Способ обработки металлов и сплавов

Способ обработки металлов и сплавов

Реферат

Изобретение относится к прокатному производству металлов, а также их сплавов и может быть использовано в цехах горячей прокатки, оснащенных непрерывными станами горячей прокатки.

Проблема повышения структурной однородности с одновременной диспергацией структурных составляющих и уменьшением размеров зерен, ведущая к увеличению как пластических, так и прочностных характеристик, является одной из основных в современном прокатном производстве. Комплексное решение ее в сочетании с внедрением энергосберегающей технологии позволяет повышать конкурентоспособность прокатной продукции.

Известен способ изготовления проката (SU 1071648 А, C21D 8/00 с приоритетом от 22.12.80), включающий нагрев заготовки, прокатку с окончанием при температуре Ar₃ + (20-60)°С с суммарной деформацией в последних пропусках 30-60%, ускоренное охлаждение и охлаждение на воздухе, ускоренное охлаждение производят со скоростью выше критической, до 650-700°С. Регламентация температурно-деформационных режимов прокатки в сочетании с последеформационным охлаждением со скоростью выше критической позволяет создать в структуре мелкое зерно аустенита с развитой субструктурой и значительным торможением рекристаллизационных процессов. Это позволяет устранить необходимость микролегирования стали сильными карбидо- и нитридообразующими элементами с целью торможения рекристаллизационных процессов и обеспечить высокий комплекс механических характеристик проката из низколегированных сталей. Однако реализация известного способа при производстве легированных сплавов приводит к повышению внутренних напряжений и микрохимических неоднородностей, снижению стабильности структуры и образованию макроструктурной неоднородности по сечению проката.

Известен способ обработки сталей (изменения физических свойств сталей) путем деформации, в том числе горячей, для обработки давлением заготовок и деталей высоконагруженных конструкций из сталей (патент РФ: RU 2181776 С2 с приоритетом от 20.01.05, 7 C21D 8/00, C21D 6/00, C21D 1/02).

Техническим результатом изобретения является получение мелкозернистой, преимущественно субмикрокристаллической структуры для широкого круга сталей. Заготовку нагревают до температуры выше Ac₁ и проводят пластическую деформацию в температурном интервале 1000-400°С за один или несколько этапов с поэтапным регламентированным снижением температуры до получения конечного размера зерен D_кр, при этом для сталей, в которых в указанном температурном интервале происходят фазовые превращения или выделение вторичных фаз, непосредственно после каждого этапа деформации выше температуры последнего фазового превращения или температуры выделения вторичных фаз проводят охлаждение с регламентированной скоростью, предотвращающее перлитное превращение или подавляющее выделение вторичных фаз. При создании указанного изобретения экспериментально установлено, что получить мелкозернистую структуру с преимущественно субмикрокристаллическим и вплоть до нанокристаллическим размером зерен можно, используя лишь совокупный эффект от динамической рекристаллизации, фазовых превращений и регламентированного охлаждения между этапами. Однако данный способ, направленный на получение критического размера зерна, не обеспечивает структурной однородности деформируемого металла, так как при деформации в температурном интервале 1000-400°С за один или несколько этапов на станах непрерывной прокатки металл претерпевает фазовые превращения, а температурный градиент внутри области выделения избыточных фаз значительно влияет на соотношение структурных составляющих и способствует образованию неоднородной макроструктуры по сечению металла.

Наиболее близким по технической сущности к предлагаемому является способ изготовления проката из низколегированных сталей с микродобавками сильных карбидо- и нитридообразующих элементов (например, сталь 20Г2Р, ⌀ 15 мм), включающий нагрев заготовки, прокатку в черновых, промежуточных и чистовых клетях с междеформационным подогревом металла в печи-термостате, а также меж- и последеформационное ускоренное охлаждение в устройствах со сплошным потоком воды. Скорость прокатки составляла 16 м/с. (Освоение оборудования для ускоренного охлаждения проката в потоке стана 350/ Вакула Л.А., Лехтман А.А., Попов А.С., Митрофанов Д.Л., Евсеев С.Л. //Сталь №7. - 2002. - С.65-67.) Предложенный авторами температурный режим прокатки с ускоренным межклетьевым охлаждением позволил после термической обработки по режиму высокого отпуска при 680°С с выдержкой 6 ч получить структуру зернистого перлита (100%) с твердостью 145 НВ. Однако микроструктурные исследования показали, что реализованный режим, позволив подавить рост аустенитных зерен, не обеспечил однородности структуры по сечению проката (на поверхности образцов формируется сорбит отпуска (С_отп), а в середине - феррито-карбидная смесь (Ф+К) или зернистый перлит).

Технический результат изобретения - повышение структурной однородности, уменьшение размеров зерен и дисперсности структурных составляющих, создание в ходе деформации развитой субзеренной структуры и как следствие повышение комплекса механических (прочностных и пластических) и технологических характеристик проката путем внедрения энерго-, ресурсосберегающей технологии. За счет возможности получения однородной, мелкозернистой структуры металла в конце прокатки необходимо корректировать температуру последеформационного охлаждения в сторону ее повышения, что обеспечивает получение более стабильной структуры прокатанного металла.

Технический результат достигается тем, что способ обработки металлов и сплавов в процессе непрерывной горячей прокатки с использованием межклетьевого подстуживания отличается тем, что однократное или многократное межклетьевое и последеформационное охлаждение металла ведут со скоростями охлаждения выше критических в области переохлажденной высокотемпературной фазы при условии выравнивания температур по сечению проката в температурно-временном интервале инкубационного периода диффузионного превращения от температуры выделения избыточной фазы плюс 50°С до следующей технологической операции. Охлаждение со скоростью выше критической необходимо для предотвращения начала распада аустенита или иной высокотемпературной фазы. Температурный интервал над критической температурой в 50°С необходим для учета инерционности процессов теплообмена в деформируемом металле. Нагрев металла (имеется в виду средняя температура по сечению в результате выравнивания температур после межклетьевого охлаждения) выше 50°С не обеспечивает прокату требуемых структурных и механических характеристик. Возможность варьирования температурными режимами деформации в сочетании с регламентацией температуры последеформационного охлаждения при условии поддержания скорости охлаждения выше критической позволяет обеспечить однородность микро- и макроструктуры, диспергировать структурные составляющие, уменьшить размер зерен, способствует образованию развитой субструктуры, торможению рекристаллизационных процессов, уменьшению обезуглероженного слоя.

Пример

Исходная заготовка - пруток низколегированной стали 20Г2Р, содержащей, мас.%: 0,21 углерода, 0,8 марганца, 0,23 кремния, 0,018 фосфора, 0,018 серы, 0,16 хрома, 0,14 никеля, 0,17 меди, 0,02 молибдена, 0,05 титана, 0,04 алюминия, 0,002 бора и 0,009 азота. Исходная заготовка - квадрат 100×100 мм. Исходная микроструктура - зерна феррита и колонии перлита размером 30 мкм. Критические температуры для данной марки стали A₁ - 730°С, А₂ - 730°С, Мн - 410°С. Структурные изменения в металле в процессе деформации повышают указанные критические температуры в зависимости от параметров прокатки (скорости, степени деформации и др.) Необходимо отметить, что скорость прокатки в процессе эксперимента изменялась в интервале от 3 до 4 м/с на участке с межклетьевым охлаждением металла, что обусловило изменения критических температур прокатанного металла.

Заготовку нагревали в газовой печи ПШП до температуры 1040-1130°С и выдерживали до образования однородного твердого раствора аустенита. Затем нагретую заготовку прокатывали на стане 250 до диаметра прутка 12 мм с суммарным обжатием 90%. В таблице приведены механические свойства и структурные характеристики стали 20Г2Р, используемой для высадки, в зависимости от температуры прокатки и условий последеформационного охлаждения. Сдаточными характеристиками стали являются структурные характеристики (80% зернистого перлита после высокого отпуска), условие выдерживания операции осадки на 1/3. В качестве дополнительных структурных характеристик использованы фазовый состав, размер зерна, величина обезуглероженного слоя и размер нитридов бора.

Таблица 1
Температурные режимы прокатки, структурные и механические характеристики стали 20Г2Р, ⌀ 12 мм
№	Тпроката до охлаждающ. устройства, °С	Тпроката до след. клети,, °С	Тпроката после клети, °С	Тсм, °С	Балл зерна	твердость, НВ	Структура проката до т/о, %	Твердость после т/о, %	Кол-во зернист. П, % (5 ч при 680, °С)	Обез. слой до и после т/о, мм	Осадка на 1/3 до и после т/о	Фракцион. состав борид/карб. фазы
1. конт	980	980	-	665±10	8	170	Ф+К	143	60	0,167/0,222	не выд/ не выд	1,5-2,0 мкм
2. по прототипу ⌀ 15	980	отсутств.	815±5	665±5	9-10	отсутств.	Ф+К+Сотп (на поверхности)	145	100 (6 ч при 680, °С)	отсутств. данные	-	0,2-1,5 мкм
3.	970	900	-	665±10	8-9	170	Ф+К	143	60	0,160/0,200	не выд/ не выд	1,0-2,0 мкм
4.	960	850	-	665±10	9	170	Ф+К	144	70	0,137/0,180	не выд/ не выд	0,5-2,0 мкм
5.	960	750	-	665±10	10	170	Ф+К	145	85	0,040/0,080	выд/ выд	0,01-1 мкм
6.	980	820	-	720±10	10	170	Ф+К	144	95	0,105/0,160	выд/ выд	0,2-1,5 мкм
7.	980	770	-	850±10	10	165	Ф+К	143	100	0,080/0,120	выд/ выд	0,1-1 мкм
8.	980	680	-	600±10	11	172	Ф+К+Сотп (на поверхности)	145	100	0,038/0,079	не выд/ не выд	0,01-1 мкм
9.	960	680	-	700±10	11	170	Ф+К+Сотп (на поверхности)	145	100	0,040/0,080	не выд/ не выд	0,01-1 мкм

Как следует из приведенных данных, завершение прокатки при высоких температурах с последующим ускоренным охлаждением до 650°С ведет к получению относительно низкого уровня твердости (образец №1 контрольный) в сравнении с примером использования междеформационного охлаждения (образец №2 прототип), однако температурные условия деформации прототипа не обеспечивают получение однородной структуры образца по его сечению. Незначительное снижение температуры прокатки при межклетьевом охлаждении (образец №3) не обеспечивает необходимого уровня прочностных, технологических и структурных характеристик проката.

Уменьшение температуры межклетьевого подстуживания при прокатке образца №4 до 850°С (максимальной температуры, при которой начинается выделение избыточной фазы (феррита) при непрерывном охлаждении плюс 50°С) способствует увеличению количества зернистого перлита в структуре отожженной стали и успешному выдерживанию осадки на 1/3 термообработанного образца.

В интервале температур межклетьевого подстуживания от 850 до 750°С при условии выравнивания градиента температур в инкубационном периоде диффузионного превращения аустенита до операции деформации, при температурах смотки [655-850]°С в структуре стали наблюдается уменьшение средних размеров зерен в 2 раза от 19.6 до 9,9 мкм (от 8 до 10 балла), а также в 2 раза уменьшаются размеры перлитных колоний. Таким образом повышается дисперсность и однородность структуры. За счет варьирования температуры смотки возможно получение образцов стали различной твердости (для рассматриваемого интервала твердость изменяется от 143 до 145 НВ). Повышение температуры смотки обеспечивает снижение твердости деформированного металла и повышение стабильности структуры, позволяет подготовить структуру к последующей операции термической обработки. Термическая обработка металла при температуре 680°С в течение 5 часов обеспечивает образование в структуре от 70 до 100% зернистого перлита. Пластинчатый перлит в структуре стали имеет округлые края и не оказывает охрупчивающего влияния, в результате чего успешно выполняется операция осадки на 1/3 как после, так и до термической обработки. Снижение температуры прокатываемого металла в результате межклетьевого подстуживания обеспечивает

формирование в структуре стали 20Г2Р дисперсных нитридов бора, эффективно тормозящих рекристаллизационные процессы. Размеры нитридов бора находятся в интервале от 0,5-2,0 до 0,01-1,0 мкм.

Эффект межклетьевого подстуживания проявляется также в уменьшении обезуглероженного слоя прокатываемого металла даже для низкоуглеродистой стали 20Г2Р. Так, например, в результате межклетьевого подстуживания по указанному режиму размер обезуглероженного слоя уменьшается: до термообработки - от 160 мкм (контрольный образец №1) до [40-137] мкм (образцы №4-7); после термообработки - от 200 мкм (контрольный образец №1) до [80-180] мкм (образцы №4-7).

Наилучшие требуемые результаты структурных характеристик и механических свойств получены на образцах №5-7 при условии межклетьевого подстуживания с выравниванием температур по сечению металла от 750 до 820°С, что соответствует интервалу температур в 50°С над критической температурой выделения избыточных фаз из высокотемпературной фазы. Здесь необходимо учитывать повышение критических температур в процессе непрерывной пластической деформации металла, что объясняет повышение верхнего температурного предела - 820°С, обусловленного повышением скорости деформации металла. В структуре образцов №8-9 наблюдается макроструктурная неоднородность и соответственно этими образцами не выдерживается операция осадки на 1/3. В образцах №3-4 из-за недостаточного межклетьевого охлаждения металла структура перлита представлена крупными колониями, и соответственно зернистый перлит, образующийся после термической обработки, имеет более грубое строение, где наблюдаются пластины с недостаточно округленными краями. Это, в свою очередь, способствует охрупчиванию металла при операции осадки на 1/3.

Таким образом, новый способ обработки металлов и сплавов в процессе непрерывной горячей прокатки обеспечивает получение однородной мелкодисперсной структуры металла и повышение комплекса механических характеристик.

Способ обработки металлов и сплавов, включающий непрерывную горячую прокатку с однократным или многократным междеформационным охлаждением и последеформационное охлаждение, отличающийся тем, что междеформационное и последеформационное охлаждение металла ведут со скоростью охлаждения выше критической в области переохлажденной высокотемпературной фазы при условии выравнивания температуры по сечению проката в температурно-временном интервале инкубационного периода диффузионного превращения от температуры выделения избыточной фазы плюс 50°С до следующей технологической операции.