CC BY
106
/тгтгг^ г: мтш;гггг
m /105
1 (59), 2011/ lUV
Metallurgical reasons of metal breakage at wire drawing, connected with microstructure of rolled wire, are examined.
А. М. НЕСТЕРЕНКО, ИЧМНАН Украины,
А. Б. СЫЧКОВ, Восточно-Европейский металлургический дивизион ОАО «Мечел», С. Ю. ЖУКОВА, СЗАО «Молдавский металлургический завод»
УДК 669.
МЕТАЛЛОВЕДЧЕСКОЕ ИССЛЕДОВАНИЕ ПРИЧИН ОБРЫВНОСТИ ПРИ ВОЛОЧЕНИИ КАТАНКИ ИЗ СТАЛИ СВ-08Г2С
В ряде работ [1-9] приведены результаты разработки в условиях СЗАО «ММЗ» рационального химического состава стали и технологических режимов термомеханической разупрочняющей обработки в потоке на линии Stelmor катанки повышенной деформируемости для глубокого прямого (деформация без начальной, промежуточной, окончательной термических обработок с суммарной степенью до 97,8%) волочения из низкоуглеродистой кремнемарганцевой стали Св-08Г2С. Эти результаты сводятся к следующему.
1. Применение специальных технологических процессов при производстве, внепечной обработке и непрерывной разливке стали: обработка металла на установках печь-ковш, вакууматоре камерного типа, полная защита разливаемой струи от вторичного окисления на МНЛЗ, электромагнитное перемешивание этой струи в кристаллизаторе.
2. Ограничение содержания в стали упрочняющих химических элементов в пределах марочного состава: С - < 0,07 %; Мп - 1,75-1,85; Сэ - < 0,551%; (С - С + Мп/5 + Si/7 + (Сг +№ + Си)/12); Мпэ -< 2,100% (Мпэ - Мп + (С + Si)/3 + Сг/5 + Си/9); В - « 0,006-0,010%; В/К - «0,8%. Пластифицирующее действие бора заключается в выводе им азота из твердого раствора в виде мелкодисперсного нитрида бора ВК, что предопределяет уменьшение микродеформации (МКД) кристаллической решетки, снижает плотность дислокаций и превращает сталь в нестареющую.
3. Обеспечение низкой скорости охлаждения (Уохл « 0,2 0С/с) витков катанки под теплоизолирующими крышками участка воздушного охлаждения линии Stelmor, что обусловливает уменьшение количества бейнито-мартенситных участков (БМУ) микроликвационного (дендритного) происхожде-
ния с 40% (при скорости охлаждения порядка 3,52,0 0С/с) до 5%.
4. Предел прочности катанки (св) - не более 500 Н/мм2, относительное сужение (¥) - не менее 75%.
Так как сталь Св-08Г2С относится к классу феррито-мартенситных [10] и наличие БМУ наблюдается даже при самой низкой скорости охлаждения, что подтверждается термокинетической диаграммой (ТКД) [5, 11, 12], то естественно наблюдается их наличие и в катанке СЗАО «ММЗ». Однако анализ ТКД показывает, что возможно при длительной (более 1000 с) изотермической и даже квазиизотермической (Кохл <0,1 0С/с) выдержке при температуре 550-600 0С исключить формирование БМУ в стали и иметь чисто феррито-пер-литную структуру. Обеспечение этого требует реконструкции линии Stelmor с установкой электроподогревателей и циркуляционных вентиляторов.
Тем не менее, имеющиеся случаи разрушения (обрывности) катанки-проволоки в процессе волочения обусловлены рядом причин как металлургического, так и метизного происхождения. В настоящей статье рассмотрены только металлургические причины обрывности металла при волочении, связанные с микроструктурой катанки. Как правило, разрушение металла при волочении происходит на границе раздела «белой» фазы с ферритной матрицей (рис. 1), где формируются макротрещины. Как показал микрорентгеноспектральный анализ (МРСА), «белая» фаза представляет собой БМУ. В зависимости от химического состава стали и схемы производства (Уохл катанки) в катанке формируются БМУ в большом количестве (до 40% при высоких скоростях охлаждения) с микротвердостью порядка 300-750 НУ, при более низкой
m н m г: гшшггптг
1 (59), 2011-
Рис. 1. Разрушение катанки при волочении в местах структурных «белых» пятен
скорости охлаждения (^охл < 5,5 oC/c) и рациональном химическом составе стали мартенсит не образуется, наблюдаются только участки бейнита различного типа (от верхнего до нижнего) с микротвердостью HV < 300 ед.
Формирование БМУ напрямую связано с микроликвацией химических элементов C, Mn, Si (рис. 2). На рис. 2, 3 показано распределение БМУ и основных упрочняющих элементов (C, Mn, Si) в сталях Св-08Г2С (СЗАО «ММЗ») и SG-2 (Ori Martin, Италия) по поперечному сечению катанки диаметром 5,5 мм. Исследование проводили при помощи как оптической, так и растровой электронной микроскопии. Сравнение рис. 2, 3 показывает, что имеется некоторое различие между распределением БМУ и распределением углерода, марганца и кремния по поперечному сечению катанки. Так, максимальное количество БМУ наблюдается в центральной зоне катанки. По мере приближения к пе-реферийным зонам количество БМУ уменьшается и в поверхностной зоне глубиной до 0,5 мм эти структуры практически отсутствуют. Распределение же упрочняющих элементов (C, Mn, Si), обусловленное дендритной ликвацией, не имеет (за исключением кремния) явно выраженного максимума в центральной зоне. Поэтому образование БМУ в катанке из стали Св-08Г2С вызвано недостаточно медленным охлаждением ее на линии Stelmor и микроликвационными процессами, что негативно влияет на деформируемость катанки-проволоки.
Как уже отмечалось, в немалой степени количество БМУ определяется скоростью охлаждения катанки на линии Stelmor, которая определяется также и конструкцией участка воздушного охлаж-
Рис. 2. Распределение БМУ по поперечному сечению катанки диаметром 5,5 мм из стали Св-08Г2С
дения этой линии. На СЗАО «ММЗ» на первом этапе технологических разработок применительно к проектной «короткой» линии Stelmor технологический режим включал раскладку катанки из микролегированной бором стали Св-08Г2С на витки при температурах 950-980 0С и последующую транспортировку витков по сетчатому транспортеру со скоростью 0,2-0,5 м/с (Кохл « 2,0-3,6 0С/с). Однако уровень показателей высокопластичной
Рис. 3. Распределение углерода (а), кремния (б) и марганца (в) по диаметру катанки из стали Св-08Г2С (СЗАО «ММЗ») (1) и SG-2 (Италия) (2)
катанки ведущих западноевропейских фирм не достигался, наблюдалась также значительная обрывность такой катанки при волочении. После реконструкции линии Stelmor [13], заключающейся в превращении участка воздушного охлаждения в «длинный» Stelmor, была разработана эффективная технология двустадийного охлаждения катанки сварочного назначения. Эта технология включала в себя температуру металла на виткоукладчике 980-1000 0С, скорость транспортирования витков по роликовому транспортеру под теплоизолирующими крышками 0,09-0,12 м/с без применения вентиляторного воздуха, которая обеспечила требуемый уровень механических свойств (св - не более 500 Н/мм2, ¥ - не менее 75%) и высокую технологичность переработки катанки в проволоку (хорошую удаляемость окалины механическим способом, низкую обрывность, блестящую омедненную поверхность готовой проволоки).
Анализ обрывности катанки-проволоки показывает следующее.
На «короткой» линии Stelmor в катанке формируется структура, типичная для двухфазных сталей [10], состоящая из полигонального феррита с зерном 9-10-го номера (ГОСТ 5639), островков с упрочняющей бейнито-мартенситной фазой, объем которой составляет 15-20%. Применение метода трансмиссионной микроскопии фольг, препарированных из образцов исследуемой катанки, на электронном
/гггтг ^ г: къгштТггг /1П7
-1 (59), 2011 / IUI
микроскопе ЭМ 125 позволило установить следующее. Определено, что полигональный феррит стали Св-08Г2С в исследуемой катанке имеет невысокую плотность дислокаций порядка (3-6)-109 см-2. Как видно из рис. 4, упрочняющая фаза стали Св-08Г2С представляет собой дислокационный мартенсит с высокой (порядка 10п-1012 см-2) плотностью дислокаций. Наряду с пластинами-квазииглами (рис. 4, а) в структуре мартенсита выявлены микродвойниковые участки (рис. 4, б), взаимная ориентация кристаллов которых описывается согласно расшифровке соответствующими микро-электроннограммами (МЭГ, рис. 4, в) ориентировкой [113]матр. // [131]двойн. Кристаллы микродвойников упруго напряжены, о чем свидетельствует наличие на МЭГ тяжей, перпендикулярных плоскости двойников (рис. 4, в). Наличие в структуре стали Св-08Г2С участков дислокационного мартенсита с высокой плотностью дислокаций и упруго-напряженными микродвойниками собственно и определяет наблюдаемое для исследуемой катанки сочетание повышенных прочностных свойств (св = 650-750 Н/мм2) и низкую деформационную способность такой катанки. Уже при волочении в проволоку 4-2 мм наблюдается высокая обрывность.
Структура катанки из стали Св-08Г2С, прошедшей обработку по оптимизированному режиму на «длинной» линии Stelmor, является мультифазной и состоит из того же полигонального феррита
Рис. 4. Микроструктура (а, б) и электронная дифракция (в) образцов фольг из стали Св-08Г2С после обработки катанки на
линии «короткий» Stelmor: а - *25 000; б - *50 000
I 1 (59), 2011-
9-10-го номера и мартенсита, бейнита, перлита в виде отдельных островковых включений или островков перлита в комплексе с мартенсито-бей-нитными кристаллами. Общий объем перлита и мартенсито-бейнита составляет около 20%, доля перлита при этом - от 6 до 18%. Методом электронной микроскопии фольг определено, что, как и в случае «короткого» Stelmor, полигональный феррит в стали Св-08Г2С исследованной катанки характеризуется невысокой (но меньшей, чем в случае «короткого» Stelmor) плотностью дислокаций порядка (2-4)-109 см-2. Межзеренные границы грубые, имеют высокую взаимную разориентацию и не содержат выделений. Субзеренные границы наблюдаются редко, а единичные дислокации просматриваются отчетливо. Наблюдающийся в стали мартенсит имеет высокую плотность дислокаций (10п-1012 см-2) и по типу строения относится к дислокационному [14-16].
Характерным является наличие в кристаллах мартенсита микродвойников (рис. 5, а). Дифракционная картина, полученная от приведенных на рис. 5, а кристаллов мартенсита (рис. 5, б), свидетельствует о том, что между матрицей и кристаллами микродвойника реализуется ориентационное соотношение вида [ 110]матр // [-110]двойн-
В структуре бейнитных участков различаются пластины а-фазы (феррита) толщиной 0,15-0,25 мкм и тонкие толщиной 0,01-0,05 мкм, в поперечном сечении прерывисто-вытянутые выделения цементита, расположенные под определенными углами к габитусным кромкам пластин а-фазы (рис. 5, в). Расшифровка соответствующей МЭГ (рис. 5, г) показала, что между а-фазой и цементитом
наблюдается ориентационное соотношение [320]а // [ 100]ц.
Согласно [15, 16], кристаллографическая припасовка а-фазы (феррита) и цементита в структурах диффузионного (перлит) и сдвигово-диффу-зионного (бейнит) типов описывается соответственно соотношениями Питша:
[100]ц // [3-1! ]ф, [010]ц // [131]ф, (1)
[001]ц// [2-1-5 ]ф и Исайчева - Багаряцкого:
[100]ц // [110]ф, [010]ц // [1-11 ]ф, (2)
[001]ц // [-112]ф.
Определено, что наблюдаемая в бейнитной структуре (рис. 5, в) припасовка решеток феррита и цементита по типу [320]а // [100]ц близка к ори-ентационному соотношению Исайчева - Багаряц-кого (2) (угол между плоскостями феррита [110] и [320] незначителен ф = 5°). Изложенное выше позволяет утверждать, что представленный на рис. 5, в и проанализированный фрагмент бейнит-ной структуры типичен именно для нижнего бей-нита [14, 16]. При электронно-микроскопическом анализе выявляются также участки островковой фазы со структурой верхнего бейнита, в которой (как один из вариантов наблюдаемых структур бейнита такого типа) пластины феррита толщиной 0,08-0,16 мкм чередуются со шнуроподобными и пластинчатыми кристаллами цементита, толщина которых составляла 0,03-0,15 мкм.
Перлит (0.04...0.20 мкм - толщина цементитных пластин) ОСрвальнов [120]а 11 [100]ц соответствует ОС Питша
Рис. 5. Микроструктура (а, в, д) и электронная дифракция (б, г, е) образцов фольг из стали Св-08Г2С после обработки катанки на линии «длинный» Stelmor
Структура перлита - основной (после феррита) составляющей стали Св-08Г2С в случае катанки, обработанной на «длинном» Stelmor, состоит из тонких (0,04-0,20 мкм), зачастую извилистых, пластин цементита и феррита со сравнительно невысокой дефектностью в пределах перлитной колонии (рис. 5, д), формирующейся из одного аусте-нитного зерна или его фрагмента (субзерна). Кристаллографическое взаимосоответствие решеток феррита и цементита типа [120]а // [ 100]ц, определенное по МЭГ (рис. 5, е), для перлитной колонии (рис. 5, д) близко к соотношению Питша [1].
Выявленные особенности структур вторых составляющих (островковой упрочняющей фазы и перлита) в катанке из стали Св-08Г2С характерны для условий, когда у^а-превращение осуществляется с реализацией различных механизмов - перлитно-
/
-1 (59), 2011/ 1119
го, бейнитного, мартенситного [16, 17], и свидетельствуют также о довольно значительной устойчивости переохлажденного островкового аустени-та в объемах стали Св-08Г2С, локально обогащенных углеродом, марганцем и другими элементами из-за микроликвации, унаследованной от НЛЗ, в процессе выдержки катанки под крышками «длинной» трассы воздушного охлаждения реконструированной линии Stelmor стана 320/150.
Таким образом, установлено, что основным структурным фактором, обусловливающим высокую обрывность катанки-проволоки из стали Св-08Г2С при их волочении, является наличие неблагоприятно кристаллографически ориентированнных БМУ. При уменьшении их количества или исключении вообще обрывность значительно снижается.
Литература
1. Структура и свойства катанки из борсодержащих сталей, предназначенной для изготовления сварочной проволоки /
B. В. Парусов, А. М. Нестеренко, А. Б. Сычков, М. А. Жигарев // Металлургическая и горнорудная промышленность. 2006. № 3.
C. 48-51.
2. Разработка технологии производства высокопластичной катанки из непрерывнолитой стали Св-08Г2С / В. В. Парусов, А. М. Нестеренко, А. Б. Сычков, А. И. Сивак // Сб. науч. тр. Строительство, материаловедение, машиностроение. Днепропетровск: ПГАСА, 2001. Вып. 12. С. 88-89.
3. Структурно-технологические аспекты производства высокопластичной катанки из стали Св-08Г2С/ В. В. Парусов,
A. М. Нестеренко, А. Б. Сычков, О. В. Парусов // Сб. науч. тр. Перспективные задачи инженерной науки. Днепропетровск: Gua-deamus. 2002. Вып. 3. С. 148-153.
4. Металлургические факторы, определяющие технологическую пластичность при волочении катанки из кремнемарганце-вых сталей/ В. В. Парусов, А. Б. Сычков, С. Ю. Жукова, А. И. Сивак // Сб. науч. тр. Фундаментальные и прикладные проблемы черной металлургии. Днепропетровск: Вiзiон, 2004. Вып. 7. С. 322-330.
5. Кинетика фазовых превращений в катанке из непрерывнолитой электростали Св-08Г2С при непрерывном охлаждении /
B. В. Парусов, С. Ю. Жукова, М. Ф. Евсюков и др. // Сб. науч. тр. Фундаментальные и прикладные проблемы черной металлургии. Днепропетровск: Друкарня Визион, 2004. Вып. 9. С. 191-197.
6. Влияние химического состава и технологических факторов на механические характеристики катанки из стали Св-08Г2С/В. В. Парусов, А. Б. Сычков, С. Ю. Жукова, О. В. Парусов, М. А. Жигарев // Металлургическая и горнорудная промышленность. 2005. № 4. С. 68-71.
7. Математическое моделирование механических свойств катанки из стали типа Св-08Г2С// В. В. Парусов, А. Б. Сычков, М. А. Жигарев, С. Ю. Жукова, О. В. Парусов // Сб. науч. тр. Строительство, материаловедение, машиностроение. Днепропетровск: ПГАСА, 2006. Вып. 36. Ч. 2. С. 20-26.
8. Н е с т е р е н к о А. М., С ы ч к о в А. Б. Размерно-геометрические аспекты легирования стали бором и медью // Сб. науч. тр. Фундаментальные и прикладные проблемы черной металлургии. Днепропетровск: Вiзiон, 2004. Вып. 7. С. 181-183.
9. Новое применение бора в металлургии/В. В. Парусов, А. Б. Сычков, И. В. Деревянченко, М. А. Жигарев. Магнитогорск: Вестник МГТУ 2005. № 1 (9). С. 15-17.
10. Г о л о в а н е н к о С. А., Ф о н ш т е й н Н. М. Двухфазные низколегированные стали. М.: Металлургия, 1986.
11. П и к и р и н г Ф. Б. Физическое металловедение и разработка сталей. М.: Металлургия, 1987.
12. Исследование влияния технологических параметров на кинетику распада аустенита стали 08Г2С / Л. Н. Дейнеко, А. П. Клименко, Ю. П. Гуль и др. // Сб. науч. тр. Строительство, материаловедение, машиностроение. Днепропетровск: ПГАСА, 2002. Вып. 15. Ч. 1. С. 106-111.
13. Модернизация оборудования и совершенствование технологии для производства качественного проката в условиях Молдавского металлургического завода (ММЗ)/А. Б. Сычков, Н. А. Богданов, В. В. Парусов, О. В. Парусов, М. А. Жигарев // Металлургическая и горнорудная промышленность. 2002. № 8-9. С. 306-313.
14. Б о л ь ш а к о в В. И., С у х о м л и н Г. Д., П о г р е б н а я Н. Э. Атлас структур металлов и сплавов. Днепропетровск: Guadeamus, 2001.
15. Э н д р ю с К., Д а й с о н Д., К и о у н С. Электронограммы и их интерпретация. М.: Мир, 1971.
16. У т е в с к и й Л. М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М.: Металлургия, 1973.
17. К у р д ю м о в Г. В., У т е в с к и й Л. М., Э н т и н Р. И. Превращения в железе и стали. М.: Наука, 1977.
