Разработка технологии прокатки толстого листа на стане 5000 (1026122), страница 4
Текст из файла (страница 4)
Также важнойсоставляющейтехнологииконтролируемойпрокаткиявляетсямикролегирование ниобием, ванадием и титаном [46]. Эффект упрочнениянизколегированныхмеханизмами:сталейизмельчениедостигаетсянесколькимизерна, управлениеструктурнымимеханизмомаустенитно-ферритного превращения, дисперсионное упрочнение твёрдого раствора.Измельчение зерна является основным механизмом упрочнения, которыйоказывает положительное влияние одновременно на прочность и хладостойкостьстали [47].В связи с этим, главной целью термомеханической прокатки являетсяполучение измельченной структуры аустенита, что достигается благодаряуправлению процессом рекристаллизации и последующего роста зерна впромежутках между пропусками при многопроходной прокатке.На современных толстолистовых станах технология производствалистового проката из трубных сталей включает в себя следующие основныеэтапы [23]:1.
Повторный нагрев слябов перед прокаткой. Как правило, нагрев слябовосуществляется в печах с шагающими балками, иногда используются также и21методические печи. При этом температура и время нагрева оказываютзначительное влияние на комплекс механических свойств готового листовогопроката.2. Черновая прокатка – первоначальный процесс деформации, проходящийобычнопринаиболеевысокойтемпературе–вышетемпературырекристаллизации, сразу после выдачи сляба из нагревательной печи. Иногдапроцесс осуществляется на специальной черновой клети. При этом в составоборудования стана 5000 как правило входит только одна клеть, на которойосуществляется и черновая и чистовая стадии прокатки.3.
Чистовая прокатка – окончательный процесс деформации притемпературе ниже температуры рекристаллизации и обычно выше температурыаустенитно-ферритного превращения. В определённых случаях прокатку можетзавершаться в двухфазной области.4. Последеформационноеохлаждениенавоздухеилиускоренноеохлаждение водой.
Ускоренное охлаждение позволяет дополнительно увеличитьдисперсность структуры. Благодаря этому возможно измельчение зерна до 5 мкми менее, что может быть необходимо для сталей классов прочности от К56 ивыше.Начало охлаждения обычно близко к температуре начала фазовогопревращения из аустенита в феррит, однако иногда охлаждение можетначинаться в двухфазной области.Классическая печь с шагающими балками состоит из четырёх зон:конвективная зона, зона предварительного нагрева, зона нагрева, зонавыравнивания температуры (Рис.1.3) [48].В конвективной зоне слябы предварительно нагреваются за счёт горючихгазов, поступающих из последующих зон печи. В зоне предварительного нагреваосуществляется щадящий нагрев склонных к образованию трещин марок стали,т.е. медленный нагрев до достижения средней температуры в диапазоне 800900ºС.
В зоне нагрева металл быстро нагревается до температуры выдачи. Приэтом неоднородность температуры по сечению значительно увеличивается. В22зоне выравнивания температура поддерживается приблизительно на 30-50 ºСниже целевой температуры нагрева, в результате чего постепенно разностьтемпературы по сечению становится равной нулю.Рис.1.3.Распределение температуры в печи с шагающими балкамиВо время повторного нагрева происходит рост зерна в слябе.
Причёмукрупнение зерна быстрее происходит при более высоких температурах, чтообусловлено протекающими диффузионными процессами [49].Рост аустенитного зерна является нежелательным явлением при нагреве.Конечный размер зерна после нагрева можно уменьшить двумя способами. Вопервых, путём снижения температуры нагрева. Во-вторых, путём введения всплав дополнительных легирующих элементов, в первую очередь титана.На Рис.1.4 представлены средний размер зерна стали легированноймарганцем (С-Mn), а также этой же стали, но дополнительно микролегированнойванадием, ниобием или титаном.Показано, что сдерживание роста зернаванадием и ниобием имеет место только до температур около 1000°С и 1170°Ссоответственно, что обусловлено переходом этих элементов в твёрдый раствор.Титан в свою очередь является более эффективным для ограничения роста зернапри таких температурах нагрева [50].23Рис.1.4.Влияние микролегирующих элементов на размер зерна при нагреве слябаОбычно температура повторного нагрева слябов находится в диапазоне1050–1200 °C [13].
Очень высокие температуры повторного нагрева частоприводят, в связи с ростом зерна, к ухудшенным свойствам вязкости. При низкихтемпературах повторного нагрева у микролегированных сталей наблюдаетсяснижение прочности. Это объясняется тем, что Nb и V не полностью переходятв твёрдный раствор.В процессе прокатки происходит вытягивание и сплющивание структурыобрабатываемого материала [19,47,51,52]. При этом индуцируется большоеколичество дислокаций, и плотность дислокаций возрастает.
Оба этих процессаприводят к повышению сохраненной в кристаллической решетке энергии в видедополнительной поверхностной энергии и в виде повышения энергии упругойдеформации. Стремление к снижению повышенной таким образом внутреннейэнергии служит движущей силой для превращения в структуру с меньшимзапасом энергии, которое носит название процесса рекристаллизации. Процессрекристаллизации положен в основу черновой стадии контролируемой прокатки,когда образуются новые зерна со сниженной плотностью дислокаций (Рис.1.5).При этом также происходит существенное измельчение аустенитного зерна [53].24Рис.1.5.Схематическое изображение процессов рекристаллизации в очаге деформациипри черновой прокаткеСуществует два типа рекристаллизации: динамическая и статическая.протекает одновременно с деформацией, а последняя после деформации поистечении определённого инкубационного периода.
Деформация, происходящаявовремядинамическойобразованиюрекристаллизации, приводит к непрерывномусубструктурывнутрирекристаллизующихсязеренипредотвращает, таким образом, их дальнейший рост. Одновременно в другомместесоздаютсяДинамическаяусловиядлярекристаллизациядальнейшегоотличаетсяобразованиязародышей.непрерывным образованиемзародышей, но ограниченным ростом зерен.При статической рекристаллизации возможности образования зародышейбыстро иссякают. Рекристаллизующиеся зерна, при этом, могут растинепрерывно и неограниченно, пока они не начинают соприкасаться. По этойпричине, статически рекристаллизованная структура, в общем случае, являетсязначительно более крупной, чем динамически рекристаллизованная [20].25Процессы деформации при низких температурах, немного вышетемпературыфазовогопревращения,приводяткпрекращениюрекристаллизации, либо к тому, что процесс рекристаллизации не завершается(Рис.1.6). Структура замораживается в нерекристаллизованном состоянии.Сильно деформированная аустенитная структура с большим количеством границсубзерен и большой удельной поверхностью является наилучшей предпосылкойзародышеобразования для выделения феррита.
Следовательно она превращаетсяв очень мелкую феррито-перлитную структуру [21,22,54-56].Рис.1.6.Деформирование аустенитных зёрен в ходе чистовой стадииЗначение температуры рекристаллизации, ниже которой больше непроисходитрекристаллизация,можноизменятьпутемдобавлениямикролегирующих элементов, в особенности ниобия [57].Основой легирования трубных сталей являются марганец (1,40–2,00% икремний (0,15–0,45%), которые обеспечивают твёрдорастворное упрочнение.Марганец также способствует повышению хладостойкости. Дополнительноможет осуществляться легирование хромом, никелем, медью или молибденом впределах до 0,30%, которое в первую очередь направлено на повышениепрочностных характеристик [58].Применение ниобия, ванадия и титана как микролегирущих элементов втрубныхсталяхпозволяютвполноймере реализоватьвозможности26термомеханической прокатки, достигнуть более высоких прочностных и вязкихсвойств проката.
Суммарное содержание этих трёх элементов как правилоограничивается 0,15–0,16%.Привысокихтемпературахниобийсодержитсяваустенитеврастворенном виде. При охлаждении происходит его выделение в виде мелкихчастиц карбонитрида ниобия. Растворенный ниобий замедляет протеканиединамической и статической рекристаллизации и таким образом создает условиядля термомеханической прокатки. Прочими воздействиями ниобия, которыетакже способствуют образованию мелких ферритных зерен, являются снижениетемпературы фазового превращения и появление дополнительных точекобразования зародышей феррита в виде карбонитридов ниобия, выделенных ваустените. Помимо измельчения ферритных зерен ниобий также приводит кдисперсионному твердению посредством выделяемых в феррите карбонитридовниобия [59,60].Ванадий, аналогично ниобию, препятствует рекристаллизации аустенита иснижает температуру фазового превращения. Однако, добавление ванадияоказывает не такое большое воздействие, как добавление ниобия.
В первуюочередь ванадий добавляется из-за свойственного ему эффекта дисперсионноготвердения[61].Титаноказываетподобноевоздействиенарекристаллизационные свойства аустенита, как ниобий и ванадий, и поэффективности находится где-то между ними. Он также способствуетдисперсионному твердению. Но главной целью добавления титана являетсясдерживание роста зерен при нагреве слябов [50].Известно, что существует два основных подхода к формированиюструктуры и свойств проката (Рис.1.7) [62]:1. Термомеханическая прокатка с охлаждением на воздухе - в этом случаекомплекс механических свойств определяется температурным интерваломчистовой стадии прокатки, которая может завершаться в γ или γ + α области.272.
Термомеханическая прокатка с последующим ускоренным охлаждением– в этом случае комплекс свойств в значительной мере определяетсяпараметрами последеформационного охлаждения.Рис.1.7.Общая схема термомеханической прокаткиВ зависимости от выбранного химического состава стали и применяемойсхемытермомеханическойпрокаткисущественноизменяютсямикроструктурное состояние и уровень механических свойств стали. Выборсхемыопределяетсясортаментомпрокатаитребованиямикнему,особенностями оборудования стана и производительностью.Например, в случае применения технологии термомеханической прокаткис последеформационным охлаждением на воздухе конечная микроструктурабудет представлять собой смесь феррита и перлита с выраженной структурной28полосчатостью [63].
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
