УДК 669.017; 669.046.4; 621.77.04
ФОРМИРОВАНИЕ АУСТЕНИТНОЙ СТРУКТУРЫ ПРИ НАГРЕВЕ СЛЯБОВ ИЗ МИКРОЛЕГИРОВАННЫХ НИОБИЕМ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ*
© Частухин Андрей Владимирович1, e-mail: chastuhin_av@vsw.ru; Рингинен Дмитрий Александрович1, e-mail: ringinen_da@vsw.ru; Хадеев Григорий Евгеньевич1, канд. техн. наук, e-mail: hadeev_ge@vsw.ru; Эфрон Леонид Иосифович2, д-р техн. наук, e-mail: LEfron@omk.ru
1 АО «Выксунский металлургический завод». Россия, Нижегородская обл., г. Выкса
2 АО «Объединенная металлургическая компания». Россия, Москва Статья поступила 13.03.2015 г.
Исследовано влияние температуры нагрева и длительности выдержки слябов в томильной зоне печи на состояние структуры аустенита микролегированных сталей различной категории прочности. Выявлено, что после нагрева и выдержки во всех сталях возможно формирование одной из трех типов аустенитной структуры: мелкозернистой, разнозернистой или крупнозернистой. Причиной образования структуры различных типов является аномальный рост отдельных зерен в результате растворения дисперсных частиц карбонитрида ниобия. Показано, что начало процесса аномального роста зерен зависит от температуры нагрева, времени выдержки и химического состава сталей. Предложен эффективный метод расчета температуры нагрева и времени выдержки сляба в томильной зоне печи, обеспечивающие максимальное растворение включений карбонитрида ниобия без образования неоднородной структуры перед началом черновой стадии прокатки.
Ключевые слова: нагрев; трубная сталь; аустенит; рост зерна; ниобий; включения кар-бонитридов; ударная вязкость; доля вязкой составляющей.
Каждый технологический этап контролируемой прокатки (КП) выполняет определенную роль в формировании структуры металла и, таким образом, оказывает влияние на структурно-чувствительные свойства конечной продукции. Для микролегированных высокопрочных трубных сталей нагрев слябов является одним из важнейших этапов КП, так как в значительной степени определяет состав твердого раствора и однородность аустенитной структуры, от которой зависят такие свойства проката, как низкотемпературная ударная вязкость и доля вязкой составляющей в изломе [1-3].
Режим нагрева слябов под прокатку, с одной стороны, определяется технологическими ограничениями оборудования [4-6], а с другой — необходимостью обеспечить желаемое состояние аустенита перед горячей прокаткой. Как было установлено в работе [7], при выборе температуры нагрева и длительности выдержки сляба в печи крайне важно учитывать возможность развития процесса аномального роста отдельных зерен в металле, приводящего к образованию разнозернистой структуры перед началом черновой прокатки. Это явление известно как вторичная рекристаллизация (ВР) [8, 9]. Также было показано сохранение неоднородности
аустенита даже после многократной горячей деформации [7]. В конечном итоге эта неоднородность приводит к снижению стабильности и общего уровня вязких свойств в листе. Последующий анализ частиц карбонитридных фаз в исследуемых образцах с применением сканирующей электронной микроскопии позволил выявить причину аномального роста отдельных зерен аустенита - сдерживание нормального их роста распределенными в структуре дисперсными частицами карбонитрида ниобия. Растворение включений приводит к снижению силы, тормозящей миграцию границ, и быстрому росту отдельных зерен. Это позволяет сделать предположение о влиянии на температуру начала аномального роста зерен химического состава стали, особенно содержания углерода, азота и микролегирующих элементов (МЛЭ). Упомянутое влияние выражается в изменении температуры растворения карбонитридов ниобия, определяющей температуру начала ВР [7, 10]. В таком случае для сталей различного химического состава температура начала аномального роста зерен может существенно отличаться.
В связи с этим при разработке технологии прокатки сталей различного химического состава необходимо назначать различный режим предварительного нагрева. А для определения допустимых параметров нагрева для стали конкретного химического состава необходимо повторять исследование эволюции структуры аустенита в ходе нагрева и строить карту структурных состояний. Одна-
*Исследования на просвечивающем микроскопе выполнены И.В.Лясоцким и Д.Л.Дьяконовым.
ко уже на первом этапе освоения технологии при выборе состава стали важно оценить температурный диапазон КП и его зависимость от содержания химических элементов. По этой причине целью настоящей работы были, во-первых, разработка нового метода назначения режимов нагрева слябов микролегированных трубных сталей категорий прочности Х70-Х100 и, во-вторых, создание для технологов простого инструмента, позволяющего быстро определять параметры нагрева в зависимости от химического состава стали.
Методика эксперимента. В качестве материала исследования были использованы стали классов прочности от Х70 до Х100 с содержанием, мас. %: С 0,06; 0,21-0,26; Мп 1,7-2,0; ЫЬ 0,040,07; Т 0,17-0,22 с добавками Мо, М, Сг и Си.
Изучение влияния состава стали на эволюцию структуры аустенита в ходе нагрева и выдержки литого металла проводили на образцах размерами 10x10x15 мм, которые вырезали из 1/4 толщины промышленного сляба. Образцы помещали в трубчатую электропечь ПТК-1,4-40 с контролируемой нейтральной атмосферой (аргон) для предотвращения окисления, нагревали до 11001250 °С (среднее время нагрева до указанных температур составляло 50 мин), выдерживали при каждой температуре в течение 30-150 мин и затем закаливали в воду. Для анализа структуры из всех образцов изготавливали шлифы, которые подвергали травлению в растворе пикриновой кислоты.
Состав, размеры и распределение частиц кар-бонитридов МЛЭ в структуре аустенита после закалки исследовали с помощью просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ). Оценку состава частиц производили путем измерения межплоскостных расстояний по отражениям на микродифракционных картинах. Для всех исследованных сталей в программе ^егшоСак были рассчитаны температуры сольвуса карбонитри-
дов ниобия Tsыь(С,Ы).
Для сопоставления режимов нагрева использовали результаты испытаний на определение ударной вязкости и доли вязкой составляющей после ИПГ при низких температурах, которые были осуществлены в соответствии с ГОСТ 9454 и ГОСТ 30456 на образцах из промышленного проката сталей Х80-1 и Х80-2 толщиной 27,7 мм.
Результаты металлографического анализа шлифов показали, что для всех исследованных сталей после испытания характерны три состояния аустенитной структуры: мелкозернистая со средним размером зерна около 60 мкм (рис. 1, а), разнозернистая в виде нескольких огромных зерен (1-6 мм) в относительно мелкозернистой матрице (рис. 1, б) и крупнозернистая, полностью состоящая из крупных зерен (рис. 1, в). То или иное состояние структуры определяется как температурой нагрева, так и продолжительностью выдержки при этой температуре.
Для дальнейшего анализа результаты эксперимента были обобщены в виде карт структурных состояний аустенита (рис. 2), которые описывают тип структуры в зависимости от температуры и времени выдержки. Хорошо видно, что каждой стали соответствует своя область разнозерни-стости. Между собой эти области различаются расположением по оси температур и шириной температурного интервала существования неоднородной структуры.
Как показал анализ образцов из сталей Х80-1 и Х100, характерной особенностью исходной структуры слябов является наличие малого количества крупных карбонитридных включений ярко выраженной дендритной формы. Эти включения существенно вытянуты вдоль направлений главных осей дендритов и могут достигать размеров 2-4 мкм (рис. 3). Из микродифракционных картин следует, что подобные включения состоят преимущественно из нитрида титана. Однако некоторые участки содержат также карбонитрид ниобия. Присутствуют и крупные включения нитрида ти-
Рис. 1. Различные типы аустенитной структуры в образцах стали Х100 после нагрева и выдержки в течение 90 мин:
а - однородная мелкозернистая (ТН = 1160 °С); б - разнозернистая (ТН = 1190 °С); в - однородная крупнозернистая (ТН = 1220 °С)
и 1260
Н
1240
§ 1220 Н
>8
3 1200 Н
<
н
| 1180 -
н и
& 1160 -
^
н
& 1140
^
с
3
£ 1120
и 1260
1240 -1220 -1200 -1180 -1160 -1140 -
£ 1120
Мелкозернистая
Х80-1
Время выдержки в томильной зоне печи
Время выдержки в томильной зоне печи
У 1260 н
£ 1240
си
I 1220 -I >8
3 1200 -I
1180 -
1160 -
ср 1140 с
3
£ 1120
^ Крупнозернистая
Разнозернистая/у/л//' ..........
.............................. ...........
Мелкозернистая
Х80-2
У 1260 н
Ц 1240 с
си X
1220
1200
§ 1180
н и
& 1160
н
ср 1140
^
с
3
$ 1120
Время выдержки в томильной зоне печи
Время выдержки в томильной зоне печи
Рис. 2. Карты структурного состояния исследованных сталей при нагреве и выдержке: а — Х70; б — Х80-1; в — Х80-2; г — Х100
.>"
, к,'
Рис. 3. Крупное дендритное включение в исходной структуре сляба из стали Х100. Темное поле, х15 000
Рис. 4. Отдельное «звездообразное» включение в исходной структуре сляба из стали Х100. Темное поле, х30 000
тана четкой прямоугольной формы, размеры которых достигают нескольких микрометров.
Кроме крупных дендритов в исходном слябе содержатся одиночные «звездообразные» включения размером около 0,5 мкм (рис. 4), состоящие из нитрида титана в центральной части и карбонитрида ниобия в «лучах», а также частицы прямоугольной и сферической формы размерами 50—300 нм (рис. 5), состоящие в основном из нитрида титана. Еще один вид включений в исходной структуре сляба — дисперсные равномерно распределенные по объему (за исключением об-
Рис. 5. Частицы нитрида титана в исходной структуре сляба из стали Х80-2. Темное поле, х30 000
б
г
в
Рис. 6. Дисперсные частицы карбонитрида ниобия в исходной структуре сляба из стали Х100. Темное поле, х30 000
Рис. 7. Дисперсные частицы карбонитрида ниобия в образце из стали Х100 после выдержки при 1160 °С в течение 30 мин.
Темное поле, х30 000
ластей, примыкающих к дендритным включениям) частицы карбонитрида ниобия размерами 5-10 нм (рис. 4 и рис. 6).
Методом ПЭМ также были проанали
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.