Партнерский проект с компанией Руспроектэксперт

Тел.: 8-495-771-14-07

Проектирование


РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ СВЕРХНИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ, СТАБИЛИЗИРОВАННЫХ

Рассмотрена кинетика рекристаллизации IF-сталей (не содержащих свободных атомов внедрения) двух составов при непрерывном нагреве. Сравниваются процессы рекристаллизации стабилизированных и нсстабилизированных сталей. Текстуру деформации и рекристаллизации определяли дифракто метрическим методом с построением ФРО (функций распределения ориентации объемов образца). Исследовали механизм формирования структуры и текстуру рекристаллизации в процессе возврата и первичной рекристаллизации

Формирование конечной структуры и текстуры материалов, предназначенных для глубокой вытяжки, происходит в процессе рекристаллизационного отжига. Общеизвестно [1—3], что состояние деформированной матрицы и твердого раствора, а также дисперсные частицы играют главную роль в формировании конечных свойств. Оптимизация условий процесса отжига должна отражать упомянутые параметры.

В работе сопоставлены механизмы взаимодействия процессов возврата, зародышеобразования и выделения дисперсных частиц в IF-сталях и в классических сталях, раскисленных алюминием. Если в раскисленных алюминием сталях весь технологический процесс направлен на сохранение алюминия и азота в твердом растворе до начала процесса рекристаллизации и на выделение дисперсных частиц только параллельно процессу рекристаллизации, то в IF-сталях всех типов дисперсные частицы присутствуют уже после горячей прокатки [4].

В связи с этим возникает вопрос, каков механизм процесса формирования зародышей рекристаллизации, тормозящегося стабильными частицами, и как этот механизм воздействует, на усиление {111} ориентировки и одновременно на ослабление ориентировки.

В статье дан анализ формированию структуры и текстуры в впроцессе рекристаллизационного отжига IF-сталей при непрерывном нагреве с использованием аналитического моделирования цикла температурного нагрева.

Программа эксперимента

В работе исследовали сверхнизкоуглероди-стые IF-стали, микролегироанные Ti и Ti—Nb, а также упомянутые ранее стали без микроле-гирующих добавок, стабилизированные А1. Хи-мический состав этих сталей представлен в таблице. Образцы горячекатаной полосы толщиной 3,3—3,5 мм были прокатаны вхолодную на лабораторном двухвалковом стане 200 со степенью обжатия 70% за шесть проходов.

Для эксперимента по рекристаллизационному отжигу использовали температурный цикл, отражающий температурный режим так называемых холодных точек при отжиге в колпаковой печи [5, 6]. Он был определен с использованием компьютерной программы [7] для выбранной технологии нагрева и на рис. 1 изображен пунктирной линией.

Образцы стали размерами 15x25 мм защищали в процессе отжига специальным покрытием "KALSEN". Изменение температуры контролиро-валось автоматически. Эксперимент осуще-ствляли по стадиям, регистрируя изменения структуры и текстуры в процессе первичной и вторичной стадий рекристаллизации.

Металлографический анализ проводили на образцах, вырезанных перпендикулярно на-правлению прокатки. Для выявления микро-структуры использовали травитель Railing следующего состава: 100 мл Н20, 100 мл НС1 и 5 г СиС12 и ниталь. Долю рекристаллизованных зерен определяли линейным методом.

Рентгенографическое исследование текстуры проводилось методом Harris’a на дифрактометре "SIEMENS К4" в излучении молибдена. Коэффициенты Pit определенные из отношения интегральной интенсивности образцов с текстурой и без текстуры, отражают долю площади зерен с плоскостями (HKL), параллельными плоскости листа.

Анализ текстур проводили с применением ФРО, с использованием метода обратных отражений. Для построения ФРО использовали четыре неполные полюсные фигуры (110), (200), (112) и (103), снятые в ^-излучении молибдена. Полученные с помощью ФРО данные обрабатывали на компьютере по программе Института металловедения и физики металлов (RWTH, Aachen).

Описание кинетики рекристаллизации

Изменение процесса рекристаллизации при непрерывном нагреве исследовали с помощью количественной металлографии и измерения микротвердости матрицы в процессе возврата, а также в рекристаллизованных объемах на образцах, вырезанных перпендикулярно направлению прокатки.

Кинетика рекристаллизации представлена на рис. 1 в виде кривых. Сталь с недостаточным количеством эффективных дисперсных частиц рекристаллизуется в первую очередь, так как эту сталь сматывали в рулон при высокой температуре. Сравнение хода рекристаллизации этой стали с чистым железом, очищенным зонной плавкой [8], показывает, что сталь А ведет себя в процессе рекристаллизации так же, как и чистый феррит, и является подходящим эталонным объектом.

Заметное смещение кривой первичной ре-кристаллизации в сторону большего времени и отчетливое замедление этого процесса наблюдали в стали В, микролегированной Ti, и особенно в стали С, микролегированной Ti— Nb. Первичная рекристаллизация завершается после 23 или 26 ч отжига, когда температура непрерывного нагрева достигает более 650 °С.

Анализ формирования структуры

Характерной чертой деформированной микроструктуры низкоуглеродистых сталей является контраст между так называемыми темными и светлыми зернами, выявляемыми при их травлении. Температурные зерна отличаются более высокими значениями микротвердости, что, по-видимому, связано с высокой энергией деформации, накопленной темными зернами, которые в процессе активной деформации ориентируются определенным образом. Такое строение структуры сохраняется в процессе всего инкубационного периода, а также и в процессе первичной рекристаллизации.

Исходная структура стали А после холодной прокатки со степенью обжатия в 70% ха-рактеризуется ферритными зернами, вытянутыми вдоль направления прокатки. Величина ферритного зерна находится в широком диапазоне, от 60 до 150 мкм, и зависит в большей или меньшей степени от величины ферритного зерна горячекатаного листа. Отношение поперечного и продольного размера зерна также различно, однако отношение 1:10 превалирует. В некоторых зернах наблюдались три системы плоскостей скольжения. На ступеньках границ зерен формируются блоки плоскостей или полос скольжения. Зародыши рекристаллизации образуются на границах зерен или внутри зерен по механизму роста зерен путем перемещения субграниц. Такой процесс идет не во всех зернах, причем в этой стали не наблюдали торможения зародышеобразования дисперсными частицами. Силой, контролиующей формирование зародышей, является запасенная энергия деформации, которая зависит от ориентации зерен. Поэтому в участках, ориентированных определенным образом и обладающих высокой энергией, процессы возврата начинаются при более низких температурах нагрева— вблизи 400°С, тогда как в объемах, менее насыщенных дефектами, требующих больше энергии для начала рекристаллизации, процесс рекристаллизации начинается соответственно позже. После завершения первичной рекристаллизации при 550 °С рекристаллизованная структура не является гомогенной и представляет собой чередующиеся объемы с мелкими зернами около 10 мкм и крупными зернами более 40 мкм. Это явление связано с упомянутой выше различной степенью спонтанной рекристаллизации различно деформированных зерен. После окончания отжига структура гомогенизируется. Средний размер полигонизированного ферритного зерна составляет 28 мкм.

Деформированная структура IF-стали, микролегированной Ti, отличается от упомянутых выше сталей тем, что деформированные зерна значительно длиннее,— более чем 0,3мм и в зернах металлографически обнаружены линии преимущественного скольжения. В микроструктуре этой стали также наблюдаются так называемые светлые и темные зерна. Формирование зародышей рекристаллизации носит селективный характер. В темных зернах, в которых процесс возврата начинается раньше, скопления зародышей новых зерен формируются вдоль всей длины зерен. Эти зерна в случае благоприятных ориентационных соотношений с матрицей могут прорасти сквозь границу соседнего зерна при условии, что на границе отсутствуют выделения дисперсных частиц Ti, блокирующих движение границы. После отжига в течение 20 ч заканчивается формирование рекристаллизованной структуры, состоящей из восстановленных светлых зерен. Торможения роста новых зерен в направлении толщины листа создает условия, при которых образуется так называемая структура "пэн-кейк" (pancake) по типичному для раскисленных алюмимнием сталей механизму формирования структуры. На самом деле эти факты необходимо проверить, как и формирование предпочтительной ориентировки, а также нормальной анизотропии связанных с ними свойств. Она состоит из полигональных ферритных зерен со средним размером 17,8 мкм, вытянутых вдоль направления прокатки. Коэффициент вытянутости зерен составляет 2,1.

Предложенный для стали В механизм заро- дьппеобразования и роста может быть применен и для стали С. Разница заключается в кинетике процесса рекристаллизации. Добавка ниобия и наличие эффективных дисперсных частиц Nb(C, N) тормозит процесс рекристаллизации. Первичная рекристаллизация стали С в сравнении со сталью В заканчивается на 3 ч позже, т.е. после 26 ч отжига. Тем не менее, это не оказывает влияния на конечную структуру стали, поскольку в этом случае наблюдается также ферритная структура с зернами средней вытянутости, имеющими средний размер 15,3 мкм.

Изменение текстуры в процессе рекристаллизации

Рентгенографический анализ обнаруживает слабую текстуру горячектаного листа с хаотичным распределением ориентировок. Оценка интегральной интенсивности текстурных компонент обнаруживает максимальную плотность Pi = 1>9. В текстуре поверхности превалирует ориентировка {110}, однако с меньшим значением интегральной интенсивности.

В отличиие от текстуры горячекатаного листа, в текстуре холоднокатаного листа с обжатиями 70 % ориентировка {110} значительно подавлена. В целом текстура может быть охарактеризована как типичная для сталей, предназначенных для глубокой вытяжки, с характерной высокой долей ориентировок с направлением, параллельным направлению прокатки, и направление. перпендикулярным плоскости листа.

Результаты ФРО-анализа (рис. 2) показывают, что в текстуре холодной деформации превралирует высокая полюсная плотность вдоль а- и у-волокон, где доминируют идеальные ориентировки

В процессе отжига преимущественное развитие получают главным образом ориентировки, и в меньшей степени ориентировка {112}. Другие ориентировки остаются в процессе отжига на постоянном уровне и наблюдаются в относительно малом количестве. Текстуры рекристаллизации исследованных сталей изображены на рис. 2. Здесь представлены полюсная плотность а- и у-волокон, рассчитанная для различных образцов стали В. Представленные данные показывают пятикратное уменьшение ориентировки {001} <110>. Направление <111>, перпендикулярное поверхности листа, и характерное для у-волокон, видоизменяется в пользу идеальной ориентировки. На рис. 3 представлены относительные ин-тенсивности конкретных ориентировок, выра-женные коэффициентом Р» в зависимости от времени рекристаллизационного отжига. Видно, что процесс измерения текстуры во времени согласуется с ходом процесса первичной рекристаллизации, однако изменения преиму-щественной ориентировки, регистрируемые дифрактометрическим методом, несколько запаздывают относительно процесса рекристал-лизации. Если рекристаллизационный объем XV составляет 50 %, то общее изменение ориен-тировки {111} достигает лишь 25 %; 50 %-ное изменение текстуры, регистрируемое после 5 ч от начала рекристаллизации, отмечается при XV = 15%.

В эталонном образце А запаздывание изменения текстуры связано с более интенсивным протеканием процесса рекристаллизации, а не с наличием эффективных дисперсных частиц. За то время, когда рекристаллизация охватывает 50 % структуры, рентгенографический метод вообще не регистрирует каких-либо изменений текстуры. Такие же результаты были поулчены и при изотермическом отжиге [9].

Таким образом, заметное изменение текстуры обнаруживают тогда, когда рекристаллизованный объем составляет 50—70 %. Это означает, что значимое изменение текстуры является на завершающих стадиях первичной рекристаллизации, а не на первых фазах зародышеобразования. Эти процесы приводят к формированию текстуры с преимущественной ориентировкой {ill} и подавленной ориентировкой {110}.

Обсуждение результатов

Из описания процесса первичной рекристаллизации IF-сталей следует, что для деформированной структуры характерно наличие двух типов зерен: светлые, и темные, с рельефом поверхности и повышенными значениями микротвердости. Формирование первых рекристаллизованных зерен наблюдается именно в темных деформированных зернах. После определенного времени отжига новые зерна образуют замкнутые колонии, разделенные светлыми вытянутыми зернами. На этой стадии процесса рекристаллизации рентгенографический анализ изменений текстуры не обнаруживает (см. рис. 3). Тогда, когда весь "темный объем" материала замещается новыми рекристаллизованными зернами, процесс рекристаллизации распространяется на "светлые объемы". Именно в это время наблюдается благоприятное изменение предпочтительных ориентировок текстуры.

Исходя из структурых изменений, процесс рекристаллизации можно разделить на две стадии.

На первой стадии рекристаллизации форми-рование новых зерен идет по механизму ори-ентированного зародышеобразования и миграции малоугловых границ. Таким образом, можно говорить о рекристаллизации "in-situ". Первые кластеры зародышей рекристаллизации имеют такую же ориентацию, что и деформированная матрица в участке его образования. Однако это исключает наличие высокоугловой границы между сформированными зернами и деформированными участками. Только на второй стадии избирательный рост происходит путем движения большеугловых границ. Данные работ [10, 11] согласуются с этими результатами. Формирование острой текстуры, необходимой для яглубокой вытяжки, нельзя объяснить механизмом хаотичного образования зародышей, за которым следует их селективный рост. Это утверждение не подтверждается также и рентгенографическим анализом.

В работе [12] представлены доказательства механизма ориентироанного зародышеобразования путем роста субзерен в исследованной на ПЭМ структуры чистого железа, полученного зонной плавкой. Ориентировка зародышей связана с ориентировкой деформированной матрицы, но скорость роста различных зародышей различна. Восстановление анизотропии зависит от запасенной энергии деформации. Согласно Делямору [3], в ходе возврата отдельные участки субструктуры восстанавливаются в большей степени, чем про-исходит восстановление во всем объеме. Эти

участки обладают субзеренной структурой и они ориентированы в направлении, перпендикулярном плоскости деформации. Подобные процессы могут также происходить и в IF-сталях.

Из сказанного выше следует, что для получения максимального объема ориентировок в текстуре рекристаллизации необходимо иметь по возможности максимальный объем этой ориентировки в текстуре деформации.

В работе описан лабораторный эксперимент по исследованию рекристаллизационного отжига IF-сталей. Результаты могут быть обобщены в следующие выводы:

1. Наличие дисперсных выделений в виде карбонитридов Ti и Nb оказывает существенное влияние на кинетику рекристаллизации IF-сталей. По сравнению со сталями без микролегирующих добавок, начало рекристаллизации в IF-сталях сдвигается к более высоким температурам (в Ti-сталях на 200 °С, а в Ti-Nb-сталях на 250 °С). Несмотря на сильное торможение процесса рекристаллизации в Ti-IF-сталях, при медленном нагреве вполне реально полное завершение первичной рекристаллизации и гомогенизации структуры на первых стадиях вторичной рекристаллизации.
2. Первичная рекристаллизация IF-сталей протекает в две стадии. На первой стадии формируются новые зерна по механизму ориентированного зародышеобразования в "темных областях" деформированной матрицы с высокой запасенной энергией. Это является по сути рекристаллизацией "in-situ", когда новые зерна имеют ту же ориентацию, что и деформированная матрица. На второй стадии новые зерна растут благодаря миграции большеугловых границ за счет оставшейся "светлой части" деформированной структуры. На этой стадии структурообразования происходят позитивные изменения текстуры в направлении усиления предпочтительной ориентировки зерен с направлением, перпендикулярным плоскости листа.

СБОРНИК НАУЧНЫХ ТРУДОВ Черная металлургия России и стран СНГ в XXI веке. Т о м 5, Москва 1994

Экспертиза

на главную