CC BY
48
60
M
г: глгтгтгггггггг:г
4 (68), 2012-
There are results of researches of the mechanical properties and structure of the wire rod made of low-carbon nickel molybdenum steel after reduction to toughness thermomechanical treatment in the stream of high-speed wire mill.
В. А. ЛуцЕнко, Институт черной металлургии им. З. И. некрасова нАн украины
УДК 669.017:621.771.25:621.785:669.141.232
особенности формирования структуры и свойств при термомеханической обработке катанки из никельмолибденовой стали сварочного назначения
В условиях жесткой конкуренции для металлургической отрасли весьма актуальными остаются вопросы повышения качества металлопродукции, получение необходимого структурного состояния и свойств, обеспечивающих высокую технологичность на последующем переделе. В настоящее время возможности производства катанки превышают ее потребность, что обострило борьбу за рынки сбыта и обусловливает разработку и внедрение новых высокоэффективных технологических процессов ее производства. В последние годы возрос спрос на катанку с повышенной пластичностью, а именно низкоуглеродистую и легированную для производства сварочной проволоки.
При современной технологии суммарные обжатия при волочении катанки в проволоку достаточно велики (до 98%). Традиционная технология производства омедненной сварочной проволоки из никельмолибденовых сталей предусматривает удаление окалины химическим способом; волочение катанки диаметром 6,5-5,5 мм в проволоку диаметром 4,0 мм; светлый рекристаллизационный отжиг при 680 °С длительностью до 10 ч; волочение отожженной заготовки в проволоку диаметром 2,5-3,0 мм; повторный светлый рекристаллизаци-онный отжиг; волочение в проволоку конечного диаметром 0,8-1,6 мм и омеднение. Поэтому актуально повышение пластичности катанки при производстве проволоки с сохранением необходимых качественных характеристик и сопутствующей экономией энергоресурсов за счет исключения из технологического цикла промежуточной термообработки.
Параметры структуры, обеспечивающие высокую деформируемость катанки при холодной пластической деформации, могут быть достигнуты
путем термомеханической обработки (ТМО) катанки в потоке высокоскоростного проволочного стана. Поэтому при разработке способов обработки проката после горячей деформации необходимо учитывать влияние высокотемпературной деформации и последующих условий охлаждения на кинетику превращений аустенита и соотношение структурных составляющих [1].
Наблюдаемая в ряде случаев повышенная обрывность при волочении катанки из низколегированных сталей сварочного назначения обусловлена структурными факторами. Наиболее существенным в этом плане является наличие в структуре кристаллов высокодислокационного пластинчатого мартенсита с многочисленными микродвойниками, которые при деформации служат барьерами продвижения дислокаций [2]. Образующиеся при деформации феррита и мартенсита массивные дислокационные скопления являются источниками микро- и макротрещин, что приводит к разрушению проволоки в процессе волочения. Учитывая, что № и Мо значительно повышают устойчивость аустенита [3], при охлаждении в катанке может формироваться сложная гамма структур.
Цель проведенных исследований - выявление особенностей влияния ТМО на формирование структуры и свойств катанки из низкоуглеродистой ни-кельмолибденовой стали сварочного назначения.
Эксперименты с варьированием режимов двух-стадийного охлаждения на линии Стелмор [4] показали, что наиболее благоприятный эффект в плане повышенной технологической пластичности при волочении катанки диаметром 5,5 мм из ни-кельмолибденовой стали для сварочной проволоки достигается при использовании разупрочняющей ТМО [1], предусматривающей после высокоско-
/¡гтт ^ гг гттгггтггтге
-4 (68), 2012
/ 61
Рис. 1. Средние значения предела прочности катанки диаметром 5,5 мм из никельмолибденовой стали (Св-10НМА) после различных температурно-скоростных режимов ТМО с охлаждением после виткообразователя со скоростью: А - более
3 °С/с; Б - менее 1 °С/с
ростнои прокатки ускоренное охлаждение водой до температур выше Асз и последующее замедленное охлаждение со скоростью менее 1,0 °С/с, при котором обеспечиваются условия, близкие к квазиизотермическим [5].
На рис. 1 приведены средние значения предела прочности катанки диаметром 5,5 мм из никельмолибденовой стали (Св-10НМА) после различных режимов разупрочняющей ТМО. Микроструктурные исследования производили на образцах, имеющих следующие механические свойства: предел прочности - 510 Н/мм2, относительное сужение -75%, относительное удлинение - 14%.
Структура катанки из низкоуглеродистой ни-кельмолибденовой стали после разупрочняющей ТМО представляет собой конгломерат структурных составляющих с достаточно равномерным распределением островковых участков (до 10%) перлита, бейнита и мартенсита в ферритной матрице с полигональным зерном феррита (рис. 2). Согласно [3], структуры такого рода классифицируются как мультифазные, формирование которых осуществляется в основном при температурах межкритического (МКИТ) интервала (Ас1-Асз), которые предпочтительны для холодной деформации, так как установившееся при выдержке в МКИТ
Рис. 2. Микроструктура катанки из низкоуглеродистой никельмолибденовой стали после разупрочняющей ТМО: а - оптическая микроскопия; б - растровая микроскопия; а - х500
Рис. 3. Микроструктура катанки из низкоуглеродистой никельмолибденовой стали после разупрочняющей ТМО.
а - х25000; б, в - х10000
со / а ггттгп г: глгт(т/7/7ггггггггт
а (68), 2012-
распределение внутренних напряжений между ферритом и аустенитом способствует развитию рекри-сталлизационных процессов в феррите с сохранением при последующем охлаждении его низкодислокационного строения.
Проведенный структурный анализ исследуемой низкоуглеродистой никельмолибденовой катанки свидетельствует о низкой плотности дислокаций в феррите, в зернах которого просматриваются единичные и локальные скопления дислокации невысокой плотности (рис. 3, а).
Перлит достаточно дисперсный (рис. 3, б), и его формирование происходит при тех же скоростях охлаждения, что и бейнита и мартенсита, поэтому изменение механизма распада аустенита от сдвигового к диффузионному происходит только за счет наличия концентрационной микронеоднородности в исходном аустените. В микроучастках аустенитных островков, несколько обедненных углеродом и легирующими элементами, прежде всего никелем, молибденом, а также и другими элементами, в процессе квазиизотермического воздушного охлаждения после высокоскоростной прокатки от температур МКИТ на транспортере линии Стел-мор как раз и осуществляется перлитный распад аустенита. Размеры колоний перлита, соседствующих с ферритом и бейнитом, достаточно малы, что в данном случае подтверждает предположение о микроликвационном характере перлитного превращения аустенита.
Участки с бейнитой структурой (рис. 3, в) имеют достаточно широкие пластины а-фазы с выделением цементита в приграничных участках (прерывисто) и внутрипластиночно в виде дисперсных микрочастиц. Разделение бейнита на «верхний» и «нижний» не представляется возможным, так как их пластины фактически соединяются друг с другом.
Мартенсит в островковых участках упрочняющей фазы имеет пластиночно-реечное строение. Свойственный мартенситу рельеф на поверхности соответствующих островковых участков не выяв-
ляется - они имеют гладкую фактуру поверхности (см. рис. 1, б). Такой не выявляемый (бесструктурный) в обычных реактивах мартенсит называют «гарденитом» [6].
Приведенные в [3] данные о возможности продвижения дислокаций через участки мартенсита были подтверждены экспериментальными результатами. На снимке, полученном с участка исследованной катанки из низкоуглеродистой никельмо-либденовой стали, испытанной методом статического растяжения (рис. 4, а), расположенного в непосредственной близости от места разрыва, отчетливо видна дислокационная ячеистая субструктура феррита (рис. 4, б), а мартенситный кристалл (рис. 4, в) содержит пересекающие его тело трековые линии, полученные в результате дислокационно-деформационного воздействия. По этим линиям части мартенситного кристалла относительно друг друга на внешних поверхностях образуют ступени.
Аналогичным образом по предложенному механизму может осуществляться перемещение дислокаций и через бейнитные кристаллы, однако необходимо учитывать влияние цементитных частиц, располагающихся в виде дисперсных выделений внутри («нижнего») или по границам пластин («верхнего») бейнита.
Следует однако отметить, что описанный механизм в низко- и среднелегированных сталях со смешанной (мультифазной) структурой может реализо-вываться не всегда. По крайней мере при очень высокой степени дислокационного насыщения мартен-ситных (бейнитных) кристаллов или при наличии в них внутренних дефектов и выделений, существенно тормозящих перемещение дислокаций, реализация такого механизма будет серьезно затруднена. Согласно [2], в кристаллах мартенсита катанки из кремнемарганцевой стали Св-08Г2С наблюдаются многочисленные микродвойники, вносящие значительный вклад в повышение уровня твердости катанки, склонности к трещинообразованию и обрывно-
Рис. 4. Схема вырезки образцов из низкоуглеродистой никельмолибденовой стали вблизи участка разрушения (а) и их микроструктура. б - х16000; в - х22000
сти при волочении, поэтому для обеспечения необходимой технологичности в исходной структуре катанки требуемое количество бейнито-мартен-ситных участков ограничивают не более 5 %.
Выводы
1. Установлено, что в катанке из низкоуглеродистой никельмолибденовой стали в процессе высокоскоростной прокатки после разупрочняющей ТМО, включающей на завершающей стадии замедленное охлаждение, близкое к квазиизотермической выдержке, формируемая смешанная фер-рито-перлито-бейнито-мартенситная структура обеспечивает высокие пластические свойства.
глгтт:Г: г: кт г /лтгг: гт / со
-а (68), 2012/ ии
2. Показана возможность реализации механизма перемещения дислокаций через островковые мартенситные и бейнитные участки структуры при наложении деформационного воздействия. Учитывая, что количество островковых бейнито-мар-тенситных участков незначительное (до 10%), а расстояние между ними большое, что не препятствует движению дислокаций, пластические свойства такой катанки и ее способность к деформационному формоизменению высокие, что позволяет в технологической схеме производства проволоки исключить промежуточную смягчающую термическую обработку.
Литература
1. Разупрочняющая термомеханическая обработка проката из углеродистой стали / В. В. Парусов, А. Б. Сычков, В. А. Лу-ценко [и др.] // Металлургическая и горнорудная промышленность. 2003. № 6. С. 54-56.
2. Н е с т е р е н к о А. М., С ы ч к о в А. Б., Ж у к о в а С. Ю. Исследование причин разрушения при волочении катанки-проволоки из стали Св-08Г2С // Металлургическая и горнорудная промышленность. 2006. № 6. С. 60-63.
3. 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.
4. Освоение на комбинате «Криворожсталь» производства термически обработанной катанки из низкосернистой легированной стали для сварочной проволоки / В. А. Луценко, В. В. Парусов, В. А. Поляков [и др.] // Металлургическая и горнорудная промышленность. 2004. № 3. С. 68-71.
5. Л у ц е н к о В. А., С и в а к А. И., Ж у р а в л е в И. И. Термомеханическая обработка в потоке проволочного стана 150-1 КГМК «Криворожсталь» катанки из легированной стали для сварочной проволоки // Металознавство та обробка металiв. 2005. № 3. С. 27-29.
6. З а в ь я л о в А. С., Т е п л у х и н Г. И., Г а б е е в К. В. Условия и механизм образования бесструктурного мартенсита (гарденита) // Металловедение и термическая обработка металлов. 1979.№ 10. С. 11-12.
