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

С целью получения различного количества и типов структурных составляющих образцы нагревались до температур (g+a) 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 760^оС из аустенита выделяется небольшое количество избыточного феррита, а оставшийся аустенит распадается на мартенсито-бейнитную смесь. Повышение температуры нагрева в МКИ до 800^оС 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 760^оС 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.

t,ºС 0,1 1 10 102 103 104 , с М Б Ф t,ºС П Ac3 Ac1 1 2 3 а)		0,1 1 10 102 103 104 , с Б М Ф П Ac3 Ac1 1 2 3 б)
0,1 1 10 102 103 104 , с М Б Ф Ac3 Ac1 t,ºС 1 2 3 в)	0,1 1 10 102 103 104 , с М Б Ф Ac3 Ac1 1 2 3 г)

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

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.

Из различных параметров, описывающих превращение переохлажденного аустенита, температура начала образования мартенсита (М_н) 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 М_н для конструкционных сталей достаточно надежно проводится по уравнению А.А. Попова, которое применительно к изученным сталям имеет следующий вид:
М_н = 520 – 320(%С) – 45(%Мn) – 5(%Si) (1)
C использованием урав. (1) по химическому составу сталей (табл.1) были найдены значения М_н для образцов, испытавших полную аустенитизацию (Т_н >Ас₃), а также содержание углерода в аустените образцов, нагретых до определенных температур (Т_н) в МКИ, которые превышали Ас₁ на DТ (табл.2).

Таблица 2

Оценка содержания углерода в аустените, сформировавшемся

в МКИ, по значению М_н

Из табл. 2 видно, что первые порции аустенита, образующиеся при небольшом перегреве над Ас₁ (DТ @ 40^оС), 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 М_н 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 М_н, 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, М_н) после нагрева в различные области МКИ иная, чем в тех же сталях после полной аустенитизации (Т_н>Ас₃ + 30^оС).

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 30^оС выше Ас₁ образуется реечный мартенсит с «косо» расположенными мидрибом с высокой плотностью микродвойников и дислокаций, что связывается с низкой М_н 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 g® a 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 q_А меньше (~ 5%), чем в стали 10кп, испытавшей аналогичную обработку, при том же темпе нарастания количества аустенита с повышением температуры нагрева (рис. 4).


воздух

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 (~60^оС) 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 60^оС, 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 740-800^оС. Наилучший комплекс свойств (σ_в=510-530 МПа; σ_0,2 /σ_в=0,52-0,56; δ_р-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 740-780^оС с охлаждением на воздухе (s_в = 550-600 МПа; s_0,2 =300-320 МПа; d = 31-33%; d_р =15,5-17,5%; Т₅₀ = 10-15^оС; KCV_max = 2,2-2,4 МДж/м²). Близкий уровень механических свойств (s_в = 570-610 МПа; s_0,2 =320-350 МПа; d = 28-29%; d_р =15-17%; Т₅₀ = 15-25^оС; KCV_max = 1,7-1,9 МДж/м²) формируется после нагрева до температур 740-780^оС с охлаждением в масле .

У стали 10Г2Р нагрев в межкритический интервал до температур 780-820^оС с последующим охлаждением на воздухе приводит к следующему комплексу механических характеристик: s_в = 625-650 МПа; s_0,2 =310-320 МПа; d = 28-31%; d_р =14-15%; Т₅₀ = 25-30^оС; KCV_max = 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: s_0,2 = 380-400 МПа; s_в = 720-750 МПа; d_р =15-16%; Т₅₀ = 40-45^оС; KCV_max=2,4-2,6 МДж/м².

Таким образом, изученные в работе стали имеют непосредственно после формирования двухфазной структуры высокую пластичность, оцениваемую по δ ≈30 %, и, главное равномерное удлинение δ_Р ≈ 15 %, что особенно важно для изделий, получаемых холодной деформацией. Однако уровень ударной вязкости (KCV≈2,0 МДж/м²) и температура вязко-хрупкого перехода (Т₅₀ ≈ 20^оС) 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.

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 (Т_а = 860^оС; Т_п = 680^оС 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 α-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 Å, характерны для высокоуглеродистого мартенсита.

Рейки α-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 (Т_а = 860^оС + Т_п = 680^оС + 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 101_м – 011_м мартенсита составляет ~ 25 % площади линии 110, хотя на дифрактограммах мартенсита интегральная интенсивность линий 101_м + 011_м больше интегральной интенсивности линии 011_м. 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 101_м– 011_м дал следующие значения: а = 2,868 Å, с = 2,918 – 3,003 Å, 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 (σ_В = 669 МПа, ‪‪σ_0,2 = 400 МПа, δ_общ = 22 %, δ_Р = 14 %) и стали 09Г2С (σ_В = 760 МПа, ‪‪σ_0,2 = 460 МПа, δ_общ = 21%, δ_Р = 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.