И., Перельман Л.Д. и др. Прокатка с ускоренным охлаждением листовой стали 09Г2СФ для труб большого диаметра// Черная металлургия. Бюл. ин-та "Черметинформация". 1988. Ж9. С.58-59.

13. Эфрон Л.И., Мельник Н.П. Формирование структуры горячекатаной стали, микролегированной титаном: Материалы совещания "Качество толстолистового проката (штрипса) из новых низколегированных сталей и труб для магистральных газопроводов.- М. "Черметинформа-

ЦИЯ". 1988. С.24-25.

14. Эфрон Л.И., Филатов М.Ю., Фонштейн Н.М. Исследование процессов структурообразования на стадии медленного охлаждения рулона горячекатаной низколегированной стали: Материалы семинара "Структу-рообразование при горячей деформации". - М. МДНТП. 1991. C.I3I-I36.

15. Эфрон Л.И., Мельник Н.П"., Литвиненко Д.А. Высокотемпературная контролируемая прокатка низколегированной стали повышенной прочности// Сталь. 1992. №3. С.63-65.

16. Эфрон Л.И., Литвиненко Д.А. Микролегирование и термодеформационная обработка малоуглеродистой стали массового назначения// Сталь. 1992. J65. С.60-65.

17. Гладштейн Л.И., Бобылева Л.А., Литвиненко Д.А., Эфрон Л.И. и др. Широкополосная сталь для гнутосварных профилей северного исполнения// Сталь. 1993. Jfö. С. 64-69.

18. Эфрон Л.И., Литвиненко Д.А., Мельник Н.П., Сторожев О.Б. Особенности формирования структуры . низколегированной V-Ti-N-содержащей стали при рекристаллизационной прокатке// Известия вузов. Черная металлургия. 1993. Jt7. С. 50-53.

19. Столяров В.И., Никитин В.Н., Эфрон Л.И., Лазько В.Н. Состояние и перспективы развития технологии и состава высокопрочных свариваемых сталей с пределом текучести 700 Н/мм2// Сталь. 1993. Х6. С. 61-67.

20. Эфрон Л.И., Литвиненко Д.А., Ефимов A.A. Фазовые превращения в сталях повышенной и высокой прочности для сварных конструкций при термодеформационной обработке// Известия АН. Металлы. J66. 1993. 99-106.

21. Эфрон Л.И., Литвиненко Д.А. Влияние параметров ускоренного охлаждения на структурообразование и механические свойства конструкционных сталей// Сталь. 1994. J6I. 53-58.

22. Эфрон Л.И., Литвиненко Д.А. Высокопрочные свариваемые стали с бейнитной структурой, подвергаемые термодеформационной обработке: Сборник трудов международной конференции "Черная металлургия России и СНГ в XXI веке" - М:.. Металлургия. -1994. Т.5. С. I27-I3I.

23. Эфрон Л.И., Ломма В.К., Каретный З.П. и др. Опробование технологии изготовления на широкополосном стане углеродистой свариваемой стали повышенной прочности и хладостойкости// Сталь. 1994. *4. С. 69-73.

24. Эфрон JI.И., Литвиненко Д.А. Легирование и свойства высокопрочных свариваемых сталей, подвергаемых термодеформационной обработке// Сталь. 1994. Яв. С.65-73.

25. Эфрон Л.И., Литвиненко Д.А. Получение высокопрочных свариваемых сталей с бейнитной структурой с применением термодеформационной обработки// МиТОМ. 1994. №10. С.28-33.

26. Эфрон Л.И. Формирования структуры и механических свойств конструкционных сталей при термомеханической обработке в потоке прокатного стана// Сталь. 1995. Ш. С. 57-64.

27. Эфрон Л.И. Состав и свойства конструкционных сталей, получаемых ТМО в потоке стана// Сталь. 1996. М. С. 54-61.

28. Матросов Ю.И., Эфрон Л.И. Развитие производства толстолистовых низколегированных сталей с применением ТМО// Бернштейновские чтения по термомеханической обработке материалов. Тез. докл. научно-технического семинара. М.: МИСиС. 1996. С. 7-8.

29. A.C. Ш158602 (СССР). Эфрон Л.И., Литвиненко Д.А., Харчевников В.П. и др. Способ термомеханической обработки листов из низколегированной стали// Бюл. Изобр. 1985. .№20.

30. A.C. Ш164292 (СССР). Эфрон Л.И., Литвиненко Д.А., Харчевников В.П. и др. Способ изготовления толстых листов из низколегированной стали// Бюл. Изобр. 1985. J624.

31. A.C. JK447889 (СССР). Эфрон Л.И., Литвиненко Д.А., Морозов Ю.Д. и др. Способ термомеханической обработки толстолистовой стали // Бюл. Изобр. 1988. J648.

32. A.C. Ж468960 (СССР). Эфрон Л.И., Литвиненко Д.А., Лом-ма В.К. и др. Сталь// Бюл. Изобр. 1989. Ш2.

33. A.C. Ш532603 (СССР). Эфрон Л.И., Харчевников В.П. Битков В.Н. и др. Сталь// Бюл. Изобр. 1989. М8.

34. A.C. Ж624045 (СССР). Эфрон Л.И., Марченко В.Н., Литвиненко Д.А. и др. Сталь// Бюл. Изобр. 1991. Ш.

35. A.C. Ж74Г428 (СССР). Литвиненко Д.А., Татарников В.В., Эфрон Л.И. и др. Способ термомеханической обработки конструкционной стали// Бюл. Изобр. 1992. №22.

36. A.C. Ш744124 (СССР). Эфрон Л.И., Литвиненко Д.А., Мельник Н.П. и др. Способ изготовления листов из стали, легированной титаном// Бюл. Изобр. 1992. J€ß4.

37. A.C. Ш749307 (СССР). Литвиненко Д.А., Никитин В.Н., Эф-

-44- 1

рон Л.И. и др. Сталь//Бюл. Изобр. 1992. Х27.

38. Патент РФ Я2016127. Эфрон.Л.И.,' Литвиненко Д.А., Васин Ф.И. и др. Сталь// Бюл. Изобр. -1994. * 13.

Типография АО "Черметинформация", заказ л/ ТИР