Научные основы и технологические способы обработки гетерофазных сплавов с высоким уровнем конструктивной прочности

Размещено на http: //www. allbest. ru/

А в т о р е ф е р а т

диссертации на соискание ученой степени

доктора технических наук

Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов

Научные основы и технологические способы обработки гетерофазных сплавов с высоким уровнем конструктивной прочности

Швейкин Владимир Павлович

Екатеринбург 2009

Работа выполнена на кафедрах «Термообработка и физика металлов» и «Обработка металлов давлением» ГОУ ВПО «Уральского государственного технического университета - УПИ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина»

Научный консультант доктор технических наук, профессор Попов Артемий Александрович

Официальные оппоненты: доктор технических наук, профессор, зав. каф. УГТУ-УПИ (г. Екатеринбург) Гервасьев Михаил Антонович;

доктор технических наук, профессор, зав. отделом института физики металлов УрО РАН (г. Екатеринбург) Сагарадзе Виктор Владимирович;

доктор технических наук, доцент, зав.каф. ПГТУ (г. Пермь) Симонов Юрий Николаевич.

Ведущая организация ОАО «Первоуральский Новотрубный завод»

Защита состоится 20 ноября 2009 года в 15 часов на заседании Диссертационного совета Д 212.285.04 при ГОУ ВПО «Уральский государственный технический университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина по адресу: 620002, г.Екатеринбург, ул. Мира, 19, 3-й учебный корпус, ауд. Мт - 329, тел. (343) 375-45-74, факс (343) 374-38-84.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке УГТУ-УПИ.

Автореферат разослан « » 2009 г.

Ученый секретарь диссертационного совета Шилов В.А.

1. ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Задачу создания новых материалов, в том числе и сталей, с высокой конструктивной прочностью, сочетающейся с необходимой совокупностью технологических свойств, при изготовлении из них изделий (деформируемостью без нарушения сплошности, свариваемостью и др.), можно решить только при фундаментальном изучении влияния различных факторов на структуру, фазовый состав и свойства материалов. Использование таких материалов обеспечивает снижение металлоемкости машин и конструкций, улучшение эффективности и надежности их работы.

Характерно, что возможности повышения уровня эксплуатационных характеристик сталей путем применения традиционных композиций и видов термообработки близки к исчерпанию.

Работами последних десятилетий показано, что создание сталей с гетерофазной феррито-мартенситной структурой является перспективным направлением повышения конструктивной прочности, улучшения технологичности и обрабатываемости изделий различного назначения. Для разработки таких сталей с заданным уровнем свойств необходимы отыскание их композиций, режимов термической и пластической обработок, приводящих к формированию гетерофазной структуры с оптимальной морфологией и соотношением компонентов, создание моделей, описывающих пластическую деформацию и упрочнение многофазных материалов.

Данная диссертационная работа является обобщением научных и практических результатов исследований, выполненных автором в период с 1985 по 2009 год по проблемам формирования гетерофазной структуры в углеродистых низколегированных сталях, их деформационного упрочнения и пластичности, а также связи между структурой и комплексом механических характеристик.

Цели и задачи работы. Целью работы является теоретическое и экспериментальное обобщение закономерностей формирования гетерофазной структуры в углеродистых низколегированных сталях, деформационного упрочнения и пластичности материалов с различающимися свойствами структурных составляющих и совершенствования на этой основе композиций и режимов термической обработки малоуглеродистых низколегированных сталей.

Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:

- изучение закономерностей формирования структуры и фазовых превращений при ускоренном охлаждении малоуглеродистых низколегированных сталей из межкритического интервала температур (МКИ) и ступенчатой закалки;

- установление особенностей деформационного упрочнения двухфазных феррито-мартенситных сталей (ДФМС) и их пластичности при различных схемах напряженного состояния, отвечающим, в том числе реальным операциям холодной объемной и листовой штамповки;

- создание модели пластического течения и упрочнения ДФМС, учитывающей неравенство и перераспределение деформации между разнопрочностными составляющими в процессе нагружения;

- исследование процессов, протекающих при закалочном и деформационном старении ДФМС, и их влияния на сопротивление данных материалов хрупкому, вязкому и усталостному разрушению;

- формирование основных положений по созданию низколегированных гетерофазных сталей, содержащих в оптимальном соотношении феррит и мартенсит (бейнит), а также главных качеств ДФМС, делающих их перспективным материалом для изделий, изготавливаемых холодным формоизменением или горячей деформацией.

Научная новизна работы определяется следующей совокупностью результатов исследований. охлаждение низколегированный сталь сплав

- Дано научное обоснование составов низколегированных сталей и режимов термической обработки, приводящим к образованию гетерофазной структуры с требуемым комплексом механических свойств, по которым они являются перспективным материалом для изделий, изготавливаемых холодным формоизменением или горячей деформацией.

- Впервые для большой группы доэвтектоидных низколегированных сталей построены термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита и микроструктурные карты, показывающие влияние температуры нагрева в межкритический интервал (МКИ) и скорости последующего охлаждения на тип и количество отдельных структурных составляющих.

- Выявлены особенности морфологии структурных составляющих, формирующихся после нагрева малоуглеродистых сталей в МКИ и охлаждения с различными скоростями: мартенсита (бейнита), исходного феррита, существовавшего до нагрева, нового феррита, зарождающегося при распаде аустенита эпитаксиально на исходном феррите, а также концентрационные и структурные изменения в исходном и эпитаксиальном ферритах в зависимости от температуры и длительности отпуска.

- Предложена и экспериментально проверена модель деформационного упрочнения ДФМС, учитывающая неравенство и перераспределение деформации между разнопрочностными структурными составляющими в процессе пластического течения.

- Изучена и сопоставлена пластичность сталей с феррито-перлитной и феррито-мартенситной структурой при схемах напряженного состояния, соответствующих реальным способам изготовления деталей методами холодного формоизменения.

- На основе комплексного исследования деформационного старения ДФМС, его влияния на прочностные и пластические характеристики, способности сопротивляться хрупкому, вязкому и усталостному разрушению установлено, что наибольшая склонность к старению проявляется после деформации растяжением на 4-6%, а при дальнейшем увеличении степени деформации интенсивность его затухает.

- Разработана методика тестирования механических свойств микрообъёмов, позволяющая с помощью специального программного комплекса проводить построение диаграмм упрочнения отдельных структурных составляющих и оценивать их вклад в пластическое течение гетерофазных сплавов.

Достоверность результатов и сделанных выводов обеспечиваются:

· использованием комплекса современных методов исследования структуры (металлографии с компьютерным анализом изображения, электронной микроскопии, рентгеноструктурного анализа), фазового и химического составов (растровой электронной микроскопии со спектрометром энергетической дисперсии), поведения примесных атомов внедрения и замещения (внутреннего трения, ядерной гамма-резонансная спектроскопии), прочностных, вязко-пластических характеристик, предела выносливости, а также пластичности сталей при растяжении и кручении с наложением гидростатического давления;

· согласованностью экспериментальных результатов, полученных по различным методикам, статистико-вероятностной обработкой экспериментальных данных и их воспроизводимостью.

Практическая значимость работы. Совокупность экспериментальных и теоретических положений, касающихся изменений структуры и механических свойств при деформации и термомеханической обработке, пластического течения и разрушения гетерофазных сплавов, состоящих из нескольких структурных составляющих с различными свойствами нашла своё отражение в учебнике “Физическое металловедение”, допущенной Министерством образования Российской Федерации, в качестве учебника для студентов высших учебных заведений, обучающихся по направлению подготовки дипломированных специалистов 651300 “Металлургия”.

Результаты комплексных исследований представлены к реализации на ряде предприятий. На производственном объединении “Турбомоторный завод” (использование ускоренного охлаждения из МКИ в качестве исходной обработки стали 10кп для холодной высадки крепежных деталей).

В условиях Ревдинского метизно-металлургического завода показано, что применение ускоренного охлаждения проволоки из МКИ приводит к повышению производительности отжигового отделения сталепроволочного цеха на 20%.

Внедрение результатов данной работы на Уральском электромеханическом заводе позволило повысить технологическую пластичность заготовок для листовой штамповки, а также прочность и жесткость готовых конструкционных элементов. В результате получен специальный эффект.

На защиту выносятся:

· Установленные закономерности образования аустенита при нагреве в МКИ, особенности фазового и химического состава продуктов его распада после охлаждения с различными скоростями, концентрационные и структурные изменения в исходном и эпитаксиальном ферритах при отпуске.

· Модель деформационного упрочнения ДФМС, базирующаяся на учете неравенства и перераспределения деформации между разнопрочностными структурными составляющими в процессе пластического течения.

· Совокупность результатов, описывающих характеристики пластичности сталей с феррито-перлитной и феррито-мартенситной структурой при различных схемах напряженного состояния, отвечающим, в том числе реальным способам изготовления деталей методами холодного формоизменения.

· Особенности структурных изменений при деформационном упрочнении и старении ДФМС, их влияние на комплекс механических свойств и характеристики разрушения сталей данного класса.

· Сформулированные на основе результатов собственных экспериментальных и теоретических исследований, а также литературных данных основные требования к структуре ДФМС, предназначенных для изготовления деталей методами холодного формоизменения, а также концепция создания экономичных доэвтектоидных низколегированных сталей с гетерофазной структурой, обладающих высокой конструктивной прочностью.

Апробация диссертационной работы. Основные результаты настоящей работы были доложены и обсуждены на Всесоюзной научно-технической конференции “Основные направления экономии и рационального использования металла в автотракторостроении”, Челябинск, 1984 г.; Всесоюзном совещании “Взаимодействие дефектов кристаллической решетки и свойства металлов и сплавов”, Тула, 1985 г.; Всесоюзной научно-технической конференции “Повышение качества металлопроката путем термической и термомеханической обработки”, Днепропетровск, 1985 г.; Республиканской научно-технической конференции “Субструктурное упрочнение металлов”, Киев, 1985 г.; XI Всесоюзной конференции “Физика прочности и пластичности металлов и сплавов”, Куйбышев, 1986 г.; Всесоюзной научно-технической конференции “Новые материалы и упрочняющие технологии на основе прогрессивных методов термической и химико-термической обработки в автостроении”, Тольятти, 1986 г.; Научно-технической конференции ”Интенсификация производства и качества машиностроительной продукции за счет применения конструкционных сталей с улучшенными технологическими свойствами”, Челябинск, 1987 г.; Научно-техническом семинаре «Новые материалы и прогрессивные технологические процессы для упрочнения деталей промышленных тракторов и сельскохозяйственных машин», Чебоксары. 1986; V Всероссийской конференции «Механика микронеоднородных материалов и разрушение», Екатеринбург, 2008; Научно-технической конференции «Развитие техники и технологии производства стали и сплавов», Свердловск, 1982; IV Всесоюзном совещании «Химия, технология и применение ванадиевых соединений», Нижний Тагил, 1982; VIII Уральской школе металловедов-термистов «Современные проблемы металловедения и термообработки», Свердловск, 1983; Научно-технической конференции «Совершенствование способов получения и технологии обработки металлов и сплавов», Свердловск, 1984; IX Уральской школе металловедов-термистов Достижения в области металловедения и термической обработки металлов, Свердловск, 1985; X Уральской школе металловедов-термистов «Ускорение научно-технического прогресса в металловедении и термической обработке сталей и сплавов», Устинов, 1987; Всероссийской конференции «Трансфертные технологии, комплексы и оборудование в металлургии и материаловедении» Пермь, 1998; Всероссийской ежегодной научно-технической конференции «Наука - Производство- Технологии - Экология», Киров, 2001; Всероссийской конференции, посвященной 95-летию профессора В.В. Швейкина. УГТУ-УПИ, Екатеринбург. 1999; Всероссийской научной конференции. Бернштейновские чтения по термомеханической обработке. Москва, МИСиС, 1996, 1999, ……….. Научно-технической конференции «Эффективные технологические процессы листовой штамповки», Москва. 1993; Международной научно-технической конференции «Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов», Москва, МИСиС, 1996; 1-й Российской конференции «Трубы России - 2004», Екатеринбург, 2004; V Всероссийской конференции «Механика микронеоднородных материалов и разрушение», Екатеринбург, 2008; XIX школе металловедов-термистов, Екатеринбург, 2008 и др.

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 42 печатные работы.

Личный вклад диссертанта состоит в постановке задач исследования, выборе композиций сталей и методик их исследования, в получении экспериментальных результатов, их обработке и анализе, формулировании основных положений и выводов работы.

Структура и объем диссертации. Работа состоит из введения, 7 глав, объединенных в две части, выводов по каждой главе и заключения по диссертации, списка использованной литературы, включающего 231 работ отечественной и зарубежных авторов, и приложения со сведениями о практической реализации работы. Диссертация изложена на 310 страницах машинописного текста, содержит 90 рисунков и 17 таблиц.

2. ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении дано обосновании актуальности темы диссертации. С использованием литературных данных кратко изложены составы, механические свойства сталей с двухфазной феррито-мартенситной структурой (ДФМС), технологические способы её создания при изготовлении различных изделий.

Анализ научных разработок, выполненных в нашей стране и за рубежом, показал, что малоуглеродистые низколегированные стали с двухфазной феррито-мартенситной структурой обладают уникальным сочетанием предела текучести, временного сопротивления разрыву и пластичности, что определяет их использование преимущественно для деталей, изготавливаемых методами холодной объемной или листовой штамповки. Благодаря особенностям структуры и пластического течения эти стали испытывают интенсивное деформационное упрочнение, а в последующем - деформационное старение при нанесении и сушке антикоррозионных защитных покрытий на изделия. В этой связи научный и практический интерес имеет изучение закономерностей деформационного упрочнения и старения ДФМС с целью оптимизации их составов и режимов термической обработки, что и рассматривалась как одна из основных задач настоящей диссертации.

В последние годы круг изделий и, соответственно, сталей с окончательной или промежуточной гетерофазной феррито-мартенситной (бейнитной) структурой непрерывно расширялся . Это позволило повысить конструктивную прочность изделий, экономить ресурсы за счет снижения легированности сталей или при термообработке. Потребовалось использование новых схем термообработки, приводящих к формированию гетерофазной структуры, детальное изучение влияния агрегатного упрочнения перлитом, мартенситом, бейнитом на комплекс механических свойств сталей, режимов заключительного отпуска с целью увеличения предела текучести, вязкости и пластичности.

В диссертации обосновано, что для дальнейшего прогресса в данном направлении необходимы, с одной стороны, научно-обоснованная разработка композиций сталей, новых технологических режимов, приводящих к формированию гетерофазной структуры, а с другой стороны, проведение детальных исследований пластичности и деформируемости ДФМС без нарушения сплошности при различных схемах напряженного состояния.

Показано, что максимальное увеличение предела текучести гетерофазных сталей при сохранении присущего им высокого уровня пластичности позволит использовать этот перспективный класс сталей для значительной номенклатуры изделий, в частности, для строительных конструкций, труб газо-нефтяного сортамента, деталей машиностроения.

Исходя из данных положений, с учетом специфики получения и использования сталей с гетерофазной структурой сформированы цель и основные задачи, решаемые в диссертации.

В первой части диссертации, включающей главы 1…4, рассмотрены закономерности формирования феррито-мартенситной (бейнитной) структуры в малоуглеродистых низколегированных сталях и их механические свойства.

Во второй части работы, объединяющей главы 5…7, приведены данные теоретических и экспериментальных исследований деформируемости ДФМС и их пластичности.

В первой главе рассмотрена кинетика распада переохлажденного аустенита, образовавшегося при нагреве в межкритический интервал температур.

При выборе составов и режимов термообработки ДФМС основными требованиями являются предотвращение формирования перлита и определенное соотношение между количеством феррита и мартенсита. Для этого необходимы представления об устойчивости сформировавшегося аустенита к распаду в различных температурных областях, что описывается термокинетическими диаграммами (ТКД). Однако в литературе ТКД распада аустенита, сформировавшегося при нагреве в МКИ, не описаны. Это позволяет считать, что для исследованной группы сталей данные диаграммы построены нами впервые.

Исследование проведено на большой группе малоуглеродистых сталей, легированных как раздельно, так и совместно марганцем и кремнием (табл. 1). Кроме того, в некоторых случаях для повышения устойчивости аустенита сталь легировали также хромом, молибденом и бором.

Сталь 10кп была промышленной выплавки. Другие стали выплавлялись в открытой индукционной печи и разливали на слитки массой 10 кг, которые затем подвергали гомогенизационному отжигу при температуре 1200оС в течение 5 часов, после чего проковывались в прутки 12х12 мм.

Таблица 1 Химический состав сталей (мас.%)

№ п/п	Марка стали	C	Mn	Si	В	Ti
1	10кп	0,09	0,15	0,17	-	-
2	09Г2	0,09	1,58	0,24	-	-
3	05Г2Р	0,05	1,54	0,38	0,003	0,02
4	10Г2Р	0,10	1,63	0,39	0,003	0,02
5	10С1	0,09	0,24	1,18	-	-
6	05Г2С2	0,06	1,72	1,84	-	-
7	06Г2Р	0,06	1,48	0,25	0,003	0,02
8	12Г2Р	0,12	1,45	0,28	0,003	0,02
9	15Г2Р	0,15	1,51	0,26	0,003	0,02
10	20Г2Р	0,20	1,45	0,25	0,003	0,02
11	06Г2С2Р	0,06	1,51	1,81	0,003	0,02
12	10Г2С2Р	0,10	1,49	1,84	0,003	0,02
13	12Г2С2Р	0,12	1,52	1,78	0,003	0,02
14	15Г2С2Р	0,15	1,54	1,83	0,003	0,02
15	20Г2С2Р	0,20	1,52	1,80	0,003	0,02

С целью получения различного количества и типов структурных составляющих образцы нагревались до температур ( области, выдерживались в течение 10 мин, охлаждались в воде, масле или на воздухе.

Термокинетические диаграммы строились микроструктурным и дилатометрическим методами. Применялся высокотемпературный микродилатометр, с помощью которого удавалось фиксировать изменение длины образца на 0,005%. На построенные термокинетические диаграммы для наглядности наносились кривые, соответствующие скорости охлаждения сердцевины образцов сечением 15х15 мм в применяемых средах: 1 - в воде, 2 - в масле, 3 - на воздухе.

Как видно на рис.1, а (кривая 1), для стали 10кп даже при закалке в воду образца сечением 15х15 мм невозможно получить чистую феррито-мартенситную структуру. При закалке в воду от 760оС из аустенита выделяется небольшое количество избыточного феррита, а оставшийся аустенит распадается на мартенсито-бейнитную смесь. Повышение температуры нагрева в МКИ до 800оС сопровождается снижением устойчивости аустенита, и после выделения избыточного феррита, переохлажденный аустенит практически полностью превращается в бейнит. Закалка в масло от всех температур двухфазной области обеспечивает образование феррито-бейнитной структуры (кривая 2 на рис.1). При охлаждении на воздухе из нижней половины межкритического интервала (кривая 3 на рис. 1,а) образуется, в основном, феррито-бейнитная структура с небольшим содержанием перлита, количество которого возрастает с повышением температуры нагрева в МКИ.

Легирование малоуглеродистой стали ~1,5% марганца способствует заметному повышению устойчивости аустенита при охлаждении из МКИ (рис. 1, б). В стали 09Г2 после закалки в воду от 760оС в сердцевине образца сечением 15х15 мм формируется феррито-мартенситная структура и отсутствует феррит превращения. Вместе с тем, при охлаждении на воздухе от любых температур МКИ перлит не образуется.

Микролегирование бором стали с 1,5% марганца в значительной мере подавляет выделение избыточного феррита и особенно перлита, понижает температуру начала мартенситного превращения и смещает область распада аустенита по II ступени в сторону меньших скоростей охлаждения (рис. 1,в). Аналогично легированная сталь с вдвое меньшим содержанием углерода (05Г2Р) после нагрева на те же температуры имеет устойчивость переохлажденного аустенита практически такую же, как у стали 10Г2Р.

Введение в низкоуглеродистую сталь ~1% кремния, повышающего критические точки и увеличивающего межкритический интервал температур, расширяется область выделения избыточного феррита, а области распада по перлитному и бейнитному механизму смещаются в сторону меньших скоростей охлаждения. Эти эффекты усиливаются при увеличении в стали концентрации кремния до 1,8% с одновременным легированием ~1,5% марганцем (рис. 1,г).

Параметры термокинетических диаграмм, построенных в данной работе, отражают не усредненное по объему металла состояние аустенита (его химический состав, размер зерна и т.д.), а дают спектр состояний его различных микрообъемов, «развернутый» по скоростям охлаждения (температуре и времени превращений). Так, формирование первых порций избыточного феррита или мартенсита происходит в областях аустенита наиболее бедных по содержанию углерода и других растворенных атомов, а последними будут испытывать превращение самые насыщенные примесями участки аустенита с образованием наиболее низкотемпературных продуктов распада.

Рис. 1 Термокинетические диаграммы распада аустенита в сталях 10кп (а) и 09Г2 (б), 10Г2Р (в), ТН=760оС; 05Г2С2 (г), ТН=780оС; 1 - охлаждение в воде, - в масле, 3 - на воздухе

Из различных параметров, описывающих превращение переохлажденного аустенита, температура начала образования мартенсита (Мн) является наиболее объективным критерием, в силу относительной точности и легкости экспериментальной и расчетной оценки, а также благодаря тому, что быстрым охлаждением «замораживается» состав аустенита. Расчет Мн для конструкционных сталей достаточно надежно проводится по уравнению А.А. Попова, которое применительно к изученным сталям имеет следующий вид:

Мн = 520 - 320(%С) - 45(%Мn) - 5(%Si) (1)

C использованием урав. (1) по химическому составу сталей (табл.1) были найдены значения Мн для образцов, испытавших полную аустенитизацию (Тн Ас3), а также содержание углерода в аустените образцов, нагретых до определенных температур (Тн) в МКИ, которые превышали Ас1 на Т (табл.2).

Таблица 2 Оценка содержания углерода в аустените, сформировавшемся в МКИ, по значению Мн

Сталь	Мн, оС при Тн Ас3	Нагрев в МКИ
	Расчет по урав. (1)	Справочные данные	Тн (Т =Тн-Ас1), оС	Мн, оС (экспер.)	% С в аустените
10кп	490	-	760 (40)	390	0,41
			800(80)	440	0,25
09Г2	417	460	760(40)	315	0,42
			800(80)	380	0,22
10С1	475	-	800(50)	365	0,46
			860(110)	410	0,32
05Г2С2	414	430	780(20)	285	0,45
			900(140)	370	0,20
			970(230)	385	0,15

Из табл. 2 видно, что первые порции аустенита, образующиеся при небольшом перегреве над Ас1 (Т 40оС), сильно обогащены углеродом. Вне зависимости от содержания углерода в стали, количество углерода в аустените после такого нагрева достигает 0,41-0,46%, в результате чего устойчивость переохлажденного аустенита и Мн достигают уровня, характерного для сталей с таким общим содержанием углерода, что способствует образованию в структуре низкотемпературных продуктов распада аустенита (мартенсита, бейнита) при ускоренном охлаждении из МКИ и отсутствию перлита.

С увеличением температуры нагрева в МКИ устойчивость переохлажденного аустенита снижается, повышается Мн, что обусловлено уменьшением содержания углерода в образующемся аустените, возникновением неоднородности по химическому составу между микрообъемами образца и внутри зерен. Поэтому интенсивность действия углерода и легирующих элементов на термокинетическую диаграмму (устойчивость переохлажденного аустенита, Мн) после нагрева в различные области МКИ иная, чем в тех же сталях после полной аустенитизации (ТнАс3 + 30оС).

Практическая значимость данного явления состоит в том, что при совместном легировании стали Mn и Si (В) возможно снижение содержания углерода с 0,1 до 0,05% при сохранении тех же характеристик термокинетической диаграммы или при том же углероде в стали удается уменьшить скорость охлаждения изделий (увеличить их сечение).

Следовательно, подбором композиции сталей, температуры нагрева в МКИ и скорости последующего охлаждения удается целенаправленно регулировать не только структуру и фазовый состав, но и содержание углерода и легирующих элементов в отдельных фазах, что расширяет спектр механических свойств сталей.

Во второй главе анализируются данные по микроструктуре, фазовому составу и механическим свойствам низкоуглеродистых сталей, испытавших нагрев в межкритический интервал температур.

Исследование методами оптической и электронной микроскопии группы малоуглеродистых низколегированных сталей (см. табл.1) показало, что при нагреве в межкритический интервал температур образование первых порций аустенита в образцах с исходной феррито-перлитной структурой происходит в перлитных зернах. Дальнейшее увеличение количества аустенита связано с миграцией его границ в ферритные зерна. После охлаждения низкотемпературные продукты распада аустенита (мартенсит-бейнит), окруженные выделениями нового феррита, располагаются по границам старого феррита, который не претерпел превращение при нагреве (рис. 2)

Выявление двух типов феррита: исходного, который не претерпел превращения при нагреве в МКИ, и нового, выделяющегося из аустенита при окончательном охлаждении, проводилось по специальной двухэтапной методике. Структурные характеристики (объемная доля каждой фазы, размер зерен) рассчитывались с учетом соответствующих геометрических и статистических закономерностей.



Рис. 2 Микроструктура стали 09Г2 после охлаждения в воде (а), в масле (б,в) и на воздухе (г); х 2000

При закалке образцов сечением 15х15 мм из исследованных сталей в воду или масло после нагрева на 30оС выше Ас1 образуется реечный мартенсит с «косо» расположенными мидрибом с высокой плотностью микродвойников и дислокаций, что связывается с низкой Мн из-за максимально высокой концентрацией углерода в первых порциях аустенита, сформировавшихся из перлита. Уменьшение содержания углерода в аустените при увеличении его количества и температуры образования приводит при закалке в воду к возникновению высокотемпературного мартенсита, в котором отдельные рейки с высокой плотностью дислокаций собраны в пакеты. При охлаждении из верхней области МКИ распад аустенита происходит по бейнитному механизму.

Распределение дислокаций в феррите неоднородно: вблизи границ феррит-мартенсит возникает высокая плотность дислокаций, которые образуют клубки и сложные сплетения. Повышенная плотность дислокаций на границе феррит-мартенсит связана, по всей видимости, с напряжениями, возникающими при превращении. По мере удаления от межфазной границы плотность дислокаций резко падает.

В случае феррито-бейнитной структуры распределение дислокаций в феррите более однородно, чем в сталях с феррито-мартенситной структурой, хотя и здесь плотность дислокаций выше вблизи межфазной границы.

Типичные зависимости, отображающие изменение количества структурных составляющих в стали 10кп с повышением температуры нагрева в МКИ, показаны на рис. 3. В легированных сталях ход этих кривых почти аналогичный, хотя они смещены по температурным областям, и количественные соотношения иные.

Так, в сталях 09Г2 и 10Г2Р после аналогичных обработок количество аустенита qА меньше (~ 5%), чем в стали 10кп, испытавшей аналогичную обработку, при том же темпе нарастания количества аустенита с повышением температуры нагрева (рис. 4).



Рис. 3 Микроструктурная карта стали 10кп после охлаждения в воде, масле и на воздухе

Рис. 4 Кинетика образования аустенита в исследованных сталях при нагреве в МКИ

В стали 05Г2Р эти параметры процесса аустенитизации значительно ниже, чем в стали 10Г2Р. Действие 1,2% Si сильнее, чем 1,6% Mn: процесс аустенитизации в стали 10С1 не только смещен (~60оС) в сторону более высоких температур, но и протекает замедленнее, чем в стали 09Г2.

Поэтому для формирования определенного количества аустенита стали 10кп, 09Г2, 10Г2Р должны нагреваться практически на одну температуру, тогда как стали 05Г2Р и 10С1 выше на 30-40 и 60оС, соответственно. В то же время, доминирующее влияние на количество упрочняющей структурной составляющей (мартенсита+бейнита) имеет устойчивость переохлажденного аустенита.

Количественные соотношения между структурными составляющими играют определяющую роль в формирующемся комплексе механических свойств ДФМС. Найдено, что при постоянной объемной доле мартенсита изменение свойств стали определяется не только количеством нового феррита, но и морфологией его образования. Зарождение и рост нового феррита по границам старых ферритных зерен приводит к наиболее заметному снижению предела текучести и повышению общего и равномерного удлинения.

Обобщение экспериментальных данных значительного круга малоуглеродистых низколегированных сталей показывает, что оптимальный комплекс свойств после ускоренного охлаждения из МКИ достигается при наличии 15-25% мартенсита, 20-30% эпитаксиального феррита и, соответственно, 45-65% исходного феррита.

В стали 10кп количество упрочняющей структурной составляющей при охлаждении в масле и на воздухе практически не зависит от температуры нагрева в двухфазную область (см. рис.3). В результате имеет место и стабильность свойств после нагрева до температур 740-800оС. Наилучший комплекс свойств (ув=510-530 МПа; у0,2 /ув=0,52-0,56; др-16-17%) обеспечивается после закалки в масле.

Легирование малоуглеродистой стали бором и марганцем приводит к существенной зависимости механических свойств от температуры нагрева. Так, после закалки в воде упрочняющей структурной составляющей в сталях 05Г2Р и 10Г2Р является мартенсит, количество которого монотонно возрастает с увеличением температуры нагрева. Соответственно, и прочностные характеристики обеих сталей возрастают с темпом упрочнения 7-8 МПа на один процент мартенсита. Значения общего и равномерного удлинения находятся на сравнительно невысоком уровне и монотонно снижаются с повышением температуры нагрева в двухфазную область.

Охлаждение в масле и на воздухе приводит к некоторому снижению темпа упрочнения, что связано с увеличением доли бейнита в упрочняющей структурной составляющей и появлением нового эпитаксиального феррита.

Установлены следующие режимы термической обработки, обеспечивающие оптимальный комплекс свойств. Для стали 05Г2Р - это нагрев в межкритический интервал до температур 740-780оС с охлаждением на воздухе (в = 550-600 МПа; 0,2 =300-320 МПа; = 31-33%; р =15,5-17,5%; Т50 = 10-15оС; KCVmax = 2,2-2,4 МДж/м2). Близкий уровень механических свойств (в = 570-610 МПа; 0,2 =320-350 МПа; = 28-29%; р =15-17%; Т50 = 15-25оС; KCVmax = 1,7-1,9 МДж/м2) формируется после нагрева до температур 740-780оС с охлаждением в масле .

У стали 10Г2Р нагрев в межкритический интервал до температур 780-820оС с последующим охлаждением на воздухе приводит к следующему комплексу механических характеристик: в = 625-650 МПа; 0,2 =310-320 МПа; = 28-31%; р =14-15%; Т50 = 25-30оС; KCVmax = 1,8-1,9 МДж/м2.

В стали 05Г2С2 оптимальный комплекс свойств обеспечивается при наличие в структуре 15-25% мартенсита и 20-30% нового феррита: 0,2 = 380-400 МПа; в = 720-750 МПа; р =15-16%; Т50 = 40-45оС; KCVmax=2,4-2,6 МДж/м2.

Таким образом, изученные в работе стали имеют непосредственно после формирования двухфазной структуры высокую пластичность, оцениваемую по д ?30 %, и, главное равномерное удлинение дР ? 15 %, что особенно важно для изделий, получаемых холодной деформацией. Однако уровень ударной вязкости (KCV?2,0 МДж/м2) и температура вязко-хрупкого перехода (Т50 ? 20оС) весьма низок, что указывает на необходимость проведения отпуска готовых изделий для их улучшения.

Рациональным легированием марганцем, бором, кремнием (даже при снижении до ? 0,05 % углерода) удается повысить на 30-40 % прочностные свойства фактически без ухудшения вязко - пластических характеристик.

В третьей главе рассматриваются строение и механические свойства сталей 20 и 09Г2С промышленной выплавки с феррито-мартенситной структурой, полученной ступенчатой закалкой.

Разработан новый способ создания ДФМС - ступенчатая закалка, включающая нагрев на температуру вблизи Ас3 для формирования неоднородного по содержанию углерода аустенита из исходной феррито-перлитной смеси, переохлаждение под Аr1 с оптимальной выдержкой, в течение которой происходит выделение необходимой порции избыточного феррита и обогащение углеродом нерастворившегося аустенита, трансформирующегося, при закалке в воду, в мартенсит и бейнит.

Светооптические исследования показали, что микроструктура обеих сталей после ступенчатой закалки по оптимальному режиму (Та = 860оС; Тп = 680оС с выдержкой 20 мин для стали 20 и 5 мин для стали 09Г2С) состоит из зерен избыточного феррита размером 20-50 мкм, находящихся в контакте между собой, и разомкнутых округлых “зёрен” размером 10-30 мкм, внутри которых сформировались игольчатые кристаллы мартенсита и бейнита. Площадь “зёрен” упрочняющей фазы составляла 40-45 %.

Металлографические исследования на тонких фольгах стали 20 позволили конкретизировать эти заключения. В зернах избыточного феррита с плавно изогнутыми границами имеется повышенная плотность однородно распределённых дислокаций, несколько большая. Вблизи игольчатых кристаллов б-фазы.

Обнаруживается мартенсит двух морфологических типов. Кристаллы мартенсита первого типа содержат столь высокую плотность дислокаций (~1·10? см-2), что отдельные дислокации не разрушаются. Они имеют форму реек толщиной ~ 1 мкм, иногда собраны в пакеты. Такой тип мартенсита характерен для среднеуглеродистых сталей.

Широкие пластины мартенсита с пачками параллельных микродвойников толщиной ~ 100 Е, характерны для высокоуглеродистого мартенсита.

Рейки б-фазы с выделениями цементита в виде одинаково ориентированных частиц цементита интерпретированы как нижний бейнит. Ширина таких реек с несколько изогнутыми границами достигает ~ 3 мкм.

Итак, данные электронной микроскопии показывают, что в низкоуглеродистой стали после ступенчатой закалки наряду с ферритом присутствует спектр сдвиговых продуктов превращения, формирующихся поочерёдно по мере понижения температуры во всё более богатых по углероду областях аустенита.

Особенности такой гетерофазной структуры показали и результаты рентгеноструктурного анализа, проведенного с использованием дифрактометра Bruker D8 Advance.

Для дифрактограммы образца стали 20 после ступенчатой закалки

Та = 860оС + Тп = 680оС + охлаждение в воде) характерно:

- отсутствие физического уширения линии 222 (следовательно, отсутствие в металле микроискажений или точнее, их глубокая компенсационная релаксация);

- линия 110 состоит из острого высокого максимума, имеющего значительное размытие в сторону меньших углов Вульфа-Брегга, что связывается с формированием мартенсита различной тетрагональности.

Основываясь на данных электронной микроскопии, это можно интерпретировать следующим образом. Отражение 110 является наложением линий 110 феррита и мартенсита, а размытие интерференционного максимума в сторону меньших углов Вульфа-Брегга связано с отражением от плоскостей (101) и (011) тетрагонального мартенсита, имеющего широкий диапазон отношений периодов с/а. Площадь линий 101м - 011м мартенсита составляет ~ 25 % площади линии 110, хотя на дифрактограммах мартенсита интегральная интенсивность линий 101м + 011м больше интегральной интенсивности линии 011м. Ясно, что это связано с относительно небольшим количеством тетрагонального мартенсита в исследованном образце.

Расчет периодов а по линии 110 и с по минимальному и максимальному углу Вульфа-Брегга линии 101м- 011м дал следующие значения: а = 2,868 Е, с = 2,918 - 3,003 Е, с/а = 1,02-1,05.

Согласно найденным значениям с/а и уравнению с/а = 1 + 0,0467р, содержание углерода в мартенсите (соответственно, в аустените, из которого он сформировался) составляет р = 0,5-1,2 мас. %. Это показывает, насколько глубоко происходит обогащение микрообъемов аустенита по углероду и разброс по его содержанию в процессе ступенчатой закалки.

Таким образом, теоретически обосновано и экспериментально подтверждено, что уникальный комплекс механических свойств стали 20 (уВ = 669 МПа, ??у0,2 = 400 МПа, добщ = 22 %, дР = 14 %) и стали 09Г2С (уВ = 760 МПа, ??у0,2 = 460 МПа, добщ = 21%, дР = 12 %) после ступенчатой закалки связан с формированием особого структурного состояния.

Определённое количество упрочняющей фазы (мартенсит + бейнит) с заданной твердостью (плотностью дислокаций, содержанием углерода) обуславливает повышенный уровень прочностных характеристик. Эти продукты сдвиговых превращений образуются порционно по мере снижения температуры из неоднородного по углероду аустенита в окружении ранее сформировавшегося феррита. Мягкая “оболочка” феррита компенсирует генерированием напряжений противоположного знака ансамблем образующихся в нем дислокаций напряжения, порождаемые при возникновении бейнита и мартенсита. Сталь с уравновешенными внутренними напряжениями (их суммарная величина близка к нулю) обладает удовлетворительной пластичностью, несмотря на высокую плотность дефектов кристаллического строения.

Благодаря применению ступенчатой закалки (формированию феррито-мартенситной структуры) удается поднять прочностные свойства низкоуглеродистых сталей в ~ 1,5 раза по сравнению с нормализованным состоянием, сохранив характеристики пластичности на уровне, удовлетворяющем требованиям ГОСТа на горячедеформируемую продукцию. Это позволяет рекомендовать ступенчатую закалку как окончательную термообработку при производстве листа, профилей, труб и других изделий, получаемых горячей прокаткой.

В четвертой главе описываются эксперименты по закалочному и деформационному старению гетерофазных сталей и их трактовка.

Низкотемпературный отпуск, применяемый непосредственно после закалки из МКИ, используется для улучшения комплекса механических свойств ДФМС. Для всех исследованных сталей характерна экстремальная зависимость условного предела текучести у0,2 и общего удлинения д от температуры отпуска. Значение временного сопротивления уВ слабо изменяется при температурах более низких, чем температура, соответствующая максимальному значению у0,2, но затем заметно снижается.

Анализ микроструктурных особенностей отпущенных ДФМС наряду с данными амплитудной и температурной зависимостей внутреннего трения позволяют считать, что экстремальное изменение предела текучести с повышением температуры старения обусловлено протеканием ряда конкурирующих процессов: образованием сегрегаций атомов углерода на дислокациях в феррите, сопровождающимся возвратом площадки текучести; распадом упрочняющей фазы; релаксацией остаточных напряжений, возникающих из-за несоответствия объемов аустенита и мартенсита; образованием карбидных частиц на дислокациях в феррите и их укрупнением при повышенных температурах отпуска (“перестаривание” феррита). Первый и третий из указанных процессов преобладают при низких температурах отпуска, а второй и четвертый - при повышенных. Это и предопределяет экстремальную зависимость предела текучести от температуры отпуска.

Применение ДФМС в различных отраслях промышленности предъявляет повышенные требования к сопротивлению этих сталей хрупкому и вязкому разрушению в готовой конструкции. Изучение влияния деформационного старения на характеристики разрушения ДФМС проводилось на примере сталей 05Г2Р и 05Г2С2.

Установлено, что с повышением степени холодной деформации происходит закономерное возрастание температуры вязко-хрупкого перехода Т50 и снижение максимальной ударной вязкости при полностью вязком изломе (например, деформация растяжением на 10% приводит к возрастанию Т50 на 35-40оС и почти двукратному снижению KCVmax). Такое возрастание Т50 связано, по всей видимости, с упрочнением феррита, в котором локализуется практически вся деформация.

Проведение последеформационного отпуска заметно снижает температуру вязко-хрупкого перехода и значительно повышает величину KCVmax . В частности, сталь 05Г2Р после деформации растяжением на 10% и отпуска 200оС, 1 ч имеет практически такую же величину Т50, как и в исходном состоянии после охлаждения в масле от 760оС. Наблюдающееся повышение KCVmax и Т50 обусловлены влиянием двух противоположно действующих процессов: разупрочнения мартенсита при отпуске и снижения пересыщения твердого раствора феррита за счет образования сегрегаций примесных атомов на дислокациях в результате протекания деформационного старения. Превалирующее влияние первого фактора объясняет, по-видимому, экспериментально наблюдаемое повышение сопротивления хрупкому и вязкому разрушению при отпуске предварительно деформированной ДФМС.

Проведенные микрофрактографические исследование ударных образцов, разрушенных при различных температурах, подтверждают сделанные выше выводы

Низкотемпературный отпуск сталей с гетерофазной структурой позволяет повысить значение предела текучести на 100-140 МПа, при этом значение отношения у0,2/уВ, равное 0,50-0,55 в исходном состоянии, повышается до величины 0,65-0,75. Температура вязко-хрупкого перехода Т50 снижается на 40-50оС, ударная вязкость KCVmax возрастает по сравнению с исходным состоянием на 20-25%. Такое изменение свойств делает возможным применение ДФМС в качестве конструкционных материалов непосредственно после отпуска.

Процесс деформационного старения ДФМС обычно совмещается с технологическими операциями нанесения или сушки антикоррозионных лакокрасочных покрытий. Установлено, что пластическая деформация растяжением оказывает немонотонное влияние на склонность этих сталей к старению. Наиболее благоприятные условия для старения возникают после деформации 4-6%, вероятно благодаря более коротким путем диффузии для атомов внедрения при повышении плотности дислокаций равномерно по всему объему ферритного зерна. Образование ячеистой дислокационной структуры, при увеличение степени деформации до 10%, приводит к замедлению процесса старения.

На примере стали 05Г2С2 с использованием ядерной гамма-резонансной спектроскопии и удельного электросопротивления показано, что во время деформационного старения при температурах сушки антикоррозионных лакокрасочных покрытий происходит локальное перераспределение атомов легирующих элементов замещения. После закалки из межкритического интервала температур наблюдается ближний порядок типа ближнего упорядочения в расположение атомов легирующих элементов замещения. Пластическая деформация понижает степень ближнего порядка, а последующее старение вновь его восстанавливает.

С учетом установленных закономерностей деформационного старения ДФМС построены диаграммы зависимости упрочнения исследованных сталей от степени предварительной деформации. Диаграммы позволяют оценить прочность готовых изделий из сталей этого типа после низкотемпературного отпуска, соответствующего нанесению и сушке антикоррозионных лакокрасочных покрытий. Диаграммы свидетельствуют, что в готовых конструкциях ДФМС имеет очень высокий комплекс прочностных и пластических характеристик, не достигаемый на сталях того же состава с феррито-перлитной структурой. Так, предел текучести в стали 10кп с феррито-перлитной структурой может достигать 550-590 МПа при сохранении общего удлинения на уровне 24-20%. В гетерофазном состоянии у стали 05Г2Р при величине общего удлинения д =20% предел текучести находится на уровне 650 МПа, а у стали 05Г2С2 достигается значение у0,2 = 780 МПа при той же величине общего удлинения.

Применение ДФМС требует обеспечения надежности в процессе эксплуатации изготовленных из них деталей и конструкций. Многие типы разрушений при эксплуатации образуются в результате усталостного нагружения. В связи с этим, научный и практический интерес представляют данные по влиянию скорости охлаждения из межкритического интервала температур и последующего деформационного старения на сопротивление ДФМС усталостному разрушению.

Усталостное испытание проводили по схеме чистого изгиба при кручении на машине типа УВМ согласно ГОСТ 25.502.79.

Установлено, что стали с феррито-мартенситной (бейнитной) структурой обладает более высокими значениями предела выносливости, чем стали с феррито- перлитной структурой одного и того же химического состава. Это подтверждено результатами микрофрактографического исследования усталостных образцов, разрушенных при различных амплитудах цикла. В то же время относительное повышение предела выносливости существенно ниже, чем статических характеристик прочности. Деформационное старение, сочетающееся с некоторыми технологическими операциями, не изменяет значение предела выносливости в случае феррито-перлитной структуры и очень незначительно (2-3 %) увеличивает эту характеристику в ДФМС, что связывается с циклическим разупрочнением предварительно деформированных и состаренных образцов.

Вторая часть диссертации, в которой приведены результаты теоретических и экспериментальных исследований деформационного упрочнения и пластичности при различных схемах напряженного состояния гетерофазных низкоуглеродистых сталей, занимает ключевое место в диссертации, так как способность этих сталей к холодному формоизменению и образующийся комплекс механических свойств изделий имеют особую значимость для теории и практики их использования.

В главе пятой рассматривается модель деформационного упрочнения сталей с феррито-мартенситной структурой.

Несмотря на наличие широкого круга теорий в настоящее время отсутствует единая модель, позволяющая надежно описать процесс пластического течения сталей с феррито-мартенситной структурой на всех стадиях деформации. В связи с этим автором данной диссертации совместно с Бронфиным Б.М. предложена модель деформационного упрочнения ДФМС дающая, с учетом перераспределения деформации между структурными составляющими в ходе нагружения, аналитическое описание закономерностей их деформации и упрочнения при пластическом течении.

Феррито-мартенситная сталь рассматривалась как естественный композит, в котором деформируются обе структурные составляющие. В первом приближении не учитывалась неоднородность напряжений в феррите и мартенсите, и напряжения рассматривались как усредненные по объему каждой структурной составляющей. Зависимость” истинное напряжение S -истинная деформация е” для феррита и мартенсита аппроксимировались уравнением Холломона

 S = cen, (1)

где с - константа; n - коэффициент деформационного упрочнения.

Исходя из указанных представлений, были получены соотношения, позволяющие вычислить номинальное значение напряженного течения ус для любого заданного значения истинной деформации ес ДФМС в зависимости от основных упрочняющих параметров: объемной доли мартенсита Vм, содержания углерода в стали а, её легированности и размера ферритного зерна D:

; (2)

;

. (4)

здесь вф и вм - временное сопротивление феррита и мартенсита; ерф и ерм - истинные равномерные деформации этих структурных составляющих в свободном состоянии, соответственно, феррита и мартенсита;

q = ем/еф = q(ес)

- отношение деформаций мартенсита ем и феррита еф, зависящие от общей деформации образца ес; m - коэффициент, учитывающий влияние скорости деформации на напряжение течения (m=0); iв - внутризеренное упрочнение феррита, зависящее от его легированности и плотности дислокаций; Кв - коэффициент Холла-Петча при деформации, соответствующей временному сопротивлению феррита; ом - временное сопротивление безуглеродистого мартенсита; - коэффициент упрочнения на 1% углерода в мартенсите.

Используя условие

(dc/dеc)

где ерс - истинная равномерная деформация образца стали с феррито-мартенситной структурой, получено выражение, связывающее величину истинной равномерной деформации образца феррито-мартенситной стали ерс с параметрами микроструктуры (объемной долей мартенсита, содержания углерода в стали, её легированности и размера зерна).

Экспериментальную проверку теории проводили на сталях составов 7-15 (см. табл.1), с “островковой” феррито-мартенситной структурой. Измерение деформаций структурных составляющих показало, что величина q(ес) определяется, в основном, твердостью мартенсита, зависящей от концентрации в нем углерода, и его объемной долей. В то же время величина q(ес) практически не зависит от размера ферритного зерна и легированности стали.

Обработкой экспериментальных данных для сталей с 0,06-0,20 масс. % углерода получено уравнение регрессии, описывающее отношение деформаций мартенсита и феррита q от общей деформации образца ес в интервале истинных деформаций вплоть до равномерной:

q = 2,6 а ( 5 )

Найденные зависимости q(ес) были использованы для построения теоретических диаграмм деформации изученных сталей. Удовлетворительное совпадение расчетных кривых с экспериментальными данными свидетельствует о возможности адекватного описания кривых деформационного упрочнения феррито-мартенситных сталей в рамках предложенной модели и прогнозирования оптимальных параметров микроструктуры (количества и прочности мартенсита), обеспечивающих наилучшее сочетание прочностных и пластических характеристик гетерофазных сталей. Использование такого физически обоснованного подхода необходимо для разработки новых составов гетерофазных сталей и режимов их термической обработки.

...