CC BY
67
Ш/ /; ггттгп г: гсгшотпта
I 4 (68), 2012-
Using of new arrangement offinishing train of block structure with divisibility of deformation and system of inter-block control of the semi-finished rolled products temperature enables to decrease disorder of mechanical properties, to reduce the depth of the decarbonized layer.
В. А. ЛУЦЕНКО, ИЧМHAH Украины, М. А. МУРИКОВ,
П. А. БОБКОВ, ОАО «БМЗ» - управляющая компания холдинга «БМК»,
О. В. ЛУЦЕНКО, ИЧМНАН Украины,
В. И. ГРИЦАЕНКО, ОАО «БМЗ» - управляющая компания холдинга «БМК»
УДК 621.771.25.06:621.785:669.14
особенности Влияния термомеханической обработки в потоке стана 150 белорусского металлургического завода на качественные характеристики высокоуглеродистой катанки
Формирование свойств и микроструктуры, наиболее пригодной для холодной пластической деформации катанки, можно достичь путем термомеханической обработки (ТМО) катанки в потоке высокоскоростного проволочного стана. При разработке способов ТМО катанки необходимо учитывать влияние высокотемпературной деформации и последующих условий охлаждения на ре-кристаллизационные процессы, кинетику превращений аустенита, особенности структурообразо-вания на поверхности и в центре катанки.
На существующих высокоскоростных проволочных станах вследствие разогрева за счет выделения тепла пластической деформации температура раската повышается и в конце прокатки находится в пределах 1000-1100 °С. Комбинированная термомеханическая обработка, включающая регулирование температурного режима прокатки с управлением температурой конца прокатки в пределах от 750 до 1100 °С, позволит улучшить качественные характеристики катанки и повысить технологичность ее на последующем метизном переделе.
В конце 2006 г. на Белорусском металлургическом заводе была проведена модернизация хвостовой части стана 150. Схема модернизированной хвостовой части проволочного стана приведена на рис. 1.
После модернизации новое оборудование позволяет при производстве проката применять схему комбинированной термомеханической обработ-
ки (КТМО) с контролируемой температурой прокатки и охлаждения. Технология КТМО включает в себя дробность деформации (использование чистового (ЧБ) и редукционно-калибрующего (РКБ) блоков); линию предварительного охлаждения подката перед ЧБ с секцией водяного охлаждения раската (до температур 900-1000 °С); десятикле-тьевой ЧБ; линию водяного контролируемого охлаждения (до среднемассовых температур 850950 °С); четырехклетьевой РКБ фирмы «Морган», после которого катанка (скорость до 110 м/с) транспортируется через линию окончательного водяного контролируемого охлаждения и виткообразова-тель на роликовый транспортер, где осуществляется регулируемое охлаждение воздухом (от 1 до 20 °С/с) с целью получения необходимых свойств в готовой продукции.
Известно, что для кордовой катанки повышение прочностных свойств достигается за счет уменьшения межпластиночного расстояния путем снижения температуры начала превращения, а также увеличения содержания углерода и добавки хрома [1]. Однако следует учитывать, что повышение содержания углерода может привести к образованию цементитной сетки, а добавка хрома - к увеличению времени распада аустенита. Аустенито-образующие элементы, такие, как марганец, снижают температуру эвтектоидного распада аустенита.
Цель работы - исследовать влияние режимов термомеханической обработки на структуру и свойства высокоуглеродистой катанки. При выполне-
г г^гтггггггтггг /111
-4 (68), 2012 I I
Рис. 1. Схема хвостовой части проволочного стана 150 БМЗ для высокоскоростной комбинированной термомеханической обработки: 1 - горячая прокатка; 2 - секции регулируемого охлаждения раската; 3 - десятиклетьевой чистовой блок; 4 - ре-дукционно-калибрующий блок; 5 - трайб-аппарат; 6 - виткообразователь; 7 - рольганг для воздушного охлаждения катанки; 8 - виткосборник
Рис. 2. Изменение температуры начала (—•— и -о-) и конца (-■- и —□—) аустенитного превращения от скорости и времени
распада в стали состава № 1 (—о—,—^—) и состава № 2 (—•—,—■—)
нии работы в качестве исследуемого материала использовали катанку диаметром 5,5 мм из высокоуглеродистой стали для производства бортовой проволоки и металлокорда высокой прочности.
Превращения аустенита промышленной высокоуглеродистой стали (табл. 1) изучали в лабораторных условиях на основании совместного анализа дилатограмм и микроструктурных исследований.
Таблица 1. Химический состав исследуемых высокоуглеродистых сталей
Номер состава стали Химический состав, %
С Si Mn Cu Cr Ni S P N2
1 0,92 0,21 0,44 0,017 0,019 0,011 0,009 0,005 0,004
2 0,87 0,23 0,30 0,003 0,236 0,020 0,008 0,006 0,005
На кинетику распада переохлажденного аустенита оказывают влияние как скорость охлаждения, так и в процессе самого распада явление рекалесценции, которое проявляется в увеличении температуры при переохлаждении из-за того, что количество тепла, выделяющееся в результате превращения (скрытое тепло кристаллизации), больше отводимого [2].
Сравнительными исследованиями выявлены особенности влияния содержания хрома (увеличения до 0,236%) и марганца (уменьшения до 0,30%) на распад аустенита высокоуглеродистой стали при непрерывном охлаждении в интервале скоростей 0,4—17,0 °С/с, которые являются технологически реальными при контролируемом охлаждении на транспортере Стелмор. Для наглядности распад аустенита приведен в температурном интервале 800—450 °С (рис. 2).
Установлено (рис. 2), что в высокоуглеродистой стали повышенное содержание хрома и пониженное марганца (состава № 2) при скорости охлаждения 0,4 °С/с увеличивает температуру начала и конца аустенитного превращения на 10 °С, а с увеличением скорости непрерывного охлаждения (до 17 °С/с) снижает температуру конца превращения на 10 °С. Во время распада аустенита на перлит в интервале скоростей охлаждения от 4,8 до 17 °С/с температура конца распада выше температуры начала на 10 и 20 °С соответственно, что объясняется выделением за короткий промежуток времени значительного количества тепла при фазовом превращении.
С учетом изученной кинетики распада аустенита высокоуглеродистой стали в потоке высокоско-
112/
г: гшшгггта
4 (68), 2012-
, 20
N ч
- \ R2 = 0,9 N 037 Ч \
/у / 4 R2 = 0,900 \ч * Ч \
У/ 7 \ \\ \
и \ ч ^ \
1150 1160 1170 1180 1190 1200 1210 1220 1230 1240 1250 1260 1270 1280 1290 1300 1310 Предел прочности, Н/мм2
Рис. 3. Распределение относительных частот по пределу прочности катанки диаметром 5,5 мм из стали 90 с использованием
КТМО по режиму 1 (-о-) и режиму 2 (-•-)
ростного проволочного стана 150 БМЗ произведена высокоуглеродистая катанка диаметром 5,5 мм, подвергнутая различным режимам КТМО (табл. 2). Охлаждение воздухом производили со скоростью не менее 15 °С/с, при этом скорость транспортирования витков (Ур) зависит от скорости прокатки (Упр) и должна соответствовать Утр = 12 10-3-Упр.
Таблица 2. Режимы КТМО катанки диаметром 5,5 мм из высокоуглеродистой стали
Марка стали Номер режима КТМО (схема) Скорость прокатки Кпр, Wc Температура, °С, подката и катанки, ±15 °С Вентиляторы № 1-9
перед ЧБ перед РКБ на витко-образователе включенная мощность, %
90 1 (ЧБ) 90 950 - 850 75-70
90 2 (ЧБ и РКБ) 105 944 918 850
90 3 (ЧБ и РКБ) 950 920 930
90Cr 945 917 930
Анализ показал, что в катанке из высокоуглеродистой стали, подвергнутой КТМО по режимам 2 и 3 с использованием дробности деформации (ЧБ и РКБ) в сравнении с режимом 1 (использование только ЧБ), предел прочности снижается на 20-25 Н/мм2 (рис. 3), при этом величина действительного зерна уменьшается с № 6-10 до № 8-11 (при разбеге в плавке не более двух номеров), а наличие пластинчатого перлита 2-го балла повышается с 15 до 20%.
Известно [3], что если металл подвергать по-следеформационным выдержкам при температурах, немного ниже температуры конца горячей деформации, то в нем могут протекать процессы ме-тадинамической рекристаллизации, статической полигонизации или статической (повторной) рекристаллизации, при которых избыточная плотность дислокаций будет ликвидирована в результате миграции большеугловых границ. При КТМО с использованием дробности деформации (ЧБ и РКБ)
при температурах, выше в результате частично прошедшей повторной (статической) рекристаллизации происходит уменьшение действительного зерна, дисперсности перлита и предела прочности по сравнению с базовой прокаткой и охлаждением (использование только ЧБ).
Основу микроструктуры сталей 90 и 90Сг, подвергнутых КТМО по режиму 3, составляет сорби-тообразный перлит, структурно свободный цементит, промежуточные структуры отсутствуют (рис. 4). Среднее межпластиночное расстояние перлита в катанке, подвергнутой КТМО по режиму 3, составляло для стали 90 - 0,15 мкм, для стали 90Сг -0,12 мкм при толщине цементитных пластин 0,011 и 0,008 мкм соответственно. Легирование стали хромом повышает дисперсность перлита, снижение содержания марганца приводит к уменьшению дислокационной насыщенности ферритной матрицы перлита, обеспечивая устойчивость металла к расслоению после испытаний на скручивание [4].
При прочих равных условиях основным фактором, влияющим на формирование поверхностных структур, является режим КТМО, при этом глубина распространения структур, формально определяющих частичное обезуглероживание катанки, зависит от температуры виткообразования [5] и в основном формируется по периметру катанки неравномерно (рис. 5, а).
В структуре раската после КТМО при температурах, выше А1, наиболее полно проходят процессы повторной рекристаллизации [6], при которой рост аустенитного зерна обусловливает снижение диффузии углерода и уменьшение видимого обезуглероженного слоя. В поверхностных слоях катанки происходит образование эвтектоида с тонкими пластинами и мелкими глобулями цементита. Катанка с такой структурой проявляет
а б
Рис. 5. Распределение глубины видимого обезуглероженного слоя (цифры у соответствующих экспериментальных точек показывают глубину обезуглероживания, мм • 103) по периметру катанки из стали 90 после КТМО с температурой витко-
образования 850 °С (а) и 930 °С (б)
структурную наследственность, что при скоростном волочении практически исключает образование закалочных структур на ее поверхности.
Распределение видимого обезуглероженного слоя по периметру катанки, подвергнутой в процессе КТМО контролируемому охлаждению с использованием дробности деформации (ЧБ и РКБ), равномерно (рис. 5, б), и его глубина уменьшается с повышением температуры на виткообразователе при среднестатистическом значении от 0,10 мм (при 850 °С) до 0,07 мм (при 930 °С).
Предложенные технологические подходы по формированию структуры и свойств в высокоуглеродистой катанке путем легирования и КТМО обеспечили на метизном переделе повышение технологи-
ческой пластичности металла, что позволило освоить на БМЗ производство сверхвысокопрочного ме-таллокорда 3+2х0,35ST и высокопрочной бортовой бронзированной проволоки диаметром 1,83 мм, произведенных прямым волочением без промежуточной термической обработки (патентирования) и, следовательно, при меньших затратах энергоносителей.
Выводы
1. В результате внедрения в потоке проволочного стана 150 БМЗ новой компоновки чистовой группы клетей блочной конструкции с дробностью деформации и системой междублочного контроля температуры подката повысились качественные характеристики выпускаемой продукции.
114/
г: гшшгггта
4 (68), 2012-
2. При легировании стали хромом повышается дисперсность перлита, а снижение содержания марганца приводит к уменьшению дислокационной насыщенности ферритной матрицы перлита и прочностных свойств, обеспечивая устойчивость металла к расслоению после скручивания.
3. Выявлено, что снижение температуры после горячей деформации с 1000-1100 до 850-930 °С приводит к снижению предела прочности высокоуглеродистой стали, которое зависит от дробности деформации и обусловлено уменьшением размера аустенитного зерна и дисперсности перлита.
4. Использование в хвостовой части прокатной чистовой линии дополнительно редукционно-ка-либрующего блока при производстве высокоуглеродистой катанки, подвергнутой КТМО с температурой на виткообразователе 930±15 °С, позволило снизить разброс механических свойств, уменьшить глубину обезуглероженного слоя с равномерным распределением его в поверхности катанки по периметру, повысить технологическую пластичность на метизном переделе, что является одним из достоинств такой катанки, соответствующей лучшим зарубежным аналогам.
Литература
1. T o s h i m i T. Microstructure control and strengthening of steel cord // Ferrum. 2006. Vol. 11. № 12. P. 791-797.
2. Металлы и сплавы: Справ. / Ю. П. Солнцев, В. К. Афонин, Б. С. Ермаков и др. СПб.: Профессионал, 2007.
3. Б е р н ш т е й н М. Л., З а й м о в с к и й В. А., К а п у т к и н а Л. М. Термомеханическая обработка стали. М.: Металлургия, 1983.
4. Влияние термомеханической обработки на структуру и свойства высокоуглеродистой катанки/ О. В. Луценко, А. М. Не-стеренко, В. Г. Черниченко и др. // Обработка материалов давлением. 2010. № 4 (25). С. 182-186.
5. Глубина обезуглероженного слоя на углеродистой катанке различных заводов-изготовителей / В. В. Парусов, В. А. Луценко, А. Б. Сычков и др. // Металлургическая и горнорудная промышленность. 2003. №.5 С. 61-64.
6. Особенности термомеханической обработки катанки в потоке стана 150 / В. А. Луценко, В. В. Парусов, Н. В. Андрианов и др. // Сталь. 2004. № 10. С. 68-70.
