Контролируемая прокатка

Сталь,прокатанная  по контролируемым режимам, часто имеет  структуру ,состоящую из мелких и  крупных зерен феррита (или верхнего бейнита) и уменьшающую ее вязкость при низких температурах. Одной из причин образования такой структуры является частичная рекристаллизация аустенита,  при которой мелкие рекристаллизации γ-зерна образуются на границах крупных . Для предотвращения образования смешанной структуры используют оптимальные условия выдержки между проходами или непрерывный режим обжатия во всем температурном интервале горячей прокатки. 
 
 
 
 
 
 
 

4. Параметры контролируемой  прокатки

     К параметрам технологии контролируемой прокатки относятся режим и температура нагрева металла под прокатку. Температура начала прокатки, величина обжатия и схема прокатки в черновой клети стана, величина обжатия и схема прокатки в черновой клети стана, величина суммарной деформации в черновой клети , постуживание раската перед чистовой  клетью и способы его осуществления , температура начала прокатки в чистовой клети, режим частных обжатий в чистовой клети, величина частных обжатий и величина суммарного обжатия в чистовой клети, температура конца прокатки, режим охлаждения листов. По условию получения оптимальных свойств металла перечисленные факторы являются строго определенными для конкретной марки стали и могут изменяться в зависимости от колебаний химического состава, количества примесей в металле, способа получения заготовки под прокатку (обжатый сляб или непрерывнолитой),конструкции стана, а также конкретных условий производства.

Прокатка  листов из непрерывнолитого металла  требует  создания таких условий  деформирования, которые обеспечили бы уплотнение и заварку осевой пористости в литой заготовке.  К этим параметрам относятся температура нагрева и прокатки, режимы обжатия в черновой клети стана и величина суммарной вытяжки. Температура нагрева металла под прокатку может быть от 1230 до 1100 С. Нагрев до 1230 С не представляет новизны для производства , в то же время нагрев до 1100 С требует существенного изменения работы печей, поскольку нагрев должен быть скоростным и ВТО же время обеспечить прогрев металла по всему сечению. Учитывая, что при контролируемой прокатке температура конца прокатки существенно ниже обычной, то для уменьшения времени подстуживания раската перед чистовой клетью более благоприятной температурой является 1100 С. Однако при этой температуре нагрева не полностью растворяются скоагулированные упрочняющие фазы , что может привести к снижению прочности стали после прокатки.

При назначении режима частных обжатий следует  учитывать энергосиловые условия  процесса, мощность стана и возможность  получения плоского листа. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 

5. Влияние контролируемой прокатки и дальнейшей термической обработки на структуру и свойство стали 13Г1С-У

     В наше время при производстве труб большого диаметра широко применяется  низкоуглеродистые низколегированные  стали, которые благодаря прокатки по контролируемым режимам получают высокий уровень механических свойств. Вместе с этим, остается широко распространенной горячая прокатка трубных сталей с дальнейшей нормализацией или термическим улучшением. В некоторых случаях термическая обработка является способом исправления недостатков структуры и повышает выход готового металла после контролируемой прокатки.

Исследование структуры и свойств низколегированной трубной стали 13Г1С-У после контролируемой прокатки и термической обработки:

     Объектом  исследования есть лист толщиной 15,4 мм и 12,4 мм со стали 13Г1С-У, изготовленные по технологии контролируемой прокатки с окончанием деформации при температуре 720-730 ⁰С. Химический состав стали: 0,14 %С; 1,62 % Mn; 0,50 % Si; 0,005 % S; 0,021 % P; 0,018 % Ti; 0,035 % Al; 0,005 % V, 0,01 % Nb; 0,010 % N2.

     На  листах изучали структуру и свойства в «голове» листа и в середине длины листа. Термическую обработку  проводили по следующим режимам: температура аустенитизация – 900-920 ⁰С; время выдержки по всем режимам 20 мин.; охлаждение при нормализации проводили на воздухе, при полном отжиге – с печью, при закалке – в воде; температура нагрева при релаксационном отжиге – 500 и 600 ⁰С (охлаждение с печью), а при высоком отпуске после закалки -550 и 620 ⁰С.

     После контролируемой прокатки стали 13ГС-У с окончанием деформации при 720-730 ⁰С в листах толщиной 15,4 мм прочность меньше, а пластичность больше (табл. 1) нежили в листах толщиной 12,4 мм, тогда как показатели ударной вязкости KCU и KCV имеют близкие значения. Структура стали – феррито-перлитная с ярко выраженной полосчатостью. Вблизи поверхности листа наблюдается ориентированная структура в направлении течения металла бес четких полос. На расстоянии 1 мм от поверхности уже наблюдается полосчатая структура.

     При приближении к осевой зоне ширина полос увеличивается и они становятся практически непрерывными. В осевой зоне листа толщиной 15,4 мм наблюдается ликвационная полоса шириной до 0,3 мм. В листах толщиной 12,4 мм распределение толщины полосы феррита более равномерна нежили в листах толщиной 15,4 мм (рис. 1).

     Рисунок 6– Ширина полос феррита и перлита в «голове» (а) и в середине по длине (б) листа разной толщины

     Количество  перлитной составляющей в листах разной толщины в поверхностной  зоне одинакова: 28% в «голове» и 32% в  середине длины листа. Проявляется  тенденция увеличения доли перлита в структуре от поверхности до осевой зоны в листах толщиной 15,4 мм. Размер зерна феррита и участков перлита увеличивается в направлении от поверхности до осевой зоны.

     Рисунок 7– Средний размер зерен феррита и участков перлита в «голове» (а) и в середине по длине листа (б) стали 13Г1С-У

     В листах толщиной 12,4 мм средний размер структурных составляющих меньше, чем  в листах толщиной 15,4 мм. Твердость  стали толщиной 15,4 мм увеличивается  в направлении от осевой до предповерхностной  зоны от 81-83 HRB до 84-87 HRB, а в листах толщиной 12,4 мм она увеличивается в направлении к одной из поверхности от 77-81 HRB до 81-84 HRB.

     В данной работе исследуется влияние  исходного состояния на структуру  и свойства стали после термической  обработки. Полный и релакционный отжиг  не устраняет структурную полосчатость.

     После нормализации, вне зависимости от исходного состояния, структура  стали феррито-перлитная с мелким зерном. Полосчатость стали, нормализованной  непосредственно после контролируемой прокатки и с предыдущим релаксационным отжигом выявлена достаточно ярко. Предыдущий полный отжиг достаточно заметно уменьшает степень полосчатости нормализованной стали.

     В сравнении с состоянием после  контролированной прокатки непосредственная нормализация не привела к заметному  изменению среднего размера зерен феррита, но он увеличился в среднем на 1,5-2 мкм после нормализации с предыдущим полным и релаксационным отжигом. При этом ширина ферритных полос после нормализации независимо от исходного состояния увеличивается почти в двое, а количество перлита уменьшилось на 2-5%. Независимо от предыдущей обработки нормализация приводит к снижению твердости (табл. 2).

     Увеличение  количества циклов нормализации на образцах после контролируемой прокатки приводит к небольшому увеличению размера феррита и участков перлита, уменьшение количество перлита в структуре, снижение твердости и устранение ликвационной полосы. Полосатая структура стали не устраняется в результате нормализации с 1-3 циклами, но увеличение циклов фазовой перекристаллизации приводит к формированию более «разорванных» полос перлита.

     Закалку образцов проводили с межкритического  интервала температур (800-870⁰С) и с однофазной аустенитной области. Закалка с двухфазной области введет к сохранению структуры остаточного феррита. В образцах без предыдущей термообработки после закалки от 800⁰С наблюдается некоторая полосчатость структуры, которая уменьшается с повышением температуры закалки до 870⁰С.

     После закалки от 920⁰С структура стали состоит из бейнита и мартенсита. При закалки от 800⁰С сталь, без предыдущей термообработки и с предыдущим релаксационным отжигом, имеет одинаковую твердость, при этом твердость образцов с предыдущим полным отжигом была меньшей (табл.3). Повышение температуры закалки с 800-920⁰С влияет на увеличению твердости.

     При закалке от 920 ⁰С сталь после предыдущего полного отжига имеет твердость больше, чем сталь бес предыдущей термообработки (также как и при закалке от (870 ± 10⁰С)), а наибольшую твердость имеет сталь с предыдущим релаксационным отжигом. После отпуска закаленных образцов структура стали , закаленная от 920 ⁰С , состоит из сорбита отпуска. После отпуска как при 550⁰С так и при 620⁰С наибольшую твердость имеет сталь с предыдущим полным отжигом, а наименьшую – с предыдущим релаксационным отжигом, что может свидетельствовать про большую ее склонность в таком положении к разупрочнению при отпуске.

     Таким образом, условия предыдущей деформационно-термической обработки могут существенно влиять на структуру и свойства стали после термической обработке в связи с проявлениями структурной наследственностью, как при сдвиговых так и при диффузионных полиморфных превращениях.  
 
 
 

Заключение