» » Высокотемпературная термомеханическая обработка конструкционной стали
06.02.2015

Наиболее перспективным способом обработки среднеуглеродистой конструкционной стали, оказывающим пластическое и термическое воздействие, является схема ВТМО, предусматривающая после горячей пластической деформации закалку на мартенсит. При проведении BTMO обычно стремятся создать полигонизированную субструктуру аустенита, обладающую повышенной устойчивостью в отношении рекристаллизации. Полигонизированная структура наследуется продуктами фазовых превращений, что обусловливает получение повышенных значений свойств стали.
Получению полигонизированной структуры аустенита при BTMO способствуют умеренные температуры, скорости и степени деформации. Так, на стали 50ХГА наиболее заметное проявление эффекта BTMO достигалось после деформации при 900°С с обжатием 40%. В этом случае получено хорошее сочетание высокой прочности и высокого сопротивления хрупкому разрушению. Такое сочетание свойств связано с особенностями полигонизированной структуры, в которой границы субзерен (малоугловые границы) играют роль полупроницаемых барьеров для дислокаций.
Возникающая при динамической полигонизации субструктура устойчива и сохраняется не только непосредственно в процессе BTMO (при закалке), но и при последующей термической обработке. С этим связан эффект сохранения комплекса повышенных свойств металла после BTMO и повторной закалки (обработки на наследование). Субструктура, унаследованная мартенситом от динамически полигонизированного в ходе высокотемпературной деформации аустенита, оказывается устойчивой вплоть до температуры фазовой перекристаллизации. Если последняя происходит по сдвиговому механизму, субструктура передается и аустениту.
При исследовании процесса контролируемой прокатки сортовых сталей 40, 40Х и 35ГС установлено положительное влияние понижения температуры конца прокатки с 1050 до 850°С на свойства сталей. Прирост свойств составил:
Высокотемпературная термомеханическая обработка конструкционной стали

Твердость сталей 40Х и 40 с понижением температуры конца прокатки убывает с HB 230 до HB 207 и с HB 220 до HB 202 соответственно. Это можно увязать с повышением доли феррита в структуре. Остается, однако, неясным, почему увеличение доли феррита сопровождается снижением твердости, но приростом прочности.
В работе показано, что, изменяя условия горячей деформации, можно в широких пределах влиять на структуру и свойства среднеуглеродистых сталей. В сталях 40Х, 40ХС, 40ХБ, 40ХФТ горячая пластическая деформация увеличивает количество продуктов распада переохлажденного аустенита в феррито-перлитной области, причем эффективность влияния деформации возрастает по мере снижения температуры и увеличения обжатия, когда возрастает плотность вносимых в металл дефектов кристаллического строения. Повышение температуры нагрева с 1050 до 1250°С приводит к повышению устойчивости аустенита и увеличению в связи с этим количества продуктов промежуточного превращения. Авторы считают, что, регулируя условия деформации, можно добиться значительного упрочнения стали (при получении бейнитной структуры) без применения ускоренного последеформационного охлаждения.
С указанной точки зрения интересны результаты выполненного авторами исследования влияния параметров горячей деформации на структуру и твердость стали 18ХГТ. Заготовки диаметром 26,5x40x150 мм нагревали до 1200°С, подстуживали в печи до температуры деформации tпр = 1200-750°С, прокатывали за один проход со степенями деформации, равными 20 и 30%, и за два прохода с частными обжатиями 20 и 15%, после чего охлаждали заготовки либо на воздухе, либо ускоренно в воде до 650-600°С.
Результаты определения твердости прокатанных образцов представлены на рис. 62, а данные о соотношении структурных составляющих - на рис. 63. Из сопоставления рис. 62 и 63 видно, что значения твердости образцов достаточно хорошо коррелируют с количеством бейнитной составляющей в структуре. В случае последеформационного охлаждения на воздухе при исследовании всех режимов деформации наблюдается резкое уменьшение количества бейнита с понижением температуры прокатки. Следует отметить, что во всех образцах-«свидетелях», подстуженных в печи до различных температур и охлажденных затем на воздухе без деформации, количество бейнита в структуре составляло 80-90%. Таким образом, изменение условий распада аустенита связано с процессами, происходящими при горячей пластической деформации. Обнаруженная тенденция к уменьшению содержания бейнитовой составляющей с понижением температуры прокатки хорошо согласуется с известными представлениями о влиянии горячей пластической деформации на кинетику распада аустенита. Понижение температуры деформации способствует увеличению степени горячего наклепа аустенита, что должно ускорять перлитное и тормозить бейнитное превращение. Аналогично действует и повышение степени деформации с 20 до 30%. В случае дробной деформации (20% на первой стадии и 15% на второй) заметно снижается количество бейнита после прокатки при температурах около 900°С по сравнению с разовым обжатием на 20-30%.
На рис.63 а (степень деформации 20%) наблюдается снижение количества бейнита после деформации при 950°С. Такое явление может быть обусловлено образованием при данных режимах горячей деформации устойчивой субструктуры, которая препятствует статической рекристаллизации в условиях последеформационного охлаждения. Это способствует ускорению перлитного превращения. Деформация при более низких температурах (900 и 850°С) вызывает большую степень горячего наклепа, вследствие чего увеличивается движущая сила статической рекристаллизации. Образующаяся таким образом более равновесная аустенитная структура легче переохлаждается до температур бейнитного превращения.
Высокотемпературная термомеханическая обработка конструкционной стали

Деформация с относительным обжатием 20% и температурой 950°С обусловливает минимальное значение твердости образца. После прокатки образца при 800°С, несмотря на отсутствие в структуре бейнита, твердость оказывается более высокой, что в значительной мере обусловлено дисперсностью структурных составляющих. В случае 30%-ного обжатия минимальная твердость получается при более низких температурах деформации. Для получения высокой твердости металла необходима деформация либо при высоких (выше 1000°C) температурах, обеспечивающая получение преимущественно бейнитной структуры, либо в двухфазной γ+α-области, приводящая к наклепу α-фазы.
Иной характер имеет зависимость структуры стали 18ХГТ от температуры деформации в случае ускоренного последеформационного охлаждения. Наблюдается явно выраженный минимум на кривой зависимости количества бейнита от температуры деформации, который с увеличением обжатия смещается в сторону более низких температур. Увеличение количества бейнита с понижением температуры деформации связано со смещением под влиянием горячей пластической деформации линий перлитного превращения на диаграмме распада аустенита не только влево, но и вверх по температурной шкапе. Ускоренное охлаждение до 650-600°С в этом случае может оказаться достаточным, чтобы переохладить аустенит до температуры бейнитного превращения. Дробная деформация заметно смещает вниз температуру, соответствующую началу снижения количества бейнита. Восходящего участка в этом случае вообще не наблюдается. Это можно объяснить более полным протеканием разупрочняющих процессов при дробной деформации по сравнению с разовой. Как видно из сопоставления рис. 63 а и б, ускоренное последеформационное охлаждение расширяет интервал температур деформирования, обеспечивающих получение преимущественно бейнитной структуры.
Таким образом, изменение условий горячей пластической деформации и последеформационного охлаждения приводит к получению различных структур, а следовательно, и разных механических характеристик металла. Обычно считается, что понижение температуры деформации приводит к упрочнению за счет измельчения зерна и развития субструктуры. Как было показано ранее, это положение справедливо для низкоуглеродистых сталей, у которых основной структурной составляющей является феррит.
Хотя сталь 18ХГТ формально может быть отнесена к низкоуглеродистым, фактически же, в связи с легированием, феррит не является в ней основной структурной составляющей. По характеру структурообразования эта сталь близка к среднеуглеродистым. Как показали исследования, большое влияние на механические свойства в этом случае может оказывать изменение механизма и кинетики распада аустенита.
Превалирующее воздействие на механические свойства структурных составляющих по сравнению с величиной зерна обнаружено и на среднеуглеродистых сталях с феррито-перлитной структурой. Основные эксперименты выполнены на сталях 33ГТ (0,34% С, 0,80% Mn, 0,24% Si, 0,020% S, 0,018% Р, 0,062% Ti), 35ГС (0,34% С, 0,82% Mn, 0,64% Si, 0,016% S, 0,010% Р) и Ст5 (0,33% С, 0,63% Mn, 0,24% Si, 0,024% S, 0,011% Р). Размер исходных заготовок 25x50x200 мм.
Результаты исследования влияния температуры и степени деформации на механические свойства и соотношение структурных составляющих стали 33ГТ представлены на рис. 64, а характерные микроструктуры - на рис. 65.
Высокотемпературная термомеханическая обработка конструкционной стали

Видно, что, вопреки имеющимся в литературе сведениям, понижение температуры прокатки не всегда приводит к росту прочностных характеристик. При степенях деформации 11-14% максимум прочностных свойств и твердости соответствует прокатке при 900-1000°С. Пластические свойства при этом несколько снижаются. После прокатки при 900°С в структуре наблюдается аномальное укрупнение перлитных участков. Как отмечалось выше, после деформации с небольшими обжатиями при этих температурах в структуре стали наблюдали крупные аустенитные зерна. В результате разупрочняющих процессов наклеп аустенита в значительной степени снижается, уменьшается как плотность дефектов атомно-кристаллического строения, так и удельная протяженность границ зерен, что ведет к повышению устойчивости аустенита и снижению температурного интервала перлитного превращения. Уменьшение числа возможных мест образования зародышей феррита, а также скорости их роста тормозит диффузионный распад аустенита при охлаждении, что и сказывается на изменении содержания феррита. Рост прочности при одновременном увеличении содержания феррита при понижении температуры прокатки с 800 до 750°С может быть обусловлен наклепом образующейся α-фазы.
Высокотемпературная термомеханическая обработка конструкционной стали

При деформации 24-28% прочностные свойства и твердость достигают максимальных значений в случае прокатки при температуре 1100°C и уменьшаются при снижении температуры. Прокатка при 800-900°С приводит к значительному снижению (на 50-60 МПа) прочностных характеристик при одновременном возрастании пластичности и особенно ударной вязкости металла.
Как указывалось, данные условия деформации способствуют получению мелкого и несколько вытянутого зерна аустенита с развитой субструктурой. Повышение дефектности структуры и увеличение площади границ зерен приводит к росту избыточной энергии аустенита и смещению температурного интервала диффузионного γ→α-превращения в область более высоких температур. Это проявляется в резком увеличении доли структурно-свободного феррита вследствие увеличения числа центров его образования и повышения скорости роста кристаллов. Действительно, понижение температуры деформации с 1100 до 900°С привело к увеличению количества феррита в структуре с 28 до 45%. При этом размер ферритных зерен уменьшался незначительно. Несколько снижалась микротвердость феррита, что можно рассматривать как свидетельство повышения температурного интервала превращения.
После прокатки с обжатиями 34-38% прочностные свойства мало изменяются с температурой деформации; относительное сужение возрастает при ее понижении, в то время как относительное удлинение изменяется незакономерно и в небольших пределах. Деформация с обжатием 51-55% приводит к повышению прочности и твердости с понижением температуры прокатки ниже 1100°С при малом изменении пластичности. Интересно отметить, что понижением температуры деформации не удается измельчить ферритное зерно в стали 33ГТ. Более того, при больших обжатиях (34-38 и 51-55%) наблюдается укрупнение зерна феррита с понижением температуры прокатки с 1100 до 800°С, что может быть связано с интенсификацией процессов диффузионного распада горячедеформированного аустенита. В то же время снижение температуры деформации во всех случаях оказывало благоприятное влияние на ударную вязкость вследствие увеличения доли феррита в структуре стали.
Полученные результаты позволяют сделать следующие выводы о влиянии степени деформации на структуру и свойства стали. При постоянной температуре прокатки повышение степени деформации способствует интенсификации диффузионного распада горячедеформированного аустенита, что проявляется прежде всего в увеличении доли структурно-свободного феррита. Повышение степени деформации способствует также измельчению структуры стали: несколько уменьшается средний размер ферритных зерен и заметно измельчаются колонии перлита, что ведет к повышению однородности структуры (см. рис.65). Как увеличение доли структурно-свободного феррита, так и измельчение структуры благоприятно влияют на вязкость и пластичность стали, в связи с чем эти характеристики растут с увеличением степени деформации. На прочностные свойства изменение структурных параметров оказывает противоположное действие: увеличение доли структурно-свободного феррита способствует снижению, а измельчение структуры - повышению прочности и твердости стали. Преобладающее воздействие того или иного фактора определяет сложный характер изменения рассматриваемых свойств. В то же время полученные экспериментальные данные свидетельствуют о большом влиянии на прочностные характеристики соотношения структурных составляющих. Увеличение количества структурно-свободного феррита, как правило, приводит к разупрочнению, причем это воздействие не компенсируется измельчением структуры.
Особенностью структуры стали ЗЗГТ является наличие крупных частиц карбонитридов титана. Эти частицы по форме и цвету близки к нитридам титана. Образуются они в жидкой стали, а последующий нагрев до 1200°С и горячая деформация не оказывают существенного влияния на их форму и строение. Статистический анализ показал, что количество этих частиц практически не зависит от режима прокатки.
В структуре стали, прокатанной при температуре 900°С и ниже, обнаружены более мелкие частицы карбонитридов титана остроугольного и округлого вида (рис.65 г), образовавшиеся в затвердевшей стали. Учитывая отсутствие этих выделений в стали, прокатанной при более высокой температуре, а также имеющиеся сведения о том, что карбонитриды титана образуются в аустените при охлаждении металла ниже 1000°C, можно считать, что выделение карбонитридов титана при пониженных температурах прокатки наводится горячей деформацией. Это согласуется с результатами многих работ, согласно которым горячая пластическая деформация инициирует выделение карбонитридов. Однако количество таких карбонитридов невелико, поскольку большая часть введенного титана связана в стойкие нитриды.
Анализ изменения свойств и структуры сталей 35ГС и Ст5 показал, что характер влияния температурно-деформационных параметров прокатки во многом подобен описанному выше для стали 33ГТ. Так, сохраняется связь между изменением свойств стали и доли феррита в структуре, выявляется сложный характер влияния: температуры и степени деформации на структуру и свойства стали, обнаруживается взаимосвязь между изменением доли феррита в структуре и его микротвердостью. На рис.66 представлены данные о механических свойствах сталей 35ГС и Ст5 в зависимости от температуры деформации после прокатки с обжатием 30-35%.
Высокотемпературная термомеханическая обработка конструкционной стали

Обращает на себя внимание резкое падение твердости стали 35ГС после прокатки при температуре 900°С, сопровождающееся некоторым снижением прочностных характеристик. Этой же температуре деформации соответствует максимальное количество структурно-свободного феррита и минимальное значение его микротвердости. Эффект разупрочнения выражен в значительно меньшей степени для углеродистой стали. Однако и здесь температуре деформации 900°С соответствует минимум твердости и прочности, максимум количества феррита в структуре и минимальное значение его микротвердости. У обеих исследованных сталей проявляется тенденция к некоторому возрастанию пластических характеристик с понижением температуры деформации. Следует отметить, что у стали Ст5 при всех режимах деформации количество феррита в структуре оказывается довольно значительным (около 50%). Это можно объяснить слабым проявлением эффекта устойчивости аустенита при высокотемпературном нагреве углеродистой стали. Следует полагать, что указанные обстоятельства и привели к более слабой зависимости прочностных свойств и твердости от условий деформирования.
С целью выяснения влияния химического состава стали на характер зависимости механических свойств и структуры от температурно-деформационных параметров прокатки были дополнительно проведены опыты на сталях 55С2 и 30ХГСА. Сталь 55С2 представляла интерес в связи с повышенным содержанием углерода. Учитывая также наличие около 1,5% Si, можно было ожидать получения в горячекатаном состоянии феррито-перлитной структуры с небольшим количеством структурно-свободного феррита. Сталь 30ХГСА представляла интерес в связи с повышенной легированностью. Поскольку на практике прокатку производят за несколько проходов при сравнительно небольших единичных обжатиях, характер протекания разупрочняющих процессов в аустените в этом случае может быть иным, чем при однопроходной деформации со значительным единичным обжатием, вследствие чего изучили также влияние дробности деформации при постоянной суммарной деформации (около 50%).
На рис. 67 приведены значения твердости HB и содержания структурносвободного феррита в стали 55С2.
Высокотемпературная термомеханическая обработка конструкционной стали

После деформации с обжатием 25% значения твердости мало зависят от температуры прокатки и находятся в пределах HB 290±5 (после прокатки при температуре 1200°С - около HB 300). При увеличении степени деформации до 35% и более зависимость твердости от температуры деформации становится заметней. Наблюдается явно выраженный, хотя и небольшой по величине, эффект разупрочнения при снижении температуры прокатки до 800°С. Примерно в такой же степени этот эффект проявляется и при дробной деформации, независимо от числа проходов. При этом наблюдается достаточно четкая связь между твердостью и количеством феррита в структуре.
Эффект разупрочнения в результате регламентированной горячей деформации наиболее заметно проявляется на легированной стали ЗОХГСА (рис.68).
Высокотемпературная термомеханическая обработка конструкционной стали

Только изменением условий деформации при одинаковой скорости последующего охлаждения твердость этой стали можно изменять от HB 320 до HB 230. Как и в рассмотренных ранее случаях, в отличие от низкоуглеродистых сталей минимальная твердость получается после деформации при сравнительно низкой (около 800°С) температуре. Дробная деформация позволяет регламентировать уровень механических характеристик не в меньшей степени, чем разовая. Микроструктурный анализ показал, что снижение температуры деформации до 800°С способствует интенсификации диффузного распада аустенита, что приводит к изменению структуры от преимущественно бейнитной до феррито-перлитной.
На рис.69 в качестве примера показано изменение свойств стали 35ГС в зависимости от числа проходов при прокатке в различных температурных условиях.
Высокотемпературная термомеханическая обработка конструкционной стали

Дробность деформации при прокатке стали 35ГС в области 900-1000°С не приводит к снижению уровня механических свойств. Наоборот, в некоторых случаях наблюдается даже тенденция к повышению прочностных характеристик. Такая же картина наблюдается и в случае стали ЗЗГТ. После прокатки обеих сталей при 800°С увеличение числа проходов приводит к росту пластичности либо при малом изменении твердости и прочности (сталь 35ГС), либо при некотором снижении этих характеристик (сталь 33ГТ). Напомним, что температуре деформации 800°С соответствует эффект разупрочнения этих сталей после горячей пластической деформации. Очевидно, если суммарное обжатие оказывается значительным (в нашем случае 50%), эффект разупрочнения проявляется в большей мере, а иногда и исключительно при дробной деформации. Повышение пластичности и снижение прочности с увеличением числа проходов при прокатке сопровождается некоторым ростом количества структурносвободного феррита и увеличением межпластиночного расстояния в перлите, что свидетельствует о повышении температурного интервала диффузионного распада аустенита.
На углеродистой стали Ст5 наблюдается некоторое снижение прочностных свойств при дробности деформации в температурном интервале прокатки 900-1000°С, сопровождающееся повышением количества феррита в структуре. Однако изменения прочностных свойств невелики - в пределах 20-30 МПа, что не дает оснований для вывода о необходимости увеличения разовых обжатий. Пластичность и ударная вязкость увеличиваются с ростом числа проходов.
Выше рассмотрено влияние температурно-деформационных параметров прокатки на структуру и свойства среднеуглеродистых сталей, охлажденных после деформации на воздухе. Сопоставление и анализ полученных экспериментальных материалов показывают, что это влияние довольно сложное и отличается от наблюдаемого у низкоуглеродистых сталей. Обнаружен эффект разупрочнения, который наблюдается после прокатки среднеуглеродистых сталей при 900-800°С с определенными величинами обжатий. В одних случаях, как например, в стали 33ГТ, эффект этот наблюдается при строго фиксированной величине обжатия (около 25%), в других - в довольно широком интервале степеней деформации. Эффект разупрочнения наиболее сильно выражен в легированных сталях с содержанием углерода до 0,4%, слабее - в углеродистых сталях. Наблюдаемый эффект разупрочнения в сталях с феррито-перлитной структурой обусловлен прежде всего значительным увеличением доли структурносвободного феррита в стали и снижением его микротвердости. В легированных сталях этот эффект связан с интенсификацией распада аустенита по диффузионному механизму.
Рассмотренный вид обработки, когда регламентация параметров горячей пластической деформации используется для стимулирования процессов диффузионного распада аустенита за счет создания в нем определенного вида дефектной структуры, может быть отнесен к термомеханической обработке. В связи с тем, что в отличие от всех известных вариантов ТМО, в данном случае целью обработки является не повышение, а наоборот, понижение твердости и прочности стали, такую обработку следует называть разупрочняющей термомеханической.
Проведенные исследования показали, что для повышения прочностных свойств среднеуглеродистых сталей нет необходимости понижать температуру прокатки ниже 900°С. Максимальное упрочнение исследованных сталей наблюдали в основном после прокатки при 900-1000°C. Деформация в двухфазной области (при 750°С) также способствует упрочнению стали, однако этот эффект далеко не всегда превосходит показатели, полученные после прокатки при 900-1000°C. Дробность деформации в указанном интервале температур не оказывает отрицательного влияния на свойства. Поэтому для повышения уровня прочностных характеристик горячекатаной среднеутлеродистой стали можно рекомендовать прокатку в последних проходах осуществлять с небольшими (10-15%) единичными обжатиями при 900-1000°C. Осуществлением такого режима прокатки при последеформационном охлаждении на воздухе можно повысить временное сопротивление разрыву на 5-8%, предел текучести на 6-15%, ударную вязкость в 1,5-2 раза.
При сопоставлении полученных нами результатов для низко- и среднеуглеродистых сталей обращает на себя внимание различный характер влияния температуры прокатки на прочностные характеристики. В случае низкоуглеродистой стали снижение температуры прокатки ведет к некоторому повышению предела текучести и временного сопротивления разрыву. В среднеуглеродистых сталях прокатка при температурах ниже 900°С часто приводила к разупрочнению стали. В обоих случаях снижение температуры прокатки ведет к увеличению количества феррита и соответственно, к снижению количества перлита в структуре. Однако эффект воздействия этого фактора на прочностные характеристики сталей с различным содержанием углерода проявляется по-разному. Это кажущееся противоречие устраняется, если учесть влияние перлита на прочность в сталях с различным содержанием углерода.
По мере роста содержания перлитная составляющая играет основную роль в изменении прочности стали. В отличие от зависимостей для низкоуглеродистых сталей, присутствуют и дополнительные параметры, характеризующие межпластинчатые расстояния в перлите и толщину цементитных пластин. Предел текучести и временное сопротивление разрыву нелинейно зависят от объемной доли перлита в структуре. При низком содержании перлит не оказывает значительного влияния на прочность. Однако это влияние увеличивается с повышением его объемной доли и становится определяющим при содержании, близком к 100%.
Дополнительное упрочнение среднеуглеродистых сталей может быть достигнуто снижением содержания структурно-свободного феррита путем последеформационного ускоренного охлаждения.
Известны попытки применения ускоренного последеформационного охлаждения проката из низкоуглеродистых сталей с целью получения мелкого зерна феррита. В случае среднеуглеродистых сталей ускоренное охлаждение используется в операциях BTMO и термоупрочнения проката, когда скорость охлаждения принимается выше критической и охлаждение проводится до температур, обеспечивающих получение мартенситной структуры. Широко используется ускоренное охлаждение катанки, целью которого является получение сорбитной структуры. Применение ускоренного последеформационного охлаждения на участке между последней клетью и устройствами формирования бунта позволило значительно повысить качество катанки, прокатываемой на непрерывных станах, когда температура конца прокатки достигает 1050-1100°C. Кроме получения оптимальной структуры и свойств, ускоренное охлаждение катанки дало возможность резко снизить окалинообразование и уменьшить величину обезуглероженного слоя. Можно полагать, что в режиме, обеспечивающем диффузионный распад аустенита в средней или нижней части перлитной области, ускоренное охлаждение должно оказаться эффективным и для других видов металлопродукции. При разработке конкретных режимов такой обработки, очевидно, необходимо учитывать температурнодеформационные условия прокатки.
Обширные исследования по оценке влияния ускоренного последеформационного охлаждения на структуру и свойства среднеуглеродистых сталей 33ГТ, 35ГС и Ст5, прокатанных при различных температурах (степень деформации 55%), выполнены в ДЛИ. Их результаты представлены в монографиях.
Как показали структурные исследования, ускоренное охлаждение до среднемассовой температуры 920-960°С в случае высокотемпературной прокатки и до 850-900°С в случае прокатки при умеренных (900-1000°С) температурах не приводит к заметному уменьшению доли феррита в микроструктуре стали. Понижение температуры окончания ускоренного охлаждения до 580-600°C приводит к резкому снижению количества структурно-свободного феррита и выделению его в виде пограничной сетки. При окончании ускоренного охлаждения в области 600-700°С формируется структура сорбита с сеткой феррита. Понижение температуры окончания ускоренного охлаждения до 580°С приводит к появлению в структуре бейнитной составляющей. В случае ускоренного охлаждения до 540-550°С сталь приобретает бейнитную структуру. Интересно отметить, что в углеродистой стали Ст5 наблюдали некоторый рост количества структурно-свободного феррита после высокотемпературной деформации и кратковременного ускоренного охлаждения по сравнению с охлаждением на воздухе. Так, после деформации при температуре 1100°C и охлаждения на воздухе содержание феррита составляло 37%, в то время как после деформации при тех же условиях и ускоренного охлаждения до температуры 940°С - 44%. Такое явление может быть связано с подавлением ускоренным охлаждением процессов статической рекристаллизации и сохранением повышенной плотности дефектов кристаллического строения в горячедеформированном аустените до температур γ→α-превращения.
Результаты проведенных исследований свидетельствуют о том, что заметное упрочнение может быть получено при применении ускоренного охлаждения независимо от температуры прокатки. Некоторое снижение температуры конца прокатки (до 950-1000°С) в сочетании с последеформационным ускоренным охлаждением, обеспечивая заметное измельчение структуры, является дополнительным фактором повышения прочности при сохранении высоких значений пластичности. Как видно из рис.70 и 71, прочностные свойства и ударная вязкость стали после прокатки при 950-1000°С и ускоренного охлаждения до 630-780°С значительно выше значений, полученных после высокотемпературной деформации.
Высокотемпературная термомеханическая обработка конструкционной стали

У стали Ст5 прочностные свойства образцов, прокатанных при 900°С и ускоренно охлажденных до температуры более 750°С, оказываются ниже, чем после прокатки в интервале 950-1000°C (см. рис70), что обусловлено интенсифицирующим влиянием деформации на выделение структурно-свободного феррита. При подстуживании до более низкой температуры различие свойств сталей, прокатанных при 900 и 950°С, сглаживается. Хорошее сочетание прочностных и пластических характеристик получается, если ускоренное охлаждение заканчивать в интервале температур 640-780°С для стали Ст5, 640-740°С для стали 33ГТ и 800-700°С для стали 35ГС. Ускоренное охлаждение до более низких температур приводит к резкому снижению пластичности.
Высокотемпературная термомеханическая обработка конструкционной стали

Таким образом, сочетание умеренных температур прокатки (900-1000°С) с последеформационным ускоренным охлаждением до указанных выше температур позволяет получить для проката из среднеуглеродистой стали комплекс высоких механических свойств. По сравнению с горячекатаным состоянием предел прочности повышается на 30-60%, а предел текучести - в 1,5-2 раза.
Анализ изменения механических свойств стали Ст5 показывает, что применительно к производству периодического профиля, для изготовления которого эта сталь широко применяется, использование предложенной схемы сочетания окончания прокатки при умеренных температурах (900-1000°С) с последе-формационным ускоренным охлаждением до 650-750°С позволяет получить комплекс свойств, которые отвечают требованиям к низколегированным сталям, поставляемым по классу A-III по ГОСТ 5781 (σв - 590-880 МПа, σ0,2 = 390-490 МПа, δ ≥ 14%). В настоящее время имеется опыт производства арматуры из стали Ст5 по классу At-III путем термоупрочнения в потоке прокатного стана. По сравнению с этим методом предложенная схема обеспечивает получение однородной стабильной структуры, обладающей термической устойчивостью, что имеет решающее значение при производстве сварных конструкций. Кроме того, арматура, полученная по предложенной схеме, должна характеризоваться также повышенной устойчивостью против коррозионного растрескивания под напряжением по сравнению с термически упрочненной арматурой. Ускоренное последеформационное охлаждение до температур, при которых происходит диффузионное превращение аустенита, является и более технологичной операцией, чем термоупрочнение. Во-первых, отпадает необходимость в дополнительной операции - отпуске. Во-вторых, значительно упрощаются отделочные операции в потоке прокатного стана. И, наконец, обработка по предложенному режиму позволяет уменьшить длину охлаждающих устройств и сократить расход воды на охлаждение.
В последнее время в литературе ускоренное охлаждение до температур диффузионного превращения зачастую называют прерванной закалкой. Применение такого термина представляется не вполне оправданным, поскольку, согласно принятой классификации, разработанной Комиссией по стандартизации Совета Экономической Взаимопомощи, под закалкой с полиморфным превращением понимают термическую обработку, в процессе которой происходит мартенситное превращение.
Сотрудниками ДПИ совместно с работниками Константиновского металлургического завода было проведено опытно-промышленное опробование технологических режимов, сочетающих регламентацию температурных условий прокатки с последеформационным регулируемым охлаждением при прокатке полос сечением 180x25 и 200x14 мм из углеродистых сталей. Температуру прокатки в последних трех проходах поддерживали на уровне 970-1000°С. После окончания деформации раскат охлаждали на рольганге водо-воздушной смесью с помощью опытно-промышленного устройства конструкции Донецкого политехнического института до температуры 840-900°С. Ниже представлены результаты испытаний образцов из стали, прокатанной по предложенной (I) и существующей (II) технологиям на стане 585 Константиновского металлургического завода (числитель - сталь с 0,23% С, знаменатель - стали с 0,46% С.
Высокотемпературная термомеханическая обработка конструкционной стали

Анализ полученных результатов показывает, что даже при весьма неглубоком ускоренном последеформационном охлаждении рекомендуемая технологическая схема позволяет повысить на 8-25% прочностные характеристики и в несколько раз - ударную вязкость при отрицательных температурах.
Процесс регламентированной горячей прокатки, при котором деформация осуществляется в аустенитной области, а распад аустенита происходит по диффузионному механизму, является одной из разновидностей TMO с перлитным превращением. Другой разновидностью является процесс изоформинга, при котором деформация осуществляется в интервале температур перлитного превращения. Такая деформация приводит к изменению пластиночной морфологии кристаллов цементита в глобулярную, что приводит к повышению пластичности и вязкости стали. Наиболее полный эффект от такой обработки конструкционных сталей наблюдается после повторной термической обработки - закалки с отпуском. Ударная вязкость стали, прокатанной в режиме изоформинга, после термической обработки заметно выше, чем стали, прокатанной по обычной технологии. Практическое использование изоформинга весьма затруднительно, поскольку для реализации этого процесса необходимо деформирующее оборудование повышенной мощности. В условиях же действующих прокатных станов технологически легче осуществим рассмотренный ранее способ деформации в аустенитном состоянии с последующим регулируемым охлаждением.