CC BY
48
Серiя: Техшчш науки
УДК 621.771:658.562
Фролова З.В.1, Хлестов В.М.2
ВЛИЯНИЕ МИКРОЛЕГИРОВАНИЯ НА РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЮ
АУСТЕНИТА
В статье рассмотрены особенности формирования аустенитной структуры малоуглеродистых сталей с карбонитридным упрочнением после различных режимов прокатки. Показано, что повышение сопротивления рекристаллизации при введении микродобавок Nb, Ti менее значительно, чем это оценивается в литературе.
Ключевые слова: температура, контролируемая прокатка, микролегирование.
Фролова З.В., Хлестов В.М. Вплив мшролегування на рекристалiзацiю аустетту. У статт1 розглянут1 особливост1 формування аустемтног структури маловуглицевих сталей. Показано, що тдвищення опору рекристал1зацИ' тд час введення м1кродобавок Nb, Ti менш значне, мж у лтератур!. Ключовi слова: температура, контрольована прокатка, мтролегування.
Frolova Z.V., Khlestov V.M. Influence of micro legation on recrystallization of austenite. The article describes peculiarities of formation of austenite structure in low carbon steels. It was shown that rise of resistance of recrystallization at introduction of n Nb, Ti is of less significance, than it was estimated in literature. Keywords: temperature, controlled rolling, micro legation.
Постановка проблемы. Как известно контролируемая прокатка является экономически выгодным технологическим процессом, позволяющим с одной стороны сократить производственный цикл, а с другой получить прокат с высоким комплексом механических свойств [1]. Однако в промышленном объеме она освоена лишь для штрипсовой стали, содержащей дефицитный ниобий. Делались и делаются попытки замены ниобия другими карбонитридными элементами, в частности титаном. Однако из-за нестабильности механических свойств этот вопрос остается открытым [2].
Анализ последних исследований и публикаций. Главная задача контролируемой прокатки - получение мелкого ферритного зерна, размеры которого в значительной мере определяются аустенитным зерном, сформировавшемся перед началом ферритного превращения [2,3].
Цель статьи - исследование, на базовой стали 10Г2 с различными микродобавками, эволюции аустенитного зерна после прокатки по различным температурным режимам. Химический состав стали лабораторной выплавки представлен в таблице. Предварительно образцы нагревали до 1150°С, выдерживали 5 минут, подстуживали вместе с печью до температуры деформации, затем прокатывали за один проход со степенью обжатия 25%. После прокатки их охлаждали с разными скоростями (1, 4, 10, 20 и 40°С/с) до 800°С и закаливали в соленой холодной воде. Контрольные образцы закаливали сразу после деформации. Прокатку всех сталей проводили при 1000 и 900°С, а при 850°С только стали 10Г2 и 10Г2Б.
Границы бывших аустенитных зерен выявлялись специальным травлением в пикриновой кислоте с активирующими добавками.
Для всех четырех марок стали были сопоставлены результаты, характеризующие эволюцию аустенитной структуры во время подстуживания до 800 оС после деформации при 1000 оС (рис.1).
В стали 10Г2, даже при условии достаточно быстрого охлаждения до 800 оС (40 оС/с), не удавалось сохранить мелкое зерно аустенита (зерно соответствовало 5-6 баллу).
Микролегирование ванадием (сталь 10Г2Ф) обусловливало измельчение аустенитного
1 канд.техн.наук, доцент, Приазовский государственный технический университет, г.Мариуполь
2 канд.техн.наук, доцент, Приазовский государственный технический университет, г.Мариуполь
В1СНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХШЧНОГО УН1ВЕРСИТЕТУ 2010 р. Сер^я: Техшчш науки Вип. №20
Таблица
Химический состав исследованных сталей
Марки стали Содержание элементов, %
С Si Мп V № ТС S р А
10Г2 0,12 0,32 1,48 - - - 0,003 0,003 0,0 3
10Г2Б 0,11 0,11 1,55 - 0,046 0,03 0,004 0,004 0,0 1
10Г2Ф 0,11 0,12 1,65 0,063 - 0,021 0,006 0,004 0,0 2
10Г2Т 0,10 0,25 1,47 - - 0,09 0,003 0,004 0,0 1
10Г2 10Г2Ф
в г в г
10Г2Б 10Г2Т
в г в г
Рис.1 - Изменение зерна аустенита штрипсовых сталей после деформации на 25 % при 1000 оС во время охлаждения до 800 оС с различными скоростями, х200: а - немедленная закалка после деформации; б - закалка после подстуживания до 800 оС со скоростью 4 оС/с; в - закалка после подстуживания до 800°С со скоростью 20°С/с; г - закалка после подстуживания до 800°С со скоростью 40°С/с
Сер1я: Техн1чн1 науки
зерна на 3-4 балла. Однако наблюдалась значительная разнозернистость структуры.
Исследование стали 10Г2Б показало, что утверждение об очень резком тормозящем действии микродобавок ниобия на рекристаллизацию аустенита после горячей деформации [3], по-видимому, является преувеличением. Даже в случае немедленной закалки после прокатки при 1000°С начальные стадии рекристаллизации аустенита в этой стали все же успевали пройти. Об этом свидетельствовали очень мелкие равноосные зерна, окаймляющие значительно более крупные и несколько вытянутые (деформированные и нерекристализованные) зерна. В случае охлаждения со скоростью 20°С/с первичная рекристаллизация проходила полностью. При этом формировалось зерно 10 балла. Только при более быстром охлаждении (40°С/с) первичная рекристаллизация не успевала завершаться. В случае сравнительно медленного подстуживания после деформации (4°С/с) в существенной мере развивалась собирательная рекристаллизация (зерно вырастало до 8-9 балла). В отличие от стали 10Г2Ф, в стали 10Г2Б зерно аустенита было гораздо более мелким и однородным.
Наименее эффективной микролегирующей добавкой оказался титан. Зерно аустенита стали 10Г2Т после деформации при 1000°С было мельче зерна стали 10Г2 лишь на 1-2 балла. Однако оно было весьма однородно, что свидетельствует о протекании собирательной рекристаллизации во всем объеме.
После деформации при 900°С были получены следующие результаты (рис.2). 10Г2 10Г2Ф
ай* —Ж/?:. ■^«''"Чг
10Г2Б
10Г2Т
в г в г
Рис.2 - Изменение зерна аустенита штрипсовых сталей после деформации на 25 % при 900°С во время охлаждения до 800°С с различными скоростями, х200: а - немедленная закалка после деформации; б - закалка после подстуживания до 800°С со скоростью 4°С/с; в - закалка после подстуживания до 800°С со скоростью 20°С/с; г - закалка после подстуживания до 800°С со скоростью 40°С/с.
в
г
в
г
Серш: Техн1чн1 науки
В стали без микродобавок (10Г2) и в этом случае имело место малое сопротивление рекристаллизации. После прокатки при 900°С полностью подавить рекристаллизацию обработки не удавалось даже немедленной закалкой. По границам крупных деформированных аустенитных зерен кое-где появлялись мелкие равноосные зерна. Первичная рекристаллизация успевала полностью пройти при подстуживании до 800°С со скоростью 20°С/с. При скорости вдвое большей (40°С/с) рекристаллизация уже не успевала завершиться полностью.
При сопоставлении результатов, полученных на стали 10Г2, выявился тот факт, что размер аустенитного зерна при снижении температуры прокатки с 1000 до 900°С почти не изменялся.
Снижение температуры деформации в стали 10Г2Ф от 1000 до 900°С приводил к более заметным эффектам, чем в стали 10Г2. Во-первых, немедленной закалкой полностью подавлялась рекристаллизация обработки аустенита после деформации при 900°С. Во-вторых, рекристаллизация успевала завершиться только при достаточно медленном охлаждении (4°С/с) до 800°С. Однако, по завершении рекристаллизации обработки, сформировавшееся аустенитное зерно измельчалось незначительно и сохранялась тенденция к разнозернистости.
В стали 10Г2Б также наблюдались существенные отличия в развитии рекристаллизационных процессов при снижении температуры деформации от 1000 до 900°С. Если после деформации при 1000°С первичная рекристаллизация успевала полностью завершиться при охлаждении со скоростью 20°С/с, то после деформации при 900°С - только со скоростью 1°С/с. При ускорении охлаждения до 4°С/с первичная рекристаллизация уже не успевала полностью завершиться, а в случае охлаждения со скоростью 40°С/с она протекала в незначительной мере. Максимальное измельчение зерна при рекристаллизации достигалось в стали 10Г2Б при охлаждении после прокатки при 900°С со скоростью 1°С/с. При этом формировалось аустенитное зерно 11 балла.
В стали 10Г2Т после деформации при 900°С так же отмечалось торможение рекристаллизационных процессов, но степень измельчения зерна аустенита в результате рекристаллизации, по сравнению со сталью 10Г2, по прежнему незначительна.
Изучение изменений аустенитного зерна после деформации при 850°С и последующем подстуживании до 800°С с различными скоростями проводилась на базовой стали 10Г2 и стали 10Г2Б, показавшей наиболее благоприятные и стабильные результаты (рис.3).
Рис.3 - Изменение зерна аустенита штрипсовых сталей во время охлаждения до 800 0С с различными скоростями, х200: а - немедленная закалка после деформации; б - закалка после подстуживания до 800 0С со скоростью 1 0С/с; в - закалка после подстуживания до 800 0С со скоростью 4 0С/с; г - закалка после подстуживания до 800 0С со скоростью 20 0С/с.
При снижении температуры прокатки до 850°С в стали 10Г2 отмечалось ещё более заметное подавление рекристаллизационных процессов. Так, после деформации при 900°С первичная рекристаллизация почти полностью проходила при охлаждении со скоростью
Серiя: Техшчш науки
40°С/с, после прокатки при 850°С с последующим подстуживанием до 800°С со скоростью 20°С/с она даже не успевала начаться.
В стали 10Г2Б при снижении температуры деформации до 850 оС, несмотря на наличие ниобия, рекристаллизация обработки успевала пройти почти полностью при довольно умеренном охлаждении (1°С/с).
Выводы
1. Повышение сопротивления рекристаллизации при введении микродобавок ниобия и титана оказалось менее значительным, чем это оценивается в литературе.
2. Из всех исследованных микродобавок наиболее слабо подавлял рекристаллизационные процессы титан.
3. Ванадий на развитие рекристаллизации оказывал нестабильное влияние, что обусловливало значительную разнозернистость аустенита.
Список использованных источников:
1. Погоржельский В.И., Литвиненко Д.А., Матросов В.И. Контролируемая прокатка. /В.И.Погоржельский, Д.А.Литвиненко, В.И.Матросов - М.: Металлургия, 1979. - 184 с.
2. Эфрон М.И., Литвиненко Д.А. Микролегирование и термодеформационная обработка малоуглеродистых сталей массового назначения. /М.И. Эфрон, Д.А.Литвиненко //Сталь. - №6. -1997.- С. 63-67.
3.Матросов Ю.И. Освоение на ОАО МК "Азовсталь" промышленного производства толстолистовой стали категории прочности Х65 для глубоководного газопровода / Ю.И. Матросов, О.В., Носоченко, Н.В.Ганошенко и др.: Труды 5-й международной научно-технической конференции «Харцызкий трубный завод». - Крым, 2005. - С.33-43.
Рецензент: Ф.К.Ткаченко д-р техн. наук, проф., ПГТУ
Статья поступила 28.04.2010
УДК 669.14:669.788.001.5
Ткаченко К.И.3, Мирошниченко В.И.4, Ткаченко Н.В.5
РАСЧЕТНОЕ ОПРЕДЕЛЕНИЕ ТЕРМОДИНАМИЧЕСКИХ ПАРАМЕТРОВ ТВЁРДЫХ РАСТВОРОВ НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗА
На основе предложенной методики расчета теплоты смешения растворов замещения по изменению их электронной конфигурации, в рамках теории регулярных растворов определены значения параметра Q^ для бинарных систем Fe-Me. Дана оценка уровня отклонения от хаотичного распределения атомов в растворах исследованных систем.
Ключевые слова: теплота смешения, теплота испарения, квазихимическая теория, кластеры, идеальный раствор.
Ткаченко К.1., Мiрошниченко В.1., Ткаченко Н.В. Розрахункове визначення mepModuHaMi4Hux параметрiв твердих розчитв на основi залiза. На основi запропонованог методики розрахунку теплоти змшення розчитв замщення по змiнi гх електронног конфiгурацiг, в рамках теорИ' регулярних розчитв, визначет значення параметра Qсм для бтарних систем Fe-Me. Дана оцтка рiвня вiдхилення вiд хаотичного розподшу атомiв в розчинах до^джених систем. Ключoвi слова: теплота змшування, теплота випаровування, квазiхiмiчна теорiя, кластери, iдеальний розчин.
3 канд. техн. наук., ассистент, Приазовский государственный технический университет, г. Мариуполь
4 аспирант, ассистент, Приазовский государственный технический университет, г. Мариуполь
5 аспирант, ст. лаборант, Приазовский государственный технический университет, г. Мариуполь
