Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Эволюция структуры и текстуры в процессе производства стали 12
1.1.Формирование структуры стали 12
1.1.1. Структура горячекатаных полос стали 15
1.1.2. Изменение параметров структуры горячекатаных полос стали при нормализации 20
1.1.3. Параметры структуры готовой стали после обезуглероживающе-рекристаллизационного отжига 21
1.1.4. Взаимосвязь параметров структуры после различных технологических операций 24
1.2.Формирование текстуры стали 27
1.2.1. Текстура горячекатаных полос стали 27
1.2.2. Влияние нормализации на параметры текстуры 31
1.2.3. Преобразование текстуры стали при холодной прокатке 33
1.2.4. Текстура готовой стали 36
1.2.5. Взаимосвязь параметров текстуры после различных технологических операций 39
1.3. Неметаллические включения в стали 47
1.3.1. Исследование неметаллических включений в горячекатаной, нормализованной и готовой стали 47
1.3.2. Изучение неметаллических включений после закалки стали при нагреве до различных температур 53
1.4. Влияние химического состава на первичную и собирательную рекристаллизацию, формирование структуры и текстуры стали 56
1.4.1. Первичная рекристаллизация в стали различного химического состава 57
1.4.1.1. Исследование изменения твёрдости стали в процессе медленного нагрева 57
1.4.1.2. Металлографический анализ первичной рекристаллизации при медленном нагреве 60
1.4.1.3. Формирование структуры при быстром нагреве 68
1.4.1.4. Изменение текстуры стали при медленном и быстром нагревах 72
1.4.2. Влияние химического состава стали на собирательную рекристаллизацию 79
1.4.2.1. Кинетика роста зерна при собирательной рекристаллизации 79
1.4.2.2. Изменение текстуры стали при собирательной рекристаллизации 85
Выводы из главы 1 93
Глава 2. Совершенствование технологии производства стали 104
2.1. Неоднородность механических и магнитных свойств по ширине полос стали 104
2.1.1. Магнитные свойства 104
2.1.1.1. Неоднородность магнитных свойств 106
2.1.1.2. Структура стали 108
2.1.1.3. Зона внутреннего окисления 110
2.1.1.4. Неметаллические включения 113
2.1.1.5. Исследование текстуры 116
2.1.1.6. Фактор, определяющий неоднородность магнитных свойств 123
2.1.2. Механические свойства 125
2.1.2.1.Исследование неоднородности механических свойств горячекатаных полос стали 125
2.1.2.2. Влияние температуры конца прокатки и смотки на внутриплавочную неоднородность пластических свойств горячекатаных полос стали 131
2.1.2.3. Влияние химического состава на межплавочную неоднородность пластических свойств горячекатаных полос стали 135
2.1.2.4. Исследование влияния температурно-скоростных параметров нормализации на механические свойства стали перед холодной прокаткой 138
2.1.2.5. Исследование и прогноз кривых упрочнения электротехнической изотропной стали при холодной прокатке 150
2.1.2.6. Алгоритм определения сопротивления деформации при холодной прокатке изотропной стали 156
2.2. Влияние условия охлаждения рулонов после горячей прокатки на структуру и свойства стали 158
2.3. Совершенствование режимов нормализационного отжига горячекатаных полос 170
2.4. Влияние режимов холодной прокатки на структуру, текстуру магнитные и механические свойства стали 181
2.4.1. Влияние перераспределения обжатий по клетям и натяжения между клетями на структуру, текстуру и магнитные свойства стали 182
2.4.2. Совершенствование режимов и оборудования холодной прокатки 189
2.4.2.1. Снижение температуры нагрева по ширине бочки рабочих валков 190
2.5. Оптимизация режимов обезуглероживающе-рекристаллизационного отжига 195
Выводы из главы 2 206
Глава 3. Разработка новых технологий производства стали 214
3.1. Энергосберегающая технология производства стали 214
3.1.1. Исследование влияния режимов охлаждения на отводящем рольганге стана «2000» на структуру и магнитные свойства изотропной стали 3 и 4 групп легирования 215
3.1.2. Лабораторные эксперименты изучения влияния режимов охлаждения горячекатаных полос на структуру и магнитные свойства стали 223
3.1.3. Опытно-промышленное опробование технологии без нормализации 225
3.2. Технология производства нелегированной и легированной изотропной полупроцессной стали 229
3.2.1. Нелегированная сталь 233
3.2.1.1. Исследование влияние режимов технологических операций на структуру и свойства стали 235
3.2.2. Легированная сталь 245
3.2.2.1. Исследование влияния режимов обработки на свойства стали 248
3.2.2.2. Исследование влияния химического состава на свойства стали 255
3.2.3. Оптимизация микроструктуры и свойств полуготовой стали марок M660-5D и M800-65D 259
3.3. Технология производства высокопроницаемой стали 265
3.3.1. Теоретические основы 265
3.3.2. Исследование роли фосфора в стали 268
3.3.3. Особенности технологии 276
3.3.4. Металлографический анализ 278 3.3.4.1 Неметаллические включения 278
3.3.4.2. Структура горячекатаных и нормализованных полос стали 280
3.3.4.3. Структура стали после обезуглероживающе-рекристаллизационного отжига 282
3.3.5. Анализ текстуры 283
3.3.6. Дисперсная фаза 290
3.3.7. Общие выводы и рекомендации 292
Выводы из главы 3 293
Общие выводы 295
Библиографический список 307
- Параметры структуры готовой стали после обезуглероживающе-рекристаллизационного отжига
- Металлографический анализ первичной рекристаллизации при медленном нагреве
- Влияние температуры конца прокатки и смотки на внутриплавочную неоднородность пластических свойств горячекатаных полос стали
- Исследование влияние режимов технологических операций на структуру и свойства стали
Введение к работе
Развитие производства материалов состоит из отдельных этапов, длительность которых определяется скоростью развития человеческого сообщества. Начинается производство какого-то материала с определенным уровнем свойств. Используются определенные объемы знаний, технология, исходные материалы и оборудование. Все они обладают какими-то предельными параметрами и возможностями, и это определяет свойства производимого материала. Однако с течением времени требования к свойствам материала начинают превышать получаемые. Возникает необходимость привлечения к производству материала новых знаний, оборудования, технологии и, зачастую, новых исходных материалов, т.е. переходу к следующему этапу производства. Динамично развивается то производство, при котором постоянно уделяется внимание накоплению новых знаний.
Изотропная электротехническая сталь является магнитомягким материалом, применяемым для изготовления магнитопроводов электрической аппаратуры, работающих во вращающемся переменном магнитном поле (статоры и роторы электродвигателей, электрогенераторов и др.). Основной характеристикой оценки качества этой стали являются магнитные свойства - потери энергии на процесс перемагничивания, магнитная индукция и анизотропия этих свойств. Магнитные свойства стали и их анизотропия определяются ее химическим составом, параметрами структуры и текстуры. Готовая сталь имеет структуру, полученную процессами первичной и собирательной рекристаллизации при конечном обезуглероживающе-рекристаллизационном отжиге. Прогрессивная и наиболее широко используемая технология производства этой стали включает выплавку и непрерывную разливку, горячую прокатку, нормализацию или без нее, холодную прокатку и конечный отжиг. Представляемая диссертационная работа посвящена производству стали по этой технологии и разработке новых перспективных технологий. Содержание основного легирующего элемента кремния зависит от назначения стали и изменяется от 0,30 до 3,20%. Это усложняет управление качеством стали, т.к. существенно изменяется кинетика физико-химических процессов и механические свойства стали. Не только химический состав, но и режимы каждой технологической операции влияют на формирование структуры и текстуры готовой стали. Зачастую изменение режима какой-то технологической операции оказывает противоположное с точки зрения получения необходимых величин действие на параметры структуры и текстуры. Совокупность большого количества внутренних и внепших факторов влияния на структуру и текстуру стали, неоднозначность этого влияния и необходимость формирования определенного комплекса структуры и текстуры определяют сложность производства этого материала и необходимость, безусловно, глубокого понимания физики процессов, происходящих в нем в процессе производства.
За последние 10ч-20 лет наряду с требованиями к улучшению свойств материалов чуть ли не на первое место вышли требования по снижению их стоимости, уменьшению энергоемкости технологий производства, повышению экологичности как материалов, так и технологий- В диссертации приводятся результаты разработки и внедрения трёх таких технологий производства изотропной стали, которые могут постепенно полностью заменить технологию, используемую в настоящее время.
Работа над диссертацией выполнена в академическом стиле. Вначале проводилось изучение закономерностей большого количества различных физико-химических процессов в стали, их зависимости от внешних и внутренних факторов и установление функциональной связи с технологическими режимами. После этого на основе известных и разработанных фундаментальных знаний осуществлялась разработка и внедрение технологических режимов, корректировка которых проводилась уже эмпирически в процессе освоения режима.
Требования человечества к качеству материалов практически безграничны. В обозримом будущем металлические материалы, в частности изотропная электротехническая сталь, сохранят свое лидирующее положение конструкционных материалов. Это определяет необходимость улучшения ее свойств, технологий изготовления и актуальность работ, направленных на достижение этих целей и, в частности, предлагаемой диссертационной работы.
Цель работы - разработать и довести до промышленной реализации научные и технологические принципы производства электротехнической изотропной стали для магнитных сердечников с высоким коэффициентом полезного действия (изотропный магнитомягкий материал с низкими удельными потерями и высокой магнитной индукцией и магнитной проницаемостью).
Для достижения поставленной цели было необходимо решить следующие задачи:
- разработать новый принцип улучшения магнитных свойств на основе комплексного легирования стали с фосфорсодержащим ингибитором;
-исследовать закономерности кинетики первичной и собирательной рекристаллизации и текстурообразования при окончательном отжиге стали в присутствии мелкодисперсной фосфорсодержащей фазы - ингибитора;
- исследовать возможности регулирования структурного и текстурного состояния комплексно-легированной стали за счет оптимизации технологических параметров получения и термической обработки горячекатаной заготовки, холодной прокатки и термической обработки холоднокатаного проката при одностадийном процессе;
-разработать и внедрить в промышленное производство принципы получения комплексно-легированной высокопроницаемой электротехнической изотропной стали по полупроцессной технологии;
-разработать и внедрить в промышленное производство принципы получения комплексно-легированной высокопроницаемой полностью обработанной электротехнической изотропной стали.
Основные положения и результаты, выносимые на защиту:
1. Закономерности формирования структуры и текстуры в процессе производства стали и влияние на них кремния и фосфора.
2. Закономерности формирования фосфорсодержащей фазы и ее влияния на формирование структуры и текстуры стали.
3. Режимы горячей и холодной прокаток, нормализации и обезуглероживающе—рекристаллизационного отжига.
4. Энергосберегающая и полупроцессная технологии производства стали, технология производства высокопроницаемой стали.
Диссертация состоит из введения, 3 глав, выводов, списка литературы из 115 наименований, изложена на 321 странице мапганописного текста, содержит 116 рисунков и 11 таблиц.
В приложении, изложенном на 72 страницах, представлены 96 таблиц, справка об экономической эффективности работ соискателя, справки о внедрении и использовании вышеперечисленных трех новых технологий.
Параметры структуры готовой стали после обезуглероживающе-рекристаллизационного отжига
Структуру стали по толщине горячекатаных полос целесообразно разделять на две зоны: поверхностную и центральную. В поверхностном слое в стали любого (из исследованных) химического состава присутствуют равноосные рекристаллизованные зерна. Глубина этого поверхностного слоя с обеих сторон полосы приблизительно одинакова. Центральный слой стали 4 группы, как правило, характеризуется вытянутыми вдоль направления прокатки зернами с большим количеством дефектов кристаллического строения, рис.3. В одном случае зерна этого слоя являются продуктом рекристаллизации, прошедшей в период транспортировки полос стали от черновых к чистовым клетям, и последующей деформации в чистовых клетях, в другом окончательное формирование структуры этого слоя происходит в период охлаждения полос после горячей прокатки за счет процессов полигонизации и рекристаллизации. Структура стали 0-3 групп легирования и в центральных слоях имеет практически равноосное зерно, рис.4. Это свидетельствует о том, что кремний тормозит развитие рекристаллизации в центральных слоях стали 4 группы. Структура стали после горячей прокатки характеризуется большой неоднородностью не только между разными группами легирования, но и внутри одной группы. Размер зерна и глубина поверхностной зоны изменяются в очень широких пределах. Существует определенная зависимость увеличения глубины поверхностной зоны с увеличением размера зерна. Центральный слой характеризуется наибольшим непостоянством параметров структуры. В части стали, кроме 4 группы, в этом слое полностью прошла первичная рекристаллизация, и зерна по всей толщине полос имеют равноосную форму, отличаясь только размером. В образцах такой стали в центральной зоне часто прослеживается повышенная разнозернистость, когда очень мелкие зерна и очень крупные зерна располагаются слоями или небольшими полосами. В части образцов такой стали в центральном слое остаются редкие вытянутые вдоль направления прокатки полигонизованные зерна, вперемешку с очень мелкими зародышами зерен первичной рекристаллизации. В других образцах такой стали встречается много вытянутых полигонизованных зерен и небольшое количество мелких, а иногда очень крупных рекристаллизованных. Только в стали 4 группы с 3 и 3,2%Si в центральном слое сохраняется структура деформированного металла, ближе к поверхности находится слой, где встречаются и рекристаллизованные, и полигонизованные, и деформированные зерна попеременно узкими слоями, табл.3 (Приложение) и рис.5. По толщине полос формируются как бы три зоны: поверхностная, промежуточная и центральная. Наблюдается тенденция к увеличению размера зерна и глубины поверхностной зоны с равноосным рекристаллизованным зерном в стали после горячей прокатки при повышении содержания кремния, рис.6. Эту тенденцию можно проиллюстрировать линейными уравнениями регрессии: dcp = 32,7 + 2,6-[Si], г = 0,36, Ьпов. = 643 + 0,05[Si], г = 0,08. Небольшая величина коэффициентов корреляции, большие колебания размера зерна и глубины поверхностной зоны даже при близком химическом составе стали показывают, что основное влияние на эти величины оказывают режимы горячей прокатки. Режимы горячей прокатки стали с различным содержанием кремния представлены в таблице 4 (Приложение). Согласно этим режимам, с повышением содержания кремния температура стали на всех стадиях прокатки уменьшается, соответственно, размер зерна должен уменьшаться. Однако размер зерна увеличивается, и в этом проявляется влияние кремния на формирование структуры. Поверхностная зона с равноосным рекристаллизованным зерном образуется в результате контакта поверхности полос стали с более холодной поверхностью рабочих валков. При горячей прокатке процессы упрочнения и разупрочнения идут практически одновременно. Контакт полос стали с рабочими валками приводит к охлаждению поверхностных слоев. Чем меньше скорость прокатки и температура полос, тем на большую глубину происходит охлаждение поверхностных слоев. Такое охлаждение позволяет накопить в этих слоях большее количество дефектов кристаллического строения. За счет этого повышается движущая сила рекристаллизации. При выходе полос из валков поверхностные слои разогреваются за счет тепла внутренних слоев. Такие условия позволяют сформировать поверхностную зону с равноосным рекристаллизованным зерном, толщина или глубина которой зависит от вышеуказанных условий, и полученная зависимость соответствует этому. Влияние кремния проявляется также в изменении соотношения размеров зерен в поверхностной и центральной зоне, структуре центральной зоны. До содержания кремния 1,47 % размер зерна в поверхностной зоне больше, чем в центральной. При большем содержании кремния это соотношение изменяется на обратное. Кроме того, чем больше содержание кремния в стали, тем в меньшей степени развивается процесс рекристаллизации. Металлографический анализ структуры стали после горячей прокатки показал, что режимы прокатки оказывают большее влияние на ее формирование, чем химический состав стали. Режимы горячей прокатки очень нестабильны. Сопоставление изменения размера зерна (рис.6) и температурного режима прокатки по технологической инструкции (табл.4. [Приложение]) указывает на что нестабильность режимов горячей прокатки, выходящую за рамки инструкции.
Металлографический анализ первичной рекристаллизации при медленном нагреве
Однако, как следует из рисунка 16В,- несмотря на имеющие место вышеуказанные взаимосвязи, более существенную роль играет количество компонента {222} uvw . Количество этого компонента в поверхностных слоях текстуры готовой стали больше всего, и с ним происходят наибольшие количественные изменения в зависимости от химического состава стали. Взаимосвязь количества этого компонента с соотношением IQ/ІЧ выглядит следующим образом: магнитных свойств это отрицательный компонент текстуры. Необходимо стремиться к уменьшению его количества. Сопоставление его полюсной плотности в поверхностном слое с механическими свойствами не показало какой-либо взаимосвязи. Большое его количество в поверхностном слое готовой стали всех исследованных плавок можно объяснить следующим. В поверхностных слоях стали после горячей прокатки в большем количестве присутствует компонент {220} uvw . Известно [3], что при холодной прокатке он трансформируется в компонент {222} uvw . Это подтверждает сравнение данных рисунка 16А и Б. После холодной прокатки в поверхностных слоях полюсная плотность компонента {222} uvw практически во всех случаях наибольшая. Условия быстрого нагрева при конечном обезутлероживающе рекристаллизационном отжиге способствуют сохранению в стали при первичной рекристаллизации текстуры деформации, полученной сталью при холодной прокатке. Кроме того, при собирательной рекристаллизации в процессе этого отжига возможно его дальнейшее усиление. Почти вся готовая сталь с максимальным количеством этого компонента характеризуется большим размером зерна. Это показывает, что в силу определенного химического состава в этой стали скорость собирательной рекристаллизации была выше и собирательная рекристаллизация ведет к увеличению полюсной плотности компонента {222} uvw в поверхностных слоях. Причиной этого, скорее всего, является его большое количество в исходной холоднокатаной стали. Уравнение регрессии связи размера зерна и полюсной плотности компонента {222} uvw в поверхностных слоях готовой стали подтверждает вышеизложенное: Маленький коэффициент корреляции вызван отсутствием учета увеличения размера зерна готовой стали с повышением содержания в ней кремния. Таким образом, для увеличения полисной плотности благоприятных для магнитных свойств компонентов текстуры в поверхностных слоях готовой стали необходимо при горячей прокатке добиваться уменьшения количества компонента (220} uvw . В отличие от поверхностных, в центральных слоях не меньшее влияние, чем химический состав стали, на формирование текстуры готовой стали оказывает текстура горячекатаных полос. Об этом может свидетельствовать меньший коэффициент корреляции в уравнении взаимосвязи соотношения L2/i с суммой 2г в готовой стали, приведенном выше. Следует отметить, что зависимость сумм Si и 12 и соотношения Ъг1Ъ\ от химического состава стали в центральных слоях после горячей прокатки одинакова, рис.17Б. Одинаковый вид зависимости наблюдается для этих величин и после холодной прокатки. Однако, вид зависимости после холодной прокатки отличается от ее вида после горячей прокатки. В готовой стали вид зависимости Іа ч и 2 близок, однако коэффициент корреляции, как упомянуто выше, меньше, чем для поверхностных слоев. Зависимость Zi обратна зависимостям S /Si и Ъг. Это подтверждается следующими уравнениями: Как следует из рисунка 17Б и этих уравнений, зависимость Ег/Еі является более точным «зеркальным отражением» зависимости Si. Это можно объяснить практически одинаковым влиянием химического состава на полюсную плотность компонентов {200} uvw , {211} uvw и {222} uvw после горячей и холодной прокаток и конечного отжига. Исключением может быть только компонент {200} uvw после холодной прокатки. Анализ текстуры готовой стали показывает, что наибольшей полюсной плотности наиболее благоприятного для магнитных свойств компонента {200} uvw в готовой стали соответствуют более высокие ее значения после горячей прокатки, рис. 13 и 16. Можно сказать, что идет «наследование» этого компонента и в горячекатаных полосах необходимо получать большее его количество. Однако, в готовой стали, особенно с содержанием кремния более -1,38%, происходит усиление неблагоприятного компонента. Ход зависимости 2Уі в готовой стали прямо связан с полюсной плотностью этого компонента: Формирование большего количества компонента {222} uvw в центральных слоях стали с содержанием кремния более 1,38% происходит уже при горячей прокатке. Такая же зависимость наблюдается после холодной прокатки. При этом, этот компонент усиливается и в стали с содержанием менее 1 % кремния и повышенным содержанием фосфора, что сохраняется в текстуре готовой стали. После холодной прокатки, за исключением стали с содержанием 2,20%, во всей стали основным является компонент {200} uvw . Изменение его полюсной плотности и полюсной плотности компонента {222} uvw при конечном отжиге связано как с «наследованием» текстуры, так и влиянием химического состава на рекристаллизационные процессы, так и температурно-временными режимами отжига. Влияние химического состава начинается уже при горячей прокатке. Наиболее реальной попыткой улучшения текстуры центральных слоев готовой стали может быть изменение режимов отжига, как это будет показано в разделе 1.4. Об этом свидетельствует увеличение размера зерна готовой стали с повышением содержания кремния, т.е. большая скорость собирательной рекристаллизации.
Влияние температуры конца прокатки и смотки на внутриплавочную неоднородность пластических свойств горячекатаных полос стали
В центральном слое сечения образца первые зерна первичной рекристаллизации были крупнее и малочисленнее. Такое неоднородное распределение, по-видимому, можно объяснить различной эпюрой напряжений по сечению полос при холодной прокатке. В стали деформационное упрочнение поверхностных слоев, вероятно, происходит быстрее, чем центральных, уже при прокатке в 1 клети (прокатка осуществлялась на четырёхклетьевом стане). Результатом является большее количество дефектов кристаллического строения в поверхностных слоях стали, что способствует возникновению большего числа зародышей, и в дальнейшем меньшему размеру зерна в поверхностном слое. Кинетические кривые, приведенные на рис. 30, хорошо иллюстрируют протекание первичной рекристаллизации в стали различных групп легирования. Нулевая и первая группы с содержанием Si 0,07-0,53% характеризуются быстрым прохождением процесса рекристаллизации. Образование зародышей наблюдается в температурном интервале 520-560С, а при 580С степень рекристаллизации приближается к 100%. Во второй и третьей группах легирования (0,98-2,14%Si) зародышеобразование протекает в тех же интервалах 520-560С, а рост зерен первичной рекристаллизации происходит в большем температурном интервале 560-600С. Для стали 4 группы с содержанием Si 2,95-3,2% температурные интервалы начала и конца первичной рекристаллизации сдвигаются в сторону более высоких температур. Возникновение зародышей наблюдается при 560С, а при 640С степень рекристаллизации достигает 97%. В центральном слое по толщине образцов сохраняются вытянутые полигонизованные зерна, рис.31. Средние значения степени рекристаллизации для стали каждой группы показывают, что содержание кремния существенно влияет на кинетику первичной рекристаллизации, табл. 20 и 21 (Приложение) и рис.30. Результаты свидетельствуют, что кремний тормозит развитие рекристаллизации, что ведёт к развитию полигонизации и получению впоследствии зерна больших размеров. Анализ результатов измерения размера зерна показал, что характер кривых зависимостей от температуры нагрева одинаков для 0, 1, 2, 3 групп легирования и значительно отличается для 4 группы, табл. 22 (Приложение).
В 0 и 1 группах зерно растет в интервале температур 540- 600С, и при дальнейшем увеличении температуры размер зерна не изменяется. Во 2 и 3 группах интенсивный рост приходится на температурный интервал 560- -600С. В некоторых марках наблюдается уменьшение среднего размера зерна с увеличением температуры до 640С. Это связано с перераспределением зерен по размерам и выравниванием среднего размера зерна. В 4 группе происходит быстрый рост зерен с температуры 560С, и при температуре 640С размер зерна больше, чем в других марках стали, в 1,3 раза.
Графическая зависимость среднего размера зерна для каждой группы легирования от температуры нагрева (рис.32.) показывает сильное влияние химического состава на размер зерна. В нулевой группе зерна первичной рекристаллизации растут с большей скоростью и достигают больших размеров, чем в других группах. Возможно, здесь проявляется влияние фосфора, который ускоряет процессы, протекающие при первичной рекристаллизации, в совокупности с низким содержанием кремния, который замедляет диффузию атомов, и следовательно, препятствует развитию первичной рекристаллизации. Кривые зависимости среднего размера рекристаллизованного зерна от температуры для 1, 2, 3 групп практически совпадают при данных условиях эксперимента. Здесь рост зерен первичной рекристаллизации протекает с одинаковой скоростью вне зависимости от химического состава стали данных марок. Увеличение содержания кремния до 2,95+3,2% (4 группа), как уже отмечалось ранее, ведет к замедлению рекристаллизации, смещению этого процесса в сторону более высоких температур, развитию полигонизации и получению в последствии зерна больших размеров. При 640С в 4 группе наблюдается максимальный размер зерна, а в центральном слое по толщине образцов сохраняются вытянутые полигонизованные зерна, рис.31. Можно отметить, что для всех марок стали при данных условиях нагрева характерен меньший размер зерна в поверхностном и больший в центральном слоях по сечению образцов, таблица 22 (Приложение). Это вызвано формированием большего количества дефектов кристаллического строения в поверхностных слоях стали при холодной прокатке и, как следствие, возникновению большего числа зародышей первичной рекристаллизации. Таким образом, химический состав стали оказывает сильное влияние на протекание первичной рекристаллизации. Результаты свидетельствуют, что кремний тормозит развитие рекристаллизации, что ведет к развитию полигонизации, смещению рекристаллизации в область более высоких температур и получению впоследствии зерна больших размеров. Фосфор оказывает противоположное действие, что также ведет к получению зерна больших размеров, видимо, за счет повышения скорости роста зерен, рис.33. Зарождение зерен первичной рекристаллизации происходит на стыках деформированных зерен. Распределение зерен по сечению образца неоднородно. Наибольшее количество зародышей образуется в промежуточной зоне, между поверхностным и центральным слоями по сечению образца. При данных условиях эксперимента для всех марок исследованной стали характерен меньший размер рекристаллизованного зерна в поверхностном и больший в центральном слоях по сечению образцов. Как и в готовой стали (раздел 1.1).
Исследование влияние режимов технологических операций на структуру и свойства стали
Сталь 0 группы с повышенным содержанием фосфора имеет структуру, представляющую собой смесь очень крупных зерен, окруженных мелкими зернами. Отдельные крупные зерна проросли на всю толщину полос. Структура напоминает структуру, получаемую процессом вторичной рекристаллизации. При этом, начиная с температуры 900С, начинается резкое уменьшение полюсной плотности неблагоприятного компонента {222} uvw и повышение благоприятного - {200} uvw . Эти изменения текстуры совпадают с температурным интервалом выделения фосфорсодержащей фазы. В совокупности это позволяет считать, что за такое формирование структуры и текстуры ответственна фосфорсодержащая фаза. Все вызываемые фазой изменения структуры и текстуры благоприятны для магнитных свойств, т.е. определенный тип фаз и в изотропной стали может оказывать положительное влияние. Как показано в разделе 3.3, использование стали с низким содержанием кремния и повышенным содержанием фосфора, т.е. фосфорсодержащей фазы, позволило разработать новую технологию производства изотропной стали. Выводы из главы 1: 1. Проведено исследование формирования структуры и текстуры изотропной стали 0-4 групп легирования в процессе ее производства и влияния содержания кремния (0,07- -3,20%) и фосфора (0,007 0,190%). Структура: A) При производстве стали действует механизм «наследования» структуры. Большему исходному размеру зерна до холодной прокатки соответствует больший размер зерна готовой стали. Воздействовать на размер зерна готовой стали можно посредством варьирования содержания кремния и фосфора, режимов горячей прокатки, нормализации и конечного обезуглероживающе-рекристаллизационного отжига. Б) В поверхностных слоях сечения горячекатаных полос размер зерна увеличивается с повышением содержания кремния в стали. До содержания кремния 1,47% размер зерна поверхностной зоны больше, чем центральной. При горячей прокатке кремний тормозит развитие первичной рекристаллизации. Сталь 0-3 групп легирования по всему сечению полос имеет равноосное зерно, а сталь 4 группы в центральных слоях имеет или деформированную, или частично полигонизованную структуру, в поверхностных - слоях мелкое равноосное зерно с большим количеством дефектов. Главное воздействие на формирование структуры поверхностного слоя стали 4 группы оказывают режимы горячей прокатки, а центральных слоев - химический состав стали. B) При нормализации происходит не только первичная (для стали 4 группы), но и собирательная рекристаллизация. При низких температурах (705- -826С) нормализации в центральных слоях стали с содержанием 3,0- -3,20% Si (4 группа) происходит полигонизация, а в поверхностных слоях заканчивается первичная рекристаллизация. Последнее ведет к уменьшению среднего размера зерна. Г) Размер зерна после горячей прокатки, нормализации и конечного отжига увеличивается с повышением содержания кремния в стали. Текстура: A) В поверхностных слоях сечения горячекатаных полос в большем количестве представлен компонент {220} uvw , а в центральных - (200} uvw . После нормализации распределение компонентов по сечению полос, полученное при горячей прокатке, сохраняется. Общей закономерностью является увеличение полюсной плотности компонентов {211} uvw и {222} uvw и уменьшение полюсной плотности других компонентов, особенно {200} uvw , с повышением содержания кремния в стали. С точки зрения магнитных свойств горячекатаная и нормализованная сталь имеет наиболее благоприятную текстуру. Б) При холодной прокатке происходит выравнивание количества компонентов текстуры по сечению полос и основными компонентами становятся следующие: {200} uvw , {222} UVW H {211} UVW . Значительное увеличение количества компонента {222} uvw в поверхностных слоях связано с присутствием большого количества компонента {220} uvw в этих слоях полос после горячей прокатки и нормализации. B) В готовой стали по сравнению с горячекатаной существенно уменьшается количество благоприятного компонента {200} uvw и увеличивается количество неблагоприятного - {222} uvw . В центральных слоях с повышением содержания кремния уменьшается количество компонента {200} uvw . Повышение содержания фосфора дает обратный результат количество компонента {200} uvw увеличивается. Г) Одинаковая зависимость полюсной плотности компонентов текстуры, в частности - компонента {200} uvw после горячей прокатки, нормализации и в готовой стали от содержания кремния вызвана или действием механизма «наследования» компонента {200} uvw , или одинаковым воздействием кремния на рекристаллизационные процессы при горячей прокатке и конечном отжиге. Большему количеству компонента {200} uvw в горячекатаных полосах соответствует его большее количество в готовой стали. Д) Для улучшения магнитных свойств стали необходимо стремиться к увеличению количества компонента {200} uvw по всему сечению и уменьшению количества компонента {220} uvw в поверхностных слоях горячекатаных полос. Это возможно за счет изменения режимов горячей прокатки. Е) Параметры структуры и, особенно, текстуры горячекатаных полос изменяются в очень широких пределах. Это свидетельствует о высокой нестабильности режимов горячей прокатки в настоящее время и ведет к затруднению управления качеством стали.
