CC BY
76
В1СНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХН1ЧНОГО УН1ВЕРСИТЕТУ
Вип.№10
2000р.
УДК 169.112.227.3
Хлестов В.М."
КИНЕТИКА ПРЕВРАЩЕНИЙ АУСТЕНИТА И СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЕ ПРИ КОНТРОЛИРУЕМОЙ ПРОКАТКЕ СТАЛЕЙ
Выполнен обзор исследований структурных и фазовых превращений аустенита, протекающих при контролируемой прокатке стали. Каждое из превращений -многократная рекристаллизация у -фазы при черновой прокатке, выделение из
аустенита карбоиитридов V и Nb, кристаллизация феррита при у—Ш превращении во время чистовой прокатки и охлаждения после ее завершения -существенно влияет на конечную структуру и свойства горячекатаных изделий. Предпринята попытка теоретического анализа потенциальной способности зарождения феррита на различных структурных элементах деформированного аустенита. Теоретические оценки сопоставлены с экспериментальными данными.
Контролируемая прокатка малоуглеродистых низколегированных сталей, если она проведена по оптимальным температурно-деформационным параметрам, обеспечивает получение горячекатаных изделий с уникальным сочетанием высокой прочности, вязкости, хладостойкости и повышенной свариваемости [1, 2]. Уникальность свойств стали обусловлена особым внутренним строением, формирующимся в стали в результате структурных и фазовых превращений аустенита, протекающих в процессе горячей прокатки и при охлаждении после ее завершения. Ясно, что для дальнейшего совершенствования контролируемой прокатки были необходимы детальные достоверные знания закономерностей и особенностей превращений аустенита в сталях, подвергнутых горячей деформации. В связи с этим в 70-е и 80-е годы были выполнены и опубликованы сотни исследовательских работ по рассматриваемой проблеме, результаты которых неоднократно обсуждались на многих международных научно-технических конференциях, а в 1981 году интернациональная конференция в Питсбурге (США) была полностью посвящена превращениям аустенита при контролируемой прокатке [3].
Накопленные к концу 80-х годов экспериментальные и теоретические данные обобщили сотрудники ЦНИИЧМ (Москва) в монографии [2], Однако этим проблема превращений в горя-чедеформированном аустените не была закрыта, о чем свидетельствуют продолжающиеся публикации [4...6]. Многие вопросы остаются не до конца выясненными. К ним прежде всего относятся: а) кинетика рекристаллизации аустенита при черновой (высокотемпературной) стадии контролируемой прокатки и б) зарождение и формирование зерен феррита в горячедеформиро-ванном аустените. Оба эти процесса имеют большое практическое значение, поскольку предопределяют конечную структуру и механические свойства горячекатаных изделий [2,3,7], поэтому именно этим процессам уделено основное внимание в настоящем обзоре.
На рис. 1 приведена схема технологического процесса и превращений аустенита при контролируемой прокатке, на которой выделены 8 стадий:
I - формирование достаточно однородного и крупного аустенитного зерна при высокотемпературном (1150-1200 °С) нагреве заготовок под прокатку;
II - многократная рекристаллизация аустенита при черновой прокатке за 7... 11 проходов с окончанием деформации при 1000... 950 °С;
Ш - подетуживание подката и его чистовая прокатка в нижней зоне у - области без рекристаллизации аустенита;
IV-V - выделение феррита из аустенита, деформированного в области Ш, и выделение феррита в процессе деформации в межкристаллической у +а - области;
VI - деформация аустенита и феррита в перлитной области;
VII - деформация феррито-перлитной структуры;
VIII - охлаждение после завершения прокатки.
ПГТУ, канд. техн. наук, доцент
т г
Рис. 1 - Схема технологического процесса и структурных и фазовых превращений аустенита при контролируемой прокатке [2]: I - VIII - стадии прокатки; К„ - начало выделения карбоннтридных фаз в деформированном аустените; Р„ - начало и Рк - конец рекристаллизации аустенита; Ан.п. - начало перлитного превращения; Б - бейнит; П - перлит; Ф- феррит; А - аустенит.
Наиболее важное значение имеют превращения в зонах П - V и VIII, так как в производстве прокатка, начинаясь в зоне П, обычно заканчивается в зонах IV или V и реже в зоне П1, а в зоне VIII завершается распад аустенита при охлаждении изделий после окончания деформации.
Главной целью контролируемой прокатки является получение в горячекатаных изделиях сверхмелкозернистой (12-13 балла) конечной феррито-перлитной, или феррито-бейнитной структуры. Стабильно такая цель достигается тогда, когда в результате черновой прокатки и подстуживания подката до температуры начала чистовой прокатки в заготовке формируется весьма мелкое (10-11 балла) зерно аустенита [2,7]. Так как оно измельчается в результате рекристаллизации аустенита, то кинетика этого процесса имеет определяющее значение и поэтому изучалась многими исследователями [1,2,3,7,8]. Почти все они пришли к заключению, что в сталях контролируемой прокатки, содержащих небольшие добавки сильных карбонитридообра-зующих элементов (V, Nb и др.), рекристаллизация аустенита после окончания прокатки при 1000-950 °С протекает весьма медленно. Из схемы (рис. 1), отражающей представление авторов [2], можно заключить, что рекристаллизация после завершения черновой прокатки может быть полностью подавлена, особенно собирательная рекристаллизация. Однако, результаты некоторых работ [9, 10] не соответствуют концепции медленного течения процесса рекристаллизации аустенита на завершающем этапе черновой прокатки сталей, легированных небольшим количеством V, Nb и др. Так, в работе [9] отмечается, что после деформации при 950 °С в образцах стали 09Г2ФБ образуется более 20 % динамически рекристаллизованного аустенита, а при выдержке после этой деформации в течение 16-ти секунд рекристаллизация полностью завершается. При дальнейшем увеличении времени выдержки достаточно интенсивно шла собирательная рекристаллизация. По данным работы [10] процесс рекристаллизации также протекает сравнительно быстро: деформированный на 30 % при 980 °С аустенит стали 10ГБ рекристал-лизовался полностью за 30 секунд.
В связи с отмеченной неоднозначностью данных по кинетике рекристаллизации горяче-деформированного аустенита в работе автора с З.В. Фроловой также изучался этот процесс [11]. Чтобы получить данные, объективно характеризующие развитие рекристаллизации при производственной контролируемой прокатке, образцы стали 09Г2ФБ обрабатывали по режиму, близкому к заводскому. Наиболее важные результаты, полученные в этом исследовании, приве-
деяы на рисунке 2, которые свидетельствуют, что рекристаллизация аустенита после завершения его деформации при 960-980 °С протекает сравнительно интенсивно как в изотермических условиях, так и при непрерывном охлаждении. В случае подстуживания образцов со скоростью 0,5 7с (примерно с такой скоростью подстуживаются между черновой и чистовой прокатками подкаты толщиной 50 мм) формируется достаточно крупное зерно аустенита, очевидно, вследствие развития собирательной рекристаллизации. Однако, уже при небольшом ускорении подстуживания (до 1.5 7с) собирательная рекристаллизация в значительной мере подавляется, а при дальнейшем ускорении подстуживания до 5... 10 °/с она подавляется практически полностью. Примерно такие же результаты получили сотрудники Мариупольского отдела ЦНИИЧМ (А.Б. Локшин, И.Ф. Пемов, М.Е. Казачкова). По результатам исследования подкатов листопрокатного стана 3000 они нашли, что целесообразно ускорить подстуживание раскатов после черновой прокатки до 1,5 ...5 °/с [12,26].
500
400
5 ж £
ti
5 зоо
3
о в;
С
200
fOCÍ
10
i *
ж ! /
1 / i ¡ / ! / i
j/ i i
i
20
30
40
50
Последеформационная пауза, с
700
2,5 5 7,5 10 Скорость охлаждения, /с
12,5
Рис. 2. - Влияние длительности последеформационной паузы при 960 °С (а) и скорости охлаждения от 980 до 820 °С (б) на размер аустенитного зерна стали 09Г2ФБ. Нагрев 1150 °С, выдержка 30 минут, прокатка в интервале 1050-980 °С за 5 проходов с обжатием на 20 % на каждом проходе.
Из приведенного рассмотрения следует заключить, что ответ на вопрос о том, как развивается рекристаллизация аустенита при контролируемой прокатке, не имеет еще однозначного ответа, Конечно, карбонитриды V, ЫЬ. Тл в значительной мере тормозят развитие рекристаллизации при черновой прокатке и подстуживании подкатов до температуры чистовой прокатки. Однако это их действие, по-видимому, не настолько велико, чтобы подавить развитие собирательной рекристаллизации в условиях достаточно медленного охлаждения (на спокойном воздухе) раскатов после черновой прокатки. В связи с этим представляются вполне обоснованными рекомендации по ускорению охлаждения раскатов после высокотемпературной (черновой) прокатки [11,12,13].
При охлаждении изделий после чистовой прокатки, а чаще всего в процессе этой прокатки, деформированный аустенит претерпевает фазовое у—хх - превращение. Очевидно, от того, как протекает это превращение, зависит конечная структура горячекатаных изделий и их механические свойства. В связи с этим ниже рассматривается кинетика у—*а — превращения аустенита и процесс формирования зерен феррита.
Все исследователи, изучавшие влияние горячей деформации на кинетику распада аустенита, получили качественно одинаковый результат: деформация дестабилизировала аустенит в отношении превращения у—нх. В условиях непрерывного охлаждения это приводит к существенному повышению точек Аг3 и Аг1 и смещению областей ферритного и перлитного превращений к оси ординат (рис. 3).
т
ш
т
1 \ Хуу" 1 ..1 /Ш а \ \ р\ \.
\\\ У- У У V'
ш
гтил \ \\
г, с
гм1-12
^ \чг \«г У У« у;-
Рис. 3. - Термокинетические диаграммы превращения аустенита сталей 17Г2АФ (а) и 17Г1С (б); нагрев
ИЗО °С, вьщержка 50 минут, подстуживание до 800 °С, прокатка за один проход и охлаждение со „ скоростями от У| до V! 0; -в = 35 %;----е = 20 %;------е = 0%.
Отмеченное действие деформации усиливается при понижении температуры деформации [14], увеличении степени деформации и легировании сталей сильными карбонитридообразую-щими элементами [13].
В результате горячей деформации, как видно из рисунка 3, бейнитное превращение несколько тормозится. Активизация ферритного и перлитного превращений и торможение бёй-нитного могут иметь важное практическое значение, так как в результате этого существенно подавляется бейнитное превращение. Это значит, что при контролируемой прокатке изделий из низколегированных малоперлитных.сталей, в структуре которых бейнитная составляющая оказывает вредное влияние [2], действие деформации будет положительным. Однако, при изготовлении изделий из бейнитных сталей влияние деформации на кинетику может иметь отрицательные последствия, так как в структуре уменьшается доля бейнйтной составляющей, для увеличения которой стали дополнительно легируются Мо и В [2]. Следовательно, для получения в структуре определенной доли бейнита (игольчатого феррита) необходимо учитывать противонаправленное Действие легирования и пластической деформации, а также возможность регулирования за счет изменения скорости охлаждения и других факторов.
Одним из наиболее важных в практическом плане является вопрос о зарождении феррита в деформированном аустените, так как процесс зарождения во многом предопределяет дисперсность конечной структуры, поэтому его изучали многие отечественные и зарубежные исследователи, среди которых в первую очередь необходимо отметить Ф.Пикеринга и Р.Пристнера. Последний еще в начале 70-х годов [15] нашел, что деформация аустенита при 900°С сталей типа 10Г2Б резко активизирует зарождение феррита внутри аустенитных зерен. В то же время, возражая ему, Ф. Матрипири и Д. Раферс-Вернис [16], основываясь на собственных экспериментальных данных, утверждают, что горячая деформация резко активизирует только зернограничное зарождение, а внутризеренное наблюдается лишь в отдельных зернах аустенита. Однако авторы работы [16] оказались единственными, которые отрицали концепцию резкого ускорения внутризеренного зарождения - феррита в деформированном аустените. В дальнейшем представления Р. Пристнера [17], Ф. Пикеринга [18], разработавших известные схемы зарождения феррита на внутризеренных элементах субструктуры деформированного аустенита, заняли доминирующее положение в металловедческой литературе. В русскоязычной литературе (в странах СНГ) -также сформировалось практически однозначное представление, обощенное в монографиях [2,7]. Авторы этих монографий, также как и авторы работ 117,18]. развивают представление об активном зарождении феррита на различных элементах дислокационной структуры деформированной у - фазы и о значительном вкладе внутризеренного зарождения феррита в формировании особо мелкозернистой Конечной структуры в изделиях, полученных методом контролируемой прокатки.
Тем не менее, кроме прямого свидетельства работы,[16], в литературе и в заводской практике есть немало косвенных указаний на то, что общепринятые представления [2,7,17,18] о зарождении феррита не столь бесспорны. Так, многочисленные примеры [2,3,7] получения особо мелкозернистой феррито-перлитной структуры в горячекатаных изделиях в тех случаях, когда в заготовке перед чистовой прокаткой было весьма мелкое зерно аустенита, косвенно свидетельствуют о приоритетной роли зернограничного зарождения. Если бы внутризеренное
зарождение в деформированном аустените действительно протекало бы весьма активно, то, независимо от размера аустенитного зерна в заготовке, в изделии должна была бы формироваться конечная структура примерно одинаковой дисперсности, так как плотность дефектов в кристаллической решетке и потенциальных мест зарождения в деформированном аустените весьма высока и практически одинакова в мелко- и крупнозернистой у - фазе [19].
При проведении исследований на кафедре металловедения ПГТУ также неоднократно было замечено, что наиболее дисперсная феррито-перлитная структура формировалась тогда, когда перед чистовой прокаткой в образцах был весьма мелкозернистый аустенит [11,13], а зарождение феррита в деформированном аустените происходило, главным образом, по границам зерен [20]. В связи с этим у автора настоящего обзора возникло сомнение в том, что в горяче-деформированном аустените действительно столь хильно активизируется зарождение феррита, как это считают авторы [2,15,17,18]. Чтобы получить дополнительные данные для обстоятельного анализа процесса зарождения феррита при контролируемой прокатке, были проведены специальные эксперименты на сталях 09Г2ФБ (0,08 % V и 0,03 % №>) и 07Г2МБ (0,3 % Мо и 0,05 % 1ЧЬ). После аустенизации при 1150 °С с выдержкой 30 минут образцы подвергали черновой прокатке при 1000 °С за 3 прохода с обжатием на 20 % при каждом проходе, затем их подстуживали до различных температур межкритической области и прокатывали в изотермических условиях за 5 проходов с обжатием на 20 % при каждом проходе. После этого А образцы толщиной 2 мм закаливали в соленой (10 % МаС1) воде. Температуры прокатки выбирали так, чтобы в процессе деформации выделялось 3-10 % феррита (начальная стадия у—- превращения), 20-30 % феррита (средняя стадия) и 50-60 % (поздняя стадия).
"Тщательный металлографический анализ показал, что несмотря на очень жесткие условия деформации в межкритическом интервале, когда зарождение новой фазы может происходить непосредственно в ходе прокатки, резко активизируется зарождение феррита только на границах аустенитных зерен. Зарождение внутри аустенитных зерен в обеих исследованных сталях наблюдалось сравнительно редко, как на начальной, так и на средней стадии у—>а превращения. Сказанное иллюстрируется микрокартинами, показанными на рис.4.
При дальнейшем увеличении степени у—Мх - превращения до 50-60 % в микроструктуре наблюдались большие поля феррита. В таких случаях нельзя было достоверно определить, принимали или не принимали участие в их образовании внутризеренные зародыши. Косвенно, по малому количеству частичек 0£ - фазы внутри участков непревращенного аустенита, можно было все же заключить, что и на стадии полупревращения внутризеренное зарождение все еще протекает вяло.
Заканчивая рассмотрение экспериментальных данных, отметим, что и у сторонников концепции активного внутризеренного зарождения феррита при контролируемой прокатке встречаются микрокартины [7,17,21], подобные приведенным на рис. 4. Это еще раз свидетельствует о том, что многие исследователи сильно преувеличивают скорость и роль внутризеренного зарождения феррита в деформированном аустените.
Рис 4 - Вь деления феррита из аустенита во время деформации стали 09Г2ФБ на 68 % при 760 °С (а) и 740 °С (б), х 400
ПО
При анализе рассмотренных результатов возникают следующие вопросы, требующие теоретического обоснования:
1. Почему деформация при чистовой стадии контролируемой прокатки резко активизирует зернограничное зарождение феррита?
2. Почему эта деформация слабо влияет на внутризеренное зарождение? Попытаемся ответить на оба эти вопроса, используя подходы классической теории зарождения [22]. согласно которой скорость зарождения новой фазы 7 определяется выражением
ЫА-ехр(-АРС /кТ), м'3с"1, (1)
где А - предэкспоненциальный множитель, ДРС - работа образования зародыша критического размера, к - постоянная Больцмана, Т - абсолютная температура.
Из (1) видно, что ДБс очень сильно влияет.на скорость зарождения. Она, в свою очередь, при гетерогенном зарождении зависит от отношения свободной энергии границ зерен исходной фазы ст„ к свободной энергии границ между исходной и зарождающейся фазами Эту зависимость можно оценить из выражения [22]:
/* \Э"
AFC 1
АРеп 2
(2)
где AFc- работа гетерогенного образования зародыша критического размера на границе;
AFch - работа гомогенного зарождения в объеме зерна у -фазы.
Задавая определенные значения сг^ /2суа, по выражению (2) легко определить, в какой мере снижается критическая энергия гетерогенного зарождения AFC по сравнению с гомогенным зарождением. Например, при ап /2<тта - 0,5 отношение AFC / AFCh составляет 0,31, а при Стуу /2а?а -0,6 AFc / AFck уменьшается до 0,21. Из этих данных видно, как велико влияние энергии внутрифазных и межфазных границ на снижение критической энергии гетерогенного зарождения: даже в случае —(обычно [22] стп > Стук) AFn по сравнению с гомогенным зарождением снижается более чем в 3 раза.
Зададимся вопросом, как влияет деформация аустенита при контролируемой прокатке на величину етп? Ответ, очевидно, однозначен - величина ая возрастет, так как деформация увеличивает разупорядочение границ зерен [23-25], следовательно и их энергию. Что же касается энергии crytt, то с достаточным основанием можно полагать, что она существенно не изменится, поскольку граница зародыша с исходной фазой формируется по диффузионному механизму [22], Таким образом, можно принять, что в результате деформации аустенита при контролируемой прокатке величина отношения arf /2стуа возрастает и это дополнительно активизирует зернограничное зарождение феррита.
Для количественной оценки эффекта активизации зарождения необходимы данные об увеличении границ исходной фазы в результате ее деформации. Однако, к сожалению, в литературе таких данных нет, поэтому примем разумное допущение: энергия границ аустенитных зерен и отношение Оуу /2ст./а в результате деформации возрастает на 10 %. Принятая величина, вероятно, занижена по сравнению с действительным увеличением о^, что должно исключить возможность преувеличения роли дополнительной (деформационной) энергии границ зерен деформированного аустенита в процессе зарождения.
Теперь, используя выражение (2), определяем, что повышение аГ! /2ога от 0,5 до 0,55 (в результате возрастания в деформированном аустените стг/ на 10 %) предопределяет дополнительное снижение AFc в 1.2 раза. Если ar¡ /2стуа возрастает от 0,6 до 0.66 (тоже на 10 %), то AFc дополнительно снизится уже в 1,4 раза. Таким образом, чем ниже а^ по отношению к а^, тем сильнее деформация будет влиять на AFC и скорость зарождения на границах. Для дальнейшего рассмотрения примем наиболее вероятную величину отношения /су, = 0,8-1,0 [22, 23], которая к тому же обеспечивает наименьшее (в 1,2-1,4 раза) снижение AFC на границах в деформированном аустените по сравнению с недсформированным и следовательно страхует от преувеличения роли деформации в процессе зарождения.
Проведем оценочный расчет возможного ускорения зарождения феррита на границах зерен аустенита в результате его деформации, используя выражение (1). Для случая зарождения на границах Дж. Кристиан оценивает предэкспоиенциальный множитель А = 103 . Приняв I - 109 м"3с"', что вполне вероятно при небольшом переохлаждении аустенита [22], находим из (1). что ДБс = 50 кТ. Тогда в результате деформации ДЕС понизится до величины
ДР«1= 50 кТ / (1,2-1,4) = 42 кТ-36 кТ
ДРСС( - работа образования зародыша феррита на границах зерен деформированного аустенита.
Относительное ускорение зарождения феррита / в результате деформации определится из отношения:
14Г А ■ ехр(-42АГ)
I — — =-------~ е =3-10
I Аекр(-50кТ)
Таким образом, наиболее вероятной причиной резкой активизации зернограничного зарождения является повышенная энергия границ зерен деформированного аустенита по сравнению с недеформированным.
Теперь попытаемся проанализировать, почему деформация не существенно влияла на внутризеренное зарождение? Для обсуждения выберем оба типа внутризеренного строения аустенита [19], деформированного при температурах завершающей стадии контролируемой прокатки:
1. полигонизованная субструктура, имеющая малоугловые дислокационные границы;
2. субструктура горячего наклепа, характеризующаяся ячеистой дислокационной структурой.
Свободная поверхностная энергия полигональных границ а р зависит от угла разориен-тировки © граничащих субзерен [22-25]. Обычно в деформированном и полигонизованном ау-стените 0 не превышает 3-4° [19]. В таком случае сгр составляет 0,2-0,25 от свободной энергии границ зерен стуг Для оценки роли полигональных границ примем сг^/оуу= 0,5, что
достигается при предельно возможной величине 0= 8-10° и, следовательно, исключает возможность недооценки активности зародышеобразования на границах субзерен.
Определение относительной скорости зарождения на полигональных границах 1р проводим по выражению:
I =—=--1-1--—----\0 (3)
' I Лехр(-Д^с/*Г) ' К)
где 1р - скорость зарождения феррита на полигональных границах, I - на границах зерен,
АЬср - энергетический барьер зарождения на полигональных границах, Дрс - на границах зерен,
102 - множитель, учитывающий увеличение площади субграниц по сравнению с площадью границ зерен.
Так как <ур!сг^= 0,5, то о !2стуа=0,5о'Ту/ 2ата. Приняв,
как и ранее. ст^У — 0,5 получим <7^/20^=0,25 и по выражению (2) находим АГср / АРсн =0,63, что в 2 раза превышает величину ЬРср! ЬРсн =0,31. Следовательно, ДРср = 2Д/ч? = 100 кТ при /=109 м*3с"\ Используя выражение (3), находим
/Р = 102 -е ,00+50 «Ю'21
Бели даже значительно увеличить переохлаждение, при котором Д/ч?= 15 кТ. то и в этом случае скорость зарождения на субграницах оказывается ниже на 4 порядка, чем на границах
недеформнрованного и на 6 порядков ниже, чем на границах зерен деформированного аустенита. Следовательно, можно заключить, что вследствие относительно небольшой свободной поверхностной энергии субграниц их вклад в процесс зарождения феррита при контролйруе-
мой прокатке не должен быть существенным не только при малом, но и при достаточно большом переохлаждении аустенита.
Для оценки возможного вклада в процесс зарождения размытых дислокационных стенок ячеистой субструктуры сделаем допущения, упрощающие решение задачи, которые в то же время не преуменьшат роль этих структурных элементов:
1. Вся энергия дислокаций деформированного аустенита сосредоточена в стенках ячеек.
2. Толщина стенок ячеек не превышает диаметра (толщины) зародышей феррита критического размера.
Последнее допущение позволяет представить размытую дислокационную стенку как некую границу со свободной поверхностной энергией сг<1, которую поглощает возникающий зародыш, вследствие чего понижается энергетический барьер зарождения от Л/*сн до Д (Д/ч/ -энергетический барьер зарождения на дислокационной стенке). Величину оа можно определить из выражения:
<га=Рл/Б, (4)
где Рд - свободная энергия дислокаций в 1 см3, Дж/см5;
Б - удельная площадь стенок ячеек в 1 см1 (см2/см3).
« Е^, так как энтропийная составляющая в общей энергии дислокаций Е^ весьма мала [22]. Теперь можно записать [22,27]
'/Г
где К—1,5 - коэффициент, учитывающий неупругую энергию в ядре дислокаций и несколько большую упругую энергию у дислокаций общей ориентации, чем у винтовых дислокаций;
(г = 510 6 Н/см2 - модуль сдвига аустенита при 750 °С [28], Ь » 3 -108 см - вектор Бюргерса,
р < 101 см-2 - плотность дислокаций в горяченаклепанном аустените с ячеистой дислакаиионной субструктурой [19],
Я - средний радиус поля упругих напряжений вокруг дислокаций
II = 0,5 р "°'5 = 0,5-10"5'3« 1,5- 10 6 см,
Го = Ь = 3 -10" см - радиус ядра дислокаций [27].
5-106 -9' 10~16 1011 1,5-10^
Е4 = 1,5-----------1п --г = 210 Нсм/см3 = 2.1 Дж/см1
" 4-3,14 3-10~8 '
-4 .
и /" еЛ и- о-р
1п
(5)
Приняв средний поперечный размер (диаметр) ячеек Ы = 10 см [19], найдем их удельную площадь границ в из соотношения
$ = ^ = = 6.104см2/см3,
^ --м1ъ 6
где и V, - поверхность и объем ячейки субструктуры.
сга = 2,1 Дж/см 3: 6- 10ч см2 / см 3 - 0,35 Дж /м2 По данным различных авторов [19,23,27] сп = 0,6 -г0,78 Дж/м2 . Приняв с^ = 0,6 Дж/м2. получим / Стуу= 0,35/0,6 я= 0,6.
Теперь, проведя такие же вычисления, как при оценке роли полигональных границ, найдем, что скорость зарождения феррита на дислокационных стенках ячеек по отношению к скорости зарождения на границах зерен I определяется величиной
= 10г . е-^о+5о ^ 10-16 др(, = зо кТ „ «10 3 при Ы?с = 15кТ
Проведенный теоретический анализ вносит определенную ясность в представление об особенностях зарождения феррита непосредственно в ходе контролируемой прокатки или при охлаждении после ее завершения в у -области. В полном соответствии с теорией гетерогенного зарождения и согласии с нашими экспериментальными данными и результатами работы [16] наиболее приоритетными местами зарождения являются границы зерен деформированного аустенита, поскольку они уже в недеформированном состоянии обладают достаточно высокой поверхностной энергией Gг/ , а деформация, дополнительно повышая ее, резко активизирует
зернограничное зарождение. Все другие дефекты кристаллического строения деформированного аустенита, в том числе границы двойников, вносят существенно меньший энергетический вклад в образование новой поверхности раздела при возникновении зародыша. Поэтому скорость внутризеренного зарождения, особенно при небольшом переохлаждении, на много порядков ниже, чем зернограничного.
Следовательно, внутризеренное зарождение не должно оказывать значительного влияния на формирование конечной структуры в изделиях, получаемых методом контролируемой прокатки. В связи с этим и в случае контролируемой прокатки определяющую роль в формировании конечной структуры играет зернограничное зарождение, поэтому, чтобы получить изделие со сверх мелким зерном, необходимо в первую очередь при черновой прокатке и подстуживании до температуры чистовой прокатки получить подкаты с весьма мелким (10-11 балла) зерном аустенита.
Выводы
1. При завершении черновой прокатки при 950-1000 °С и относительно медленном (—0,5 °/с) подстуживании подката для чистовой прокатки вопреки установившемуся в литературе представлению, интенсивно протекает рекристаллизация аустенита. Для подавления собирательной рекристаллизации и получения в подкате весьма мелкого (10-11 балла) зерна аустенита необходимо ускоренное 3-5 °/с) подстуживание подкатов после завершения черновой прокатки.
2. Деформация аустенита в нижней зоне у - области и в двухфазной у+а - области существенно ускоряет полиморфное и перлитное превращения. Она способствует увеличению доли феррита и перлита и уменьшению доли бейнита в структуре горячекатанной стали.
3. При у—XX - превращении во время чистовой прокатки и при охлаждении изделий после ее завершения зарождение феррита происходит главным образом на границах зерен. Внутрезеренное зарождение развивается медленно и по теоретическим оценкам его скорость на много порядков ниже, чем зернограничного зарождения.
4. Непременным условием получения сверхмелкозернистой структуры в горячекатаных изделиях является весьма мелкое (10-11 балла) зерно аустенита в заготовках перед чистовой стадией их прокатки.
Перечень ссылок
1. Контролируемая прокатка / Погор.шельский H.H., Литвиненко Д.А., Матросов Ю.И., Ива-нщкийА.В. - М.: Металлургия, 1979. - 184 с.
2. Матросов Ю.И., Литвиненко Д.А., Голованенко С.А. Сталь для магистральных газопроводов. - М.: Металлургия, 1989. - 288 с.
3. De Ardo A. J., Rats G.A., WrayP.J. Thermomechanical processing of microalloyed austenite. - New York: / American Institute of Mining. Metallurgical and Petroleum Engineers, 1982. -682 p.
4. Шкатов B.B., Богомолов И.В. Преобразование зеренной структуры аустенита в цикле «деформация - первичная рекристаллизация». // ФММ. - 1996. - Т.81. - Вып.2. - С. 149-158.
5. Шкатов В.В., Франценюк Л.И., Богомолов И.В. Закономерности формирования феррито-перлитной структуры при распаде переохлажденного аустенита. // Изв. вузов. Черн. Металлургия. - 1997. - № 3. - С.47-50.
6. Франценюк Л.И., Богомолов И.В. Прогноз процессов структурообразования при горячей прокатке на непрерывных широкополосных станах. // Металлург. - 1999. - № 10. - С. 40-45.
7. Гладштейн JI.И., Литвиненко ДА., Онучин Л.Г. Структура аустенита и свойства горячека-танной стали. - М.. Металлургия, 1983. - 112 с.
8. Танака Т. Регулируемая прокатка как средство повышения механических свойств проката. / Пер. с яп. - М.: Черметинформация, 1978 - 30 с.
9. Фарбер ВН., Кушнаренко Н.Н., Наймушенко А.Ф. Влияние высокотемпературной деформации и последующей выдержки на структуры низколегированной стали. // ФММ,- 1976. -Т.41.-Вып.4. -С.834-842.
10. XiangDeyuan, LiShuchuang. Effect of Working on deformation and recrystallization be havior of austenite. Thermomechanical processing of microalloyed austenite. - New York: / American Institute of Mining. Metallurgical and Petroleum Engineers, 1982. - P. 483-499.
11. Хлестов B.M., Фролова З.В. Влияние параметров контролируемой прокатки на аустенитную и конечную структуру стали 09Г2ФБ. //Изв. вузов. Черн. металлургия. - 1989. - № 4. -С.68-71.
12. А. с. № 1421430, СССР, приоритет от 18 марта 1987 г. - Способ производства проката из малоперлитных сталей (Цзян П1. Ц., Локшин А.Б., Зорин В.Н. и др.)
13. Хчестов В.М., Дорожко Г. К, Подгайский М.С. Взаимосвязь кинетики превращения аустенита. структуры и свойств сталей 17Г2АФ и 17Г1С после горячей прокатки. // Известия АН СССР Металлы. - 1980. - № 5. - С. 108-116.
14 Дорожко Г.К., Хлестов В.М., Соколов КН. Влияние деформации на кинетику превращения аустенита, структуру и свойства стали 10ХСНД. // МиТОМ. - 1977. - № 12. -. С. 24-28.
15. PriestnerR The origin of fine-grained ferrite in steels rolled under controlled conditions. //Revue de Metal. - 1975. -№ 4. - P. 285 -292.
16. Maitrepriere P., Rafes-Vernis S. Written discussion. //Revue de Metallurgical. -1975. - № 4. - P. 292 - 296 .
17. PreistnerR, Hadgson P. Strain - induced y—>a transformetion in the roll gap in carbon end micro-alloyed steel. //Material Sci. and Tech. - 1991. -№ 10. - P.849-854.
18 AminR And Pickering F. Ferrite Formation from thermo-mechanicalli processed austenite. Thermomechanical processing of microalloyed austenite. - New York: / American Institute of Mining. Metallurgical and Petroleum Engineers, 1982. - P. 377-403.
19. Бернштейн М.Л., Займовский В.А., Капуткина Л.М. Термомеханическая обработка стали. -М.: Металлургия, 1983. - 480 с.
20. Khlestov V.M., Konopleva Е. К, McQueen H.J. Kinetics of austenite transformetion during ter-momechanical processes. // Can. Metal. Quart. - 1998. - № 37. - P. 75-89.
21. StendbergA., Roberts W. The influence of termomechanical treatment on the continuous-colling transformetion of austenite. Thermomechanical processing of microalloyed austenite. - New York: / American Institute of Mining. Metallurgical and Petroleum Engineers, 1982. - P. 405-433.
22. Кристиан Дж. Теория превращений в металлах и сплавах. - М.: Металлургия, 1978. - 806 с.
23. Орлов А.Н., Переведенцев В.Н., Рыбин В.В. Границы зерен в металлах. - М.: Металлургия, 1980. -154 с.
24. Валиев Р.З., Кайбышев О.А. Взаимодействие границ зерен с дислокациями и свойства кристаллов. // Металлофизика. - 1986. - № 4. - С. 78-85.
25. Структура и свойства внутренних поверхностей раздела в металлах. Сб. под редакцией Б. С. Бокштейна. - М.: Наука. 1988,- 272 с.
26. Локшин А.Б., Немое И. Ф., Козачкова М.Е. Выбор рациональных параметров междеформационного охлаждения толстого листа при контролируемой прокатке. // Интенсификация использования вторичных энергетических ресурсов и способов охлаждения агрегатов в черной металлургии. -М.: Металлургия, 1986. - С. 27-31.
27. Хирт Дж., Лоте Дж. Теория дислокаций. - М.: Атомиздат, 1972. - 599 с.
28. Лившиц Б.Г., Крапошин В.С., Липецкий Я.Л. Физические свойства металлов и сплавов. - М.: Металлургия, 1980. - 320 с.
Хлестов Владимир Михайлович. Канд. техн. наук, доцент кафедры металловедения, окончил
Мариупольский металлургический институт в 1958 году. Основное направление научных
исследований - фазовые и структурные превращения при термомеханической обработке и
контролируемой прокатке сталей.
