Структура и свойства автолистовой стали

Пилюшенко В.Л., Яценко А.И., Белянский А.Д., Регаша Н.Л., Кругликова Г.В.

Металлургия, 1996 г.

СТРУКТУРА  И  СВОЙСТВ А  ГОРЯЧЕКАТАНОГО  ЛИСТА

Горячекатаный лист используется как готовый конструкционный материал либо как подкат для холоднокатаного листа. Лист в состоянии поставки должен обладать сочетанием механических свойств, соответственных условиям технологичности и эксплуатационной надежности, подкат - обеспечивать возможность получения этих свойств в холоднокатаном состоянии путем термической обработки по одному из двух применяемых способов - колпакового (рекристаллизационного)   или   непрерывного   (перекристаллизадвойного) отжига. Согласно этим различным назначениям, требования к конечной структуре и свойствам металла после горячей прокатки могут быть различными и даже взаимно противоречащими. Это обусловливает необходимость специального выбора химического состава, использования различных режимов прокатки или корректировки отдельных параметров.

Вопросам влияния химического состава и горячей деформации на процессы структурообразования в низкоуглеродистых листовых сталях посвящено много специальной литературы. Гамма составов, используемых для производства горячекатаного штампуемого листа, продолжает расширяться, особенно - в область микролегирования. В производстве подката из спокойных сталей для холоднокатаного листа сложной вытяжки сохраняется тенденция к ограничению содержания углерода и марганца согласно требованиям непрерывного отжига. Бели для горячекатаного конструкционного листа из нелегированных сталей обычным еще остается нижний предел содержания углерода 0,05 % и марганца 0,20 %, то для подката с вариантом непрерывного отжига он составляет уже 0,02 % углерода и 0,10 % марганца.

Анализ сопутствующих этому изменений механических свойств показывает возможность достижения концентрационного оптимума по углероду и марганцу, отклонения от которого в обе стороны нежелательны. Непрерывное снижение углерода в интервале 0,05 - 0,01 % сопровождается для горячекатаного металла уменьшением σ_т, σ_в, усиливающимся с повышением температуры смотки. Для обеспечения максимальной пластичности после непрерывного отжига содержание углерода в спокойной стали может составлять 0,10 - 0,20 %, хотя в практике оно чаще ограничивается 0,03 - 0,04 %. Нужно отметить, что интенсивное снижение содержания углерода может в определенных технологических условиях способствовать структурным изменениям, ухудшающим штампуемость как горячекатаного, так и непрерывно отожженного листа.

Содержание марганца в спокойных сталях обычно ниже, чем в кипящих (0,15 - 0,20 % против 0,25 - 0,30 %). Пользуясь концентрационным критерием К = /(Mn, S, О), можно определить, что оно в редких случаях соответствует расчетному оптимуму для конкретных составов, необходимому для гарантии высокой штампуемости. Коэффициент пластической анизотропии и горячекатаного металла , величина текстурно чувствительная, как уже отмечалось, следует той же экстремальной зависимости от К, что и текстурные показатели.

На финишных операциях обработки горячекатаных полос (в агрегатах стыкосварки, непрерывного травления) могут проявляться эффекты деформационно-термического старения, обусловливающие разброс свойств внутриплавочных партий и в пределах отдельных полос. Для кипящих сталей снизить потенциал старения можно отпуском после горячей прокатки. Целям стабилизации свойств могут служить и добавки карбонитридных  образователей в кипящую или спокойную сталь. Опыт их применения в условиях Магнитогорского МК отчасти показан в работе [2]. Исследовали влияние добавок титана, ванадия, хрома на механические свойства тонкого горячекатаного листа. После прокатки при операциях отделки полос из стали 08кп и 15кп с добавками титана величина σ_в возрастала на 63 - 73 %, с добавками ванадия - на 4,3 - 21,9 %, 6 снижалась соответственно на 17,3 - 24,2 % и на 25,8 - 44,6 %, выходя, таким образом, за нормируемые пределы. Стали 08кп, 15кп, 15пс с 0,250,34 % хрома после прокатки и рулонного или полистного травления показали снижение б на 28,6 - 30 % при незначительном упрочнении. Наиболее эффективную стабилизацию свойств обеспечили добавки алюминия от 0,02 до 0,08 %.

Наряду со стабилизацией свойств микролегирование карбонитридообразователями вызывает увеличение прочности горячекатаного и холоднокатаного листа. Титан, ванадий, ниобий обычно используют в сочетании с  твердорастворным легированием упрочнителями - марганцем, кремнием - для увеличения их эффективности путем дополнительного измельчения ферритных зерен, дисперсионного твердения.

Особое значение для упрочняемых сталей приобретает традиционно изгонявшийся из материалов для глубокой вытяжки фосфор. Известно, что фосфор может усиливать склонность низкоуглеродистых сталей к термическому и деформационно-термическому старению. Этот эффект, несомненно вредный для обычных штампуемых сталей, находит полезное применение для полос, упрочняемых в процессе нанесения покрытия с низкотемпературным нагревом - сушкой [3]. Как горофильный элемент в железных сплавах, фосфор может обогащать границы ферритных зерен [4]. Такие горофобные элементы, как хром, способны усилить пограничную сегрегацию фосфора, вплоть до образования фосфидов сложного состава [5]. Но горофильные элементы внедрения (углерод, бор), концентрируясь на зеренных границах, ослабляют сегрегацию фосфора [6].

Прогресс технологии производства листовых сталей (переход от кипящих сталей и слитковой разливки к спокойным и непрерывной разливке, расширение интервала регулируемых скоростей охлаждения при горячей прокатке, применение непрерывного отжига) и поиск экономичных составов сталей повышенной прочности усилил практический интерес к сталям, содержащим фосфор как микролегирующую добавку, в количествах 0,02 - 0,10 % (по массе) [7]. Установлено, что фосфор может положительно влиять на текстуру феррита. Как уже отмечалось, при определенных оптимумах содержания фосфора и углерода можно обеспечить высокий коэффициент пластической анизотропии (R ^ 1,5) и хорошую штампуемость.

Предотвратить или ослабить зернограничную сегрегацию фосфора можно добавкой бора до 0,003 % (по массе) [6] или ускоренным охлаждением [8]. Уменьшить потенциал старения можно комплексом мероприятий: дополнительным микролегированием (титаном, бором, цирконием), снижением содержания углерода, оптимизацией параметров горячей прокатки, специальной термообработкой. Поэтому фосфористые стали, содержащие до 0,10 % С и 0,02 - 0,10 % Р, все чаще применяют для горячекатаного листа, используемого для дисков колес автомобилей или холоднокатаного листа для внутренних и наружных панелей кузова и других деталей.

Отечественные стали, упрочненные фосфором, впервые разработаны ИЧМ, ЦНИИЧМ, НЛМК в 1988 - 1990 гг.. для производства типового ряда листовых сталей различной прочности. Производство этих сталей освоено на НЛМК по технологии, включающей конвертерную плавку, аргонную продувку и вакуумирование, непрерывную разливку, горячую и холодную прокатку, колпаковый или непрерывный отжиг. Стали с 0,03-0,05 % С, 0,04-0,10 % Р, 0,03-0,06 % А1 (марка 08ЮП), а также с добавками бора (до 0,003 %) и титана (до 0,02 %) раздельно или совместно (марка 08ЮПР, 08ЮПТР) после горячей прокатки с Г_кп = 880 + 860 ^вС с высокотемпературной смоткой (Г^ = 700 *С) имели (в средней части полос по длине) σ_т = 270 - 300 МПа, σ_в = 350 - 400 МПа, 6₄ = 41 - 45 %, а с низкотемпературной смоткой (Г^ < 600 *С) соответственно о_т = 320 - 340 МПа, σ_в = 410 - 450 МПа, δ₄ = 39 - 43 %.

Наибольшее упрочнение достигается при сочетании фосфора с титаном, но это приводит к измельчению ферритного зерна после горячей прокатки (до 9 - 10 балла) и уменьшению пластичности. Для холоднокатаного листа из фосфористых сталей достигнутый при колпаковом отжиге оптимум свойств составил σ_т >270 МПа, σ_в > 400 МПа, δ₄ > 35 %. Опыт освоения новых микролегированных сталей подтвердил, что как и для нелегированных спокойных листовых сталей, целесообразна внутримарочная дифференциация химического состава соответственно назначению горячекатаного металла. Принцип дифференцированного выбора обязателен и в отношении параметров горячей прокатки.

При производстве из низкоуглеродистых сталей тонких горячекатаных полос (в качестве готового конструкционного материала) регулировка параметров прокатки и охлаждения подчинена необходимости получения механических свойств благодаря обеспечению определенных характеристик конечной структуры - величины ферритных зерен и строения высокоуглеродистых составляющих. Используя зависимость величины ферритного зерна от исходного аустенитного и от скорости охлаждения после прокатки, можно получать мелко- или крупнозернистую структуру ферритной основы в конечном состоянии, регулируя распределение деформаций между клетями, скорость, температуру конца прокатки и смотки.

Окончание прокатки в межкритическом температурном интервале увеличивает структурную неоднородность и разноэернистость. При охлаждении после конца прокатки на строение продуктов превращения аустенита влияет режим душирования полос. Как показали, например, авторы [2], температура начала душирования стали 08Ю заметно отражается на распределении, размерах и дифференцировании перлитных участков и включений структурно свободного цементита. При душировании от Г_кп = 900 °С образуется только структурно свободный цементит в виде мелких зернистых включений, равномерно распределенных в ферритной основе, по границам зерен. Перлита нет. Это показывает, что в данном случае происходит распад низкоуглеродистого малоустойчивого аустенита при переохлаждениях до температур вблизи верхней границы эвтектоидного интервала.

Понижение температуры начала душирования до 850 'С сохраняет такой же тип структуры, но с более крупными и разреженными цементитными включениями. При 800 °С наряду с ними появляются участки перлита, в основном - в форме межзеренных прослоек.

Дальнейшее снижение температуры (до 750 - 650 ^вС) сопровождается увеличением числа и размеров перлитных участков.

В анализируемом температурном интервале изменяется и структура ферритной основы - от видманштеттовой при максимальных температурах до равноосной, с заметным укрупнением зерен при значительном снижении температуры ускорения охлаждения. Это сопровождается уменьшением σ_г σ_в и увеличением δ. Ниже 750 - 700 °С упрочнение вновь возрастает (рис. 28). Изменения скорости охлаждения в температурном интервале - отражаются на величине ферритного зерна и морфологии перлита. Скорости охлаждения 4,3 ^°С/с соответствуют зерна 8 балла и крупные одиночные участки перлита.