Влияние режимов термомеханической обработки на формирование ферритно-бейнитной микроструктуры и свойства рулонного проката из низколегированных трубных сталей (стр. 2 )

1. Содержание кремния во всех плавках находилось в пределах 0,22-0,31%; алюминия – 0,03-0,04 %

2. Сэкв = С + Mn/6 +(Cr + Mo + V)/5 + (Ni + Cu)/15 – углеродный эквивалент;

3. Рcm = С + Si/30 + (Cr + Mn + Cu)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5B – параметр трещиностойкости металла при сварке.

Механические свойства проката определяли по стандартным методикам: на статическое растяжение на плоских пятикратных образцах тип II по ГОСТ 1497; на ударную вязкость по ГОСТ 9454 на образцах типа 1 и 11 при температурах от +20 до -800С; испытания падающим грузом (ИПГ) образцов по ГОСТ с определением доли вязкой составляющей в изломе в интервале температур от +20 оС до -60 оС; на твердость по Виккерсу - по ГОСТ 2999.

Моделирование КП с последующим двухстадийным УО производили с помощью деформационного дилатометра “BAHR-805” (Германия) в защитной среде на цилиндрических образцах диам.5х10 мм, вырезанных из проката из стали 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ промышленных плавок. Образцы подвергали следующей обработке: нагреву до 1200 оС (выдержка 120 сек.), деформации (ε=25%) при температурах 1000 оС и 850 оС для моделирования черновой и чистовой стадий КП, ускоренному охлаждению с завершением первой стадии УО при температурах Т1 =660, 630 и 600 оС и второй стадии – при Тсм=580, 540 и 500оС. Скорость охлаждения на первом участке охлаждения (Vохл2 (Ткп - Т1)) изменялась от ~4,7 оС/с при Т1 = 660 оС до ~6,5 оС/с при Т1 = 660 оС, а на втором участке (Vохл3 (Т1 - Тсм)) – от ~ 0,25оС/с при Т1 = 600 оС и Тсм = 580 оС до ~1,9оС/с при Т1 = 660 оС и Тсм = 500 оС, что в целом соответствует условиям УО полосы толщиной 14-16 мм на отводящем рольганге НШС ГП (при усреднении участков охлаждения в секциях УО и на воздухе). В сравнительных целях воспроизводили режим с равномерным охлаждением до температуры Тсм = 540 оС (для этого случая Т1 ≈ 735 оС). После УО имитировали замедленное остывание рулонов путем выдержки 1000 секунд при температуре Тсм, после которой образцы охлаждали до комнатной температуры со скоростью 0,5оС. В ходе эксперимента параметры режима, кроме Т1 и Тсм не изменялись.

Свариваемость металла исследовали методом имитации воздействия термических циклов сварки на структуру и ударную вязкость металла околошовной зоны (ОШЗ) сварного соединения с помощью установки индукционного нагрева (на образцах 5х10х55 мм) и высокоскоростного дилатометра ИМЕТ-ДБ.

Изучение микроструктуры проводили методами световой микроскопии при увеличении х100, х200 и х500 после травления шлифов в 2-4 % спиртовом растворе HNO3 на микроскопе «Neophot 21». Углубленные исследования выполняли методами сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) на микроскопе JEOL JSM 6610LV (ускоряющее напряжение 20 кВ) и просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) на микроскопе JEM200CX (ускоряющее напряжение 120 кВ). Определение долей структурных составляющих производили по фотографиям оптических микроструктур с помощью метода Глаголева путем подсчета узлов сетки (10х10), соответствующих оцениваемой составляющей микроструктуры. Кристаллографическую текстуру исследовали при помощи рентгеновского дифрактометра Rigaku на поверхностях, расположенных в плоскости прокатки на расстоянии ¼ и ½ толщины, а также перпендикулярных направлению прокатки с торца образцов.

В третьей главе исследовано влияние параметров УО полосы, осуществляемого в два этапа на отводящем рольганге НШС ГП, на формирование микроструктуры сталей типа К60 (Х70) с различным уровнем легирования.

Технология КП+УО позволяет обеспечивать в прокате из низколегированных сталей сочетание высокой прочности, ударной вязкости и хладостойкости благодаря формированию мелкодисперсной ферритно-бейнитной микроструктуры. Охлаждение толстых полос (≈10-16 мм) из трубных марок сталей в условиях НШС ГП 2000 производится на отводящем рольганге большой длины (≈ 250 м) в двух группах секций ламинарного УО, смотка полос при этом производится на моталки дальней группы. Температура завершения УО полосы на первом участке определяется перед моталками ближней группы (Т1), окончания УО в целом или температура смотки (Тсм) - перед моталками дальней группы. Скорость охлаждения полос толщиной 12-16 мм ограничена (до ≈10 оС/с на первом участке, до ≈2-5 оС/с – на втором), что затрудняет получение мелкодисперсной микроструктуры стали. Основным технологическим параметром, определяющим конечную микроструктуру толстой полосы, обычно рассматривается температура смотки (Тсм). Зависимости параметров микроструктуры и механических свойств от режимов УО широко освещены в литературе для случая производства толстолистового проката. Однако данные по режимам УО полос с неравномерным охлаждением относятся в основном к автосталям, а применительно к трубным сталям - ограничены.

Рулонный прокат класса прочности К60 толщиной 14-16 мм может быть получен (по литературным данным) при существенно различающемся уровне легирования стали, определяемом величиной углеродного эквивалента (Сэкв) от 0,36% до 0,43% путем применения разных режимов ТМО.

Исследовали влияние параметров УО полосы, производимого в две стадии на отводящем рольганге НШС ГП, на формирование ферритно-бейнитной микроструктуры стали с целью получения требуемого комплекса механических свойств проката при использовании стали К60 (Х70) с различным уровнем легирования. Эксперимент состоял в имитации на деформационном дилатометре “BAHR-805” процесса КП с последующим УО полосы в две стадии (см. главу II). Использовали сталь К60 (Х70) промышленной выплавки двух составов 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ (Сэкв = 0,36% и 0,43%, соответственно). Стали содержали добавку ≈0,2%Ni+0,2%Cu для получения ферритно-бейнитной микроструктуры при малых скоростях охлаждения толстой полосы.

Режимы обработки (Т1, Тсм) назначали с учетом температуры начала бейнитного превращения в стали (Bs), которую определяли экспериментально и расчетным методом (по известной формуле: Bs=830-270*C-90*Mn-37*Ni-70*Cr-83*Mo, где C, Mn, Ni, Cr, Mo - массовые доли соответствующих элементов). Расчетные значения Bs составили 666 оС для стали 06Г2НДБ и 646 оС для стали 08Г2НДФБ, а экспериментальные (BsэоС для стали 06Г2НДБ и 620-625 оС для стали 08Г2НДФБ (т. е. на 20-25 оС ниже расчетных значений).

Продукты γ→α превращения, полученные при разных режимах УО, классифицированы в порядке понижения температуры их образования: полигональный (полиэдрический) феррит (ПФ), квазиполигональный феррит (КвПФ), игольчатый феррит (ИФ). КвПФ и ИФ являются продуктами бейнитного превращения, характерными для низкоуглеродистых трубных сталей при прохождении превращения в верхней и средней частях бейнитной области.

Выполнена оценка долей структурных составляющих в сталях 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ в различных структурных состояниях, полученных обработкой образцов по описанной методике с различными сочетаниями Т1=660, 630 и 600 оС, Тсм=580, 540 и 500оС. Полученные зависимости (рис. 1 и 2) показывают, что для стали типа Х70 при режиме обработки с регулировкой значений Т1 и Тсм возможно получение различных сочетаний основных структурных составляющих.

а б

Рис. 1. Объемные доли составляющих микроструктуры стали при обработке по режиму с варьированием Т1 при разных фиксированных уровнях Тсм (500 оС, 540 оС и 580 оС):

а – сталь 06Г2НДБ; б – сталь 08Г2НДФБ

Обозначения: точка-тире - Тсм=580оС; пунктир - Тсм=540оС; сплошная - Тсм=500оС

а б

Рис. 2. Объемные доли составляющих микроструктуры стали при обработке по режиму с варьированием Тсм при фиксированном значении Т1=630 оС:

а – сталь 06Г2НДБ; б – сталь 08Г2НДФБ

Установлено, что температура Т1 во многом определяет тип матрицы стали. Формирование продуктов бейнитного превращения (КвПФ и ИФ) в стали в значительных количествах (≥20%) происходило при Т1 не выше Bsэ. Понижение Т1 от 660 оС до 630 оС и 600 оС приводит к последовательной замене ПФ как основной структурной составляющей на КвПФ и далее – на ИФ (рис. 3).

а	б	в
г	д	е

Рис. 3. Микроструктура стали (х500) при обработке с Т1 = 660, 630 и 600 оС при фиксированной Тсм = 540 оС: а – в – сталь 06Г2НДБ; в – г – сталь 08Г2НДФБ;

а, г - Т1 = 660 оС (Vохл.1 ~4,7 оС/с, Vохл.2 ~ 1,2оС/с)

б, д - Т1 = 630 оС(Vохл.1 ~5,7 оС/с, Vохл.2 ~ 1,1оС/с)

в, е - Т1 = 600 оС(Vохл.1 ~6,5 оС/с, Vохл.2 ~ 0,7оС/с)

При высоких Т1=660оС ≥ Bsэ основной структурной составляющей является ПФ (в количестве ≈60-70% в 06Г2НДБ и ≈70-80% в 08Г2НДФБ), но также присутствует КвПФ (≈20% в стали 06Г2НДБ и ≈10-12% в стали 08Г2НДФБ). Меньшая доля ПФ в стали 06Г2НДБ по сравнению со сталью 08Г2НДФБ объясняется более высокой температурой Bsэ для стали 06Г2НДБ. Следует отметить, что некоторая доля КвПФ в стали формируется даже при Т1≥ Bsэ.

Формирование ИФ при высоких Т1≥ Bsэ происходит в виде мелких колоний в небольшом количестве (≈10-15%) только при пониженных Тсм=540 оС и особенно Тсм=500 оС. Это может быть объяснено переобогащением локальных областей аустенита углеродом при медленно протекающем превращении на первой стадии УО при высокой Т1, и последующим образованием ИФ на заключительной стадии УО из этих участков аустенита даже при малой скорости охлаждения на втором участке УО.

Характер изменения долей структурных составляющих при понижении Т1 для сталей 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ был различен. В стали 06Г2НДБ при Т1=630оС происходило резкое увеличение доли КвПФ (до 55-75%) за счет уменьшения доли ПФ (10-15%). Однако сталь 08Г2НДФБ при Т1=630оС имела микроструктуру, состоящую из ПФ+КвПФ+ИФ в примерно в равных долях. При этом доля КвПФ была практически постоянна, но не превышала ≈ 40-45%. При пониженной Т1 = 600 оС микроструктура обеих сталей состояла в основном из ИФ (50-80%), а доли КвПФ и особенно ПФ резко уменьшались.

Понижение Тсм в исследованных пределах (580, 540 и 500 оС) при постоянных значениях Т1 приводило к увеличению доли ИФ на 25-30%, главным образом за счет уменьшения доли КвПФ в стали 06Г2НДБ и суммарной доли (КвПФ+ПФ) в стали 08Г2НДФБ. Эффект в наибольшей степени проявлялся при обработке с Т1=630 оС (см. рис. 2): в стали 06Г2НДБ доля ИФ увеличивалась от ≈5% при Тсм=580 оС до ≈ 20% при Тсм=540 оС и ≈35% при Тсм=500 оС, а для стали 08Г2НДФБ - от ≈15% до ≈30% и ≈ 45%, соответственно.

При одинаковых режимах обработки в микроструктуре стали 06Г2НДБ объемная доля КвПФ была закономерно больше, а доля ИФ – наоборот, меньше, чем в более легированной стали 08Г2НДФБ (например, при Т1=630 оС доля ИФ составляла 5-33% и 15-44 %, соответственно).

Путем исследования микроструктуры стали методами СЭМ и ПЭМ показано, что при понижении Т1 вид основных структурных составляющих матрицы изменяется от продуктов диффузионного превращения (ПФ) к продуктам промежуточного типа (КвПФ) и продуктам с неполигональной, блочной морфологией (ИФ) (рис. 4).

Влияние температуры Тсм помимо увеличения доли ИФ при ее снижении состояло в изменении объемной доли и морфологии углеродсодержащей (второй) фазы. При понижении Тсм от 580 оС до 540 оС и до 500 оС происходило последовательное измельчение элементов (островков) второй фазы, повышение их дисперсности и уменьшение объемной доли фазы от 7-11% в стали 06Г2НДБ и 8-10 % в стали 08Г2НДФБ до 2-3 %, что объясняется уменьшением диффузионной подвижности углерода при низких температурах. Морфология второй фазы изменялась от перлита (П) к смеси вырожденного перлита (ВП) (дисперсная смесь низкотемпературного перлита с малым межпластиночным расстоянием и феррита) и верхнего бейнита (ВБ) – ВП+ВБ (рис. 5).

При равномерном УО в интервале температур оС микроструктура обеих сталей состояла в основном из ПФ (60-70%), доли КвПФ и ИФ были малы, но углеродсодержащая фаза имела вид крупных островков (ВП+ВБ).

а б в

Рис. 4. Характерный вид структурных составляющих матрицы стали 06Г2НДБ. ПЭМ. Светлопольные изображения:

а) Полигональный (полиэдрический) феррит (ПФ), Т1=660 оС, Тсм=540 оС;

б) Квазиполигональный феррит (КвПФ), Т1=630 оС, Тсм=540 оС;

в) Игольчатый феррит (ИФ), Т1=600 оС, Тсм=540 оС

а б в

Рис. 5. Углеродсодержащая фаза в стали 08Г2НДФБ (СЭМ):

а – смесь П, ВП и ВБ при Тсм=580 оС (Т1=630 оС), х7000;

б – смесь ВП с ВБ при Тсм=540 оС (Т1=660 оС), х10000;

в – дисперсные колонии ВБ при Тсм=500 оС (Т1=600 оС), х7000

Произвели измерения твердости (HV0,2) образцов и определили расчетные значения временного сопротивления (по формуле σв = 9,8×HV/3), которые показали близкую к линейной зависимость от температуры Т1 (рис. 6). Вопрос дисперсионного упрочнения в данной работе не рассматривался, однако по литературным данным максимальная интенсивность выделения частиц карбидов и карбонитридов Nb и V размером в несколько нм наблюдается при Тсм=550-590оС, поэтому в рассматриваемом случае при Тсм=540оС выделение частиц тормозится с понижением температуры. Более высокий уровень прочности стали 08Г2НДФБ обуславливается большей долей ИФ в широком диапазоне температуры Т1 (при этом при высоких Т1 присутствует большая доля ПФ). Требуемый для проката класса прочности К60 интервал значений временного сопротивления (590-700 Н/мм2) может быть обеспечен для стали 06Г2НДБ в интервале Т1 = 600-635 оС, а для стали 08Г2НДФБ – Т1 = 620-660 оС.

Рис. 6. Зависимость расчетного временного сопротивления стали 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ от Т1 при Тсм= 540 oC

Режим УО полос из стали К60 (Х70) для получения прочностных свойств рулонного проката в пределах требований класса прочности К60 (Х70) должен выбираться, исходя из уровня легирования стали, определяющего положение температуры Bsэ. Полосы из экономно легированной стали (Cэкв≈0,36 %) целесообразно охлаждать по режиму с пониженной T1 = 600-620°C и Tсм = 500-540°C для формирования смешанной микроструктуры из КвПФ и ИФ, характеризующейся повышенной плотностью дислокаций и развитой субзеренной структурой. Для стали с повышенным уровнем легирования (Cэкв≈0,43%) рекомендуются режимы с Т1 ≈ 630 оС и Тсм ≈ 540 оС, имеющие цель получить микроструктуру из смеси КвПФ+ИФ+ПФ, так как интенсивное УО приводит к переупрочнению стали вследствие формирования микроструктуры, состоящей в основном из ИФ. Для режимов с пониженными температурами смотки целесообразно использовать рулонные стали без добавки V, поскольку в этом случае выделение частиц VC в феррите в значительно мере подавляется.

Таким образом, тип основной составляющей микроструктуры в условиях двухстадийного УО определяется взаимным расположением температур Т1 и Bsэ, при этом формирование КвПФ и ИФ в значительных количествах обеспечивается при Т1≤ Bsэ. Применение режимов с высокой температурой завершения УО на первой стадии УО (Т1≥ Bsэ) даже в комбинации с низкими температурами завершения УО на второй стадии УО (при смотке полосы) не обеспечивает формирования ИФ со значительной объемной долей, так как образование ИФ происходит на второй стадии УО из отдельных участков аустенита, переобогащенных углеродом. Поэтому для формирования микроструктуры, состоящей в основном из ИФ, необходимым условием является Т1 ≤ Bsэ. Снижение Тсм способствует формированию и увеличению объемной доли ИФ при условии Т1≤ Bsэ, а также приводит к измельчению и повышению дисперсности углеродсодержащей (второй) фазы. Основной структурной составляющей стали 06Г2НДБ (Cэкв=0,36 %) является КвПФ, формирующийся в широком диапазоне температур из-за более высокой Bsэ этой стали. Микроструктура стали 08Г2НДФБ (Cэкв=0,43 %) с более низкой Bsэ в верхнем интервале Т1 (660-630оС) содержит большую долю ПФ вместе с КвПФ и ИФ, но затем при понижении Т1 до 600 оС резко возрастает доля ИФ, который становится основной структурной составляющей с долей до 80%.

В четвертой главе представлены установленные зависимости хладостойкости рулонного проката толщиной 12-16 мм из стали К60 (Х70) от параметров ферритно-бейнитной микроструктуры и анализ влияния температуры начала чистовой стадии КП на процесс структурообразования в низколегированной стали при производстве рулонного проката.

Особенностью реализации технологии ТМО в условиях НШС ГП с непрерывными группами клетей (без реверсивных клетей) является ограничение по толщине подката и по температуре начала прокатки в группе чистовых клетей. Для расширения температурного диапазона отсутствия рекристаллизации горячедеформированного аустенита рулонные стали Х70-Х80 обычно имеют увеличенное содержание Nb (0,05-0,08%). Однако при производстве толстых полос (12-16 мм) с использованием подката максимально допустимой толщины (около 60 мм) температура начала прокатки в чистовой группе клетей НШС ГП (Тнчп) в реальных условиях часто имеет экстремально высокие значения.

Известно, что выполнение прокатки в области частичной рекристаллизации аустенита приводит к разнозернистости аустенита и конечной микроструктуры, что ухудшает ударную вязкость и хладостойкость проката. Кроме того, низкотемпературные продукты бейнитного превращения с реечной морфологией (бейнитный феррит, верхний бейнит) обычно имеют повышенную долю малоугловых границ (с углом разориентировки < 15 град.), что не обеспечивает торможения микротрещин в микроструктуре и, следовательно, ухудшает ударную вязкость и хладостойкость проката.

Исследование влияния условий начала прокатки полос в группе чистовых клетей на структурообразование и свойства рулонного проката проводили на материале опытной полосы толщиной 12,9 мм, произведенной на НШС ГП 2000 из стали 07Г2НДФБ с достаточно высоким содержанием Nb (0,067%). Опытная полоса была произведена по режиму ТМО, но при этом Тнчп имела большое различие по длине полосы: для переднего участка полосы ≈1020оС, для середины полосы ≈990 оС, для заднего конца полосы ≈960 оС.

В результате исследования механических свойств при порезке рулона по длине полосы и в разных направлениях (поперек, вдоль и под 30 град. к направлению прокатки) был получен высокий уровень и хорошая равномерность прочностных и пластических свойств проката (рис. 7). Наибольший уровень прочностных свойств получен на поперечных образцах, а свойства в продольном направлении и под углом 30 градусов к направлении прокатки были ниже на 20-30 Н/мм2. Однако значения ударной вязкости, хотя и были высокими (KCV-20 ≥ 150 Дж/см2), но имели тенденцию к снижению для середины (С) и переднего конца (ПК) полосы по сравнению с задним концом (ЗК) полосы (рис. 8 а). Порог хладноломкости Т50% (по величине KCV ≥ 150 Дж/см2) для ЗК полосы, а также середины полосы под углом 30 град. соответствовал температуре -60 оС; для ПК и середины в поперечном направлении - температуре -40оС. Подобный характер имело распределение доли вязкой составляющей в изломе образцов ИПГ (рис. 8 б).

Рис. 7. Результаты испытаний на растяжение по длине полосы из стали 07Г2НДФБ толщиной 12,9 мм: ЗК – задний конец полосы; С – середина; ПК – передний конец полосы

Получена зависимость температуры порога хладноломкости при ИПГ (по 90% доле вязкой составляющей - Т90ВС) от температуры Тнчп для испытанных участков полосы (ПК, С и ЗК), показывающая, что улучшение хладостойкости проката при ИПГ обеспечивалось при понижении температуры Тнчп (рис. 9).

а б

Рис. 8. Зависимость величины ударной вязкости (а) и доли вязкой составляющей в изломе образцов ИПГ (б) стали 07Г2НДФБ от температуры испытания:

ЗК – задний конец полосы; С – середина; ПК – передний конец полосы

Рис. 9. Зависимость порога хладноломкости при ИПГ (Т90%) от температуры начала прокатки в группе чистовых клетей

Исследование микроструктуры стали по длине полосы, произведенное методами оптической микроскопии и СЭМ, показало, что прокат имел мелкодисперсную ферритно-бейнитную микроструктуру (размер условного зерна феррита - №11/12 по ГОСТ 5639) со слабо выраженной полосчатостью (рис. 10). Основной структурной составляющей являлся КвПФ, также присутствовали ПФ и ИФ. Микроструктура содержала участки в виде очень крупных «зерен» со слабо выявляемыми при травлении строчечными частицами карбидов (цементита), которые были идентифицированы как области бейнитного феррита (БФ) и, возможно, ИФ. БФ имеет реечную морфологию и располагается в границах бывших аустенитных зерен. Микроструктура стали в середине и на ПК полосы характеризовалась повышенным количеством таких участков, а также разнозернистостью.

а б в

Рис. 10. Микроструктура (х500) рулонного проката из стали К60 толщиной 12,9 мм по длине полосы: а – ЗК полосы; б – середина; в – ПК полосы

Произвели анализ распределения размера зерен КвПФ и ПФ для исследованных ранее участков полосы с использованием программного пакета “Image Expert”, при этом старались исключить из рассмотрения крупные области ИФ+БФ. В целом зерно матрицы стали имеет размер около 4-6 мкм (рис. 11). Микроструктура стали на ЗК полосы характеризовалась меньшим размером зерна феррита по сравнению с серединой и передним концом полосы, что может быть связано с более высокой скоростью УО для заднего конца полосы из-за ускорения стана для нейтрализации эффекта температурного клина.

Однако помимо различия в размере зерен КвПФ и ПФ в основном пике распределения, выявлен различный размер зерен в «хвосте» распределения. В микроструктуре стали на ЗК полосы количество относительно крупных зерен феррита резко уменьшается и доля крупных зерен (размером 10 мкм и более) составляет не более 13 %. Напротив, для распределения размера зерен в микроструктуре стали от середины и ПК полосы характерна повышенная доля (≈25%) крупных зерен (10 мкм и более). Результаты определения объемной доли областей ИФ+БФ (с помощью метода Глаголева) были сопоставлены со значениями температуры Тнчп для исследованных мест по длине полосы. Зависимость, представленная на рис. 12, показывает, что объемная доля ИФ+БФ существенно уменьшается (с ≈20% до ≤10%) при понижении температуры входа подката в чистовую группу клетей НШС ГП с оС до 960 оС.

Произвели исследование кристаллографической текстуры поперечных образцов от переднего (ПК) и заднего (ЗК) концов полосы (методом рентгеновской дифрактометрии), которые имели значительное отличие по значению Тнчп (1020 оС и 960 оС, соответственно) и практически одинаковую температуру Ткп в нижней части γ-области. Выявлено различие в интенсивности дифракционных линий для образцов от ПК и ЗК (табл. 2), наиболее значимым из которых было ослабление ориентировки [100] по направлению от ПК к ЗК для поверхностей с торца образцов («Т»). Ориентировка [100] соответствует семейству {110}<001>α, которое развивается из кубической ориентировки {001}<110>γ рекристаллизованного аустенита.

Рис. 11. Распределение размеров условного зерна феррита в стали по длине полосы: ЗК – задний конец (Тнчп≈960 оС); С – середина (Тнчп≈990 оС); ПК – передний конец полосы (Тнчп≈1020 оС)

Рис. 12. Зависимость объемной доли ИФ+БФ от температуры входа подката в чистовую группу клетей НШС ГП (Тнчп)

Таблица 2. Относительные интегральные интенсивности дифракционных линий

(hkl)	½ толщ. ПК	¼ толщ. ПК	«Т» ПК	½ толщ. ЗК	¼ толщ. ЗК	«Т» ЗК
(200)	1,67	1,45	0,66	1,66	1,75	0,37
(211)	1,13	1,10	0,62	1,56	0,99	0,44
(220)	0,29	0,29	1,49	0,32	0,27	1,95

Следовательно, при высоких температурах Тнчп (1020 оС и 990 оС) микроструктура проката характеризовалась значительной разнозернистостью матрицы (≈25% доля зерен размером 10 мкм и более) и повышенным количеством областей БФ и ИФ (≈20%). При этом интенсивность ориентировки кристаллографической текстуры [100], связанной с кубической ориентировки {001}<110>γ рекристаллизованного аустенита, свидетельствует о формировании α-фазы из аустенита с большей долей частично рекристаллизованных зерен при Тнчп ≥ TNR. Такой характер микроструктуры является следствием разнозернистости аустенита перед фазовым превращением, которая образуется из-за частичной рекристаллизации аустенита в начальной стадии чистовой прокатки при повышенной температуре Тнчп. На основании литературных данных температура начала торможения рекристаллизации горячедеформированного аустенита (Т95) в стали К60 (Х70) с добавкой ≈ 0,06% Nb составляет ≈ 1020 оС, а температура практически полного торможения рекристаллизации (Т5) - ≈ 975-980оС. Поэтому условием получения однородной структуры аустенита и затем конечной ферритно-бейнитной микроструктуры проката в рассматриваемом случае является выполнение соотношения Тнчп ≤ (TNR - 20 оС).