» » Механизмы формирования структуры и свойств сталей
24.01.2015

После горячей прокатки обычно формируется неоптимальная структура стали (рис. 3.1), следовательно, возникает необходимость управлять ею. Традиционный способ — термическая обработка, которая существенно удорожает продукцию. Более эффективно применение термомеханической обработки (TMO).
Механизмы формирования структуры и свойств сталей

Ускоренное охлаждение позволяет сохранить аустенит в оптимальном структурном состоянии до необходимой степени переохлаждения, где максимальная скорость зарождения феррита, и измельчить зерно. Чем ниже температура превращения, тем больше эффект упрочнения (рис. 3.2) вследствие уменьшения размера зерна; повышения плотности дислокаций; увеличения дисперсности выделяющихся фаз; возрастания степени пересыщения твердого раствора.
Комплексное воздействие легирования, микролегирования и TMO позволяет эффективно влиять на структуру стали (рис. 3.3). В ряде случаев необходимо получить структуры определенных типов или их комбинации: двухфазные ферритно-мартенситные либо с превращением в широком интервале скоростей охлаждения с образованием однородных продуктов (бейнит) и др., что достигается выбором композиции легирования и схемы TMO.
Механизмы формирования структуры и свойств сталей

Была ли первая идея металловедческой, сказать трудно, однако в создании требуемой структуры заложен четкий металловедческий смысл. Чтобы из мягкого железа получить более прочную сталь, надо ввести в ее состав углерод. Тогда, если сталь находится в отожженном (нормализованном) или горячедеформированном состоянии, она имеет ферритно-перлитную структуру, и чем больше содержание углерода, тем больше доля перлита и тем выше прочность. Кроме того, сталь уже возможно подвергать закалке. С экономической точки зрения углерод является самым подходящим химическим элементом, повышающим прочность конструкционных сталей. При увеличении объемной доли перлита в два раза (с 15 до 30%) достигается увеличение предела текучести на 50 Н/мм2 и предела прочности на 100 Н/мм2. К сожалению, повышение содержания углерода приводит к существенному снижению характеристик сопротивления разрушению, пластичности и свариваемости.
Под влиянием таких катастрофических разрушений, как хорошо известные случаи с кораблями типа «Либерти» во время Второй мировой войны или быстро распространяющиеся трещины в газопроводах, разрушающие даже компрессорные станции, основной целью при разработке новых сталей стало предотвращение хрупкого разрушения при температуре эксплуатации. Действительно, методы, основанные на механике разрушения, позволяют определить требуемую вязкость, гарантирующую остановку имеющейся трещины. Общая тенденция создания надежных конструкций состоит в том, что стали повышенной прочности должны одновременно обладать повышенной вязкостью.
Механизмы формирования структуры и свойств сталей

Помимо этих соображений, связанных с надежностью, нужно отметить, что повышение содержания углерода ухудшает технологические свойства стали, такие как формуемость в холодном состоянии и свариваемость. Создание высокопрочных низколегированных сталей в последние десятилетия происходило в направлении повышения прочности с одновременным улучшением свариваемости, связанным главным образом с уменьшением содержания углерода в стали.
Повышение содержания углерода (в области его относительно малых значений) в низколегированной стали сопровождается повышением устойчивости аустенита и снижением точки мартенситного превращения. Так, увеличение содержания углерода от 0,14 до 0,21% в стали СтЗсп сопровождается снижением критических точек превращения на 30-40 °С.
Механизмы формирования структуры и свойств сталей

При увеличении содержания углерода в структуре нелегированной и низколегированной стали возрастает объемная доля перлита и уменьшается средний размер зерна феррита (рис. 3.4). Например, в углеродистой стали (при увеличении содержания углерода от 0,09 до 0,23%) объемная доля перлита увеличилась от 7 до 26%, средний диаметр зерна феррита уменьшается от 19 до 13 мкм. При изучении влияния содержания углерода на структуру и свойства марганцовистой низколегированной стали после двух режимов КП (Tкп = 950 и 780 °С) установлено, что общие закономерности аналогичны наблюдаемым в углеродистой стали. Изменение содержания углерода от 0,03 до 0,17% сопровождается увеличением объемной доли перлита от 6 до 37%, при этом наблюдается измельчение зерна феррита (от 11 до 6 мкм при Ткпкп = = 780 °С). Эффект измельчения зерна может быть связан со снижением температуры превращения, ограничением роста зародышей феррита стадией отвода углерода от фронта превращения в аустенит либо торможением роста зерен после превращения участками перлита.
При исследовании роли углерода в формировании комплекса свойств малоуглеродистой стали (от 0,09 до 0,23% С) установлено, что прочностные свойства стали при увеличении содержания углерода линейно возрастают, причем прирост временного сопротивления составляет 6 Н/мм2, а предела текучести 1,5 Н/мм2 на 0,01% С; пластичность, ударная вязкость, хладостойкость (T50) при этом ухудшаются: их изменение на 0,01% С составляет 0,2% (абс.); 8 Дж/см2 и 3 °C соответственно.
Основным положительным фактором упрочнения углеродом является опережающий рост временного сопротивления в сравнении с пределом текучести. Такое поведение, вероятно, связано с тем, что увеличение предела текучести обусловлено в основном небольшим эффектом измельчения зерна феррита, а рост временного сопротивления связан, кроме того, с увеличением объемной доли перлита. Расчет изменения σт и σв с учетом изложенных предположений по соотношениям показал хорошее совпадение с экспериментом.
Для низколегированной стали установлено, что увеличение содержания углерода от 0,03 до 0,17% сопровождается опережающим ростом σв (135 Н/мм2) в сравнении с σт (60 Н/мм2), при этом порог хладноломкости повышается, а сопротивление вязкому разрушению снижается (рис. 3.5). Эффекты влияния содержания углерода на прочностные свойства и характеристики сопротивления разрушению в горячекатаном состоянии и после контролируемой прокатки практически не различаются.
Влияние второй фазы на свойства сплава зависит от ее объемной доли, размера частиц, свойств и ряда других факторов. Так, при малой доле более твердой фазы основная деформация (особенно при малых степенях деформации) протекает в мягкой матрице, хотя в некоторой степени происходит и вокруг участков второй фазы, так как должна сохраниться непрерывность на поверхности раздела, поэтому εфазы2≤εплава. В связи с этим вторая фаза в виде относительно крупных частиц оказывает малое влияние на сопротивление малым деформациям.
Механизмы формирования структуры и свойств сталей

Данные по влиянию небольших количеств перлитной составляющей на предел текучести противоречивы: во многих работах использовали эмпирический коэффициент, равный 2,3-2,5 Н/мм2, связывающий объемную долю перлита и значение предела текучести, однако, по данным работы, перлит в таких количествах не влияет на предел текучести. Исследования, проведенные на углеродистой горячекатаной стали, подтверждают полученные выше результаты (рис. 3.6). Влияние размера зерна феррита учтено с использованием соотношений, приведенных ранее. С увеличением количества перлита σв линейно возрастает (~3,8—4,5 Н/мм2) на 1% перлита, наши результаты показали значение 3,8 Н/мм2, σт значимо не изменяется.
Механизмы формирования структуры и свойств сталей

Увеличение объемной доли перлита, по данным работы, повышает переходную температуру хрупкого разрушения, расширяя температурный интервал вязкохрупкого перехода, одновременно присутствие перлита, облегчая скол, локализует деформацию в области вязкого разрушения, инициирует зарождение пор и снижает ударную вязкость. В то же время имеются данные о повышении работы развития трещины при появлении в стали перлита или в диапазоне его содержания 15-25%. Результаты наших экспериментов, проведенных на нелегированнои и низколегированной стали показали, что повышение σв сопровождается монотонным снижением сопротивления вязкому и хрупкому разрушению. He установлено влияния степени дисперсности структуры (средний размер перлитных колоний 4,5-6 мкм и 7,5-10,5 мкм) на зависимость характеристик разрушения от объемной доли перлита; количественно эти зависимости выглядят следующим образом: ΔT50 = 2,3 Vп; ΔKCVmax = -4,7 Vп.
В стали, легированной Mn, Cr, Ni, увеличение содержания углерода оказывает существенное влияние на структуру: при его содержании 0,06% она состоит из полигонального феррита (~50%) и бейнита, а при 0,18% углерода доля феррита не превышает 10%, основной структурной составляющей является верхний бейнит с большим количеством цементитных включений, кроме того, отмечены отдельные участки мартенсита. Описанные изменения структуры приводят при существенном упрочнении к резкому ухудшению пластичности и сопротивления разрушению (ΔCVmax снижается на 85 Дж/см2, T50 повышается на ~ 100 °С).
В целом влияние углерода на комплекс свойств усиливается в более легированных сталях с бейнитной структурой (прочность и сопротивление хрупкому разрушению). Это обусловлено благоприятными изменениями структуры низколегированных и углеродистых сталей с ферритно-перлитной структурой при повышении содержания углерода (измельчение зерна феррита), а также формированием весьма неблагоприятной структуры в легированных сталях — взамен низкоуглеродистого бейнита наблюдается мартенсит, верхний бейнит с большой объемной долей частиц цементита.
Итак, содержание углерода надо снижать, но при этом снижается и прочность стали. Именно поэтому повышение прочности необходимо осуществлять другими, менее вредными с точки зрения охрупчивания способами упрочнения.
Второй идеей, вероятно, следует считать упрочнение за счет создания твердого раствора замещения, реализация которой привела к созданию первых низколегированных сталей в нашей стране — 19Г, 17ГС, 09Г2С и др. Создание подобных сталей — существенный шаг в развитии конструкционных материалов, и многие из них широко применяются в настоящее время, однако эффект упрочнения обычно невелик. Базовый химический состав низколегированных сталей с ферритно-перлитной структурой достаточно описан и обоснован. Основными легирующими элементами таких сталей являются кремний и марганец, оптимальное содержание которых определяется исходя из баланса прочностных свойств и сопротивления разрушению и зависит от режима обработки.
Следующая идея — микролегирование стали малыми добавками карбонитридообразующих элементов. К таким элементам относятся Al, V, Nb, Ti, Zr и В. Наличие добавок микролегирующих элементов является важной характеристикой современных сталей, и использование микролегированных сталей постоянно возрастает. Термин «микролегирование» означает, что содержание этих элементов обычно не превышает 10 %. Помимо очевидного различия в массовой доле элементов, позволяющей отличать легирование от микролегирования, различен и металловедческий механизм их влияния: в значительной мере оно связано с выделением избыточных фаз. Дисперсные выделения фаз, которые формируются в структуре при распаде пересыщенных твердых растворов, препятствуют движению дислокаций, вызывая упрочнение матрицы, кроме того, частицы этих фаз оказывают влияние на размер аустенитного и ферритного зерна, тип структурных составляющих, тип и характер распределения дефектов кристаллического строения. Основными упрочняющими дисперсными фазами в сталях являются карбиды, нитриды и комплексные соединения на их основе. Карбиды и нитриды переходных металлов относятся к фазам внедрения и в большинстве случаев образуют кристаллическую решетку типа NaCl, в которой атомы С или N заполняют октаэдрические междоузлия.
Процессы выделения карбонитридных фаз подчиняются общим закономерностям распада пересыщенного твердого раствора и с термодинамической точки зрения протекают лишь тогда, когда это приводит к понижению свободной энергии системы. В работах рассмотрены вопросы зарождения второй фазы: энергетический баланс, критический размер зародыша, скорость образования зародыша и др.
Самопроизвольное обогащение дефектов кристаллической решетки (границ зерен и субзерен, дислокаций и др.) растворенными атомами приводит к образованию равновесных сегрегаций и делает их потенциальными местами зарождения частиц второй фазы. Другой важной причиной зарождения частиц на дефектах является то, что энергия образования зародыша понижается за счет поверхностной энергии границы зерна (двойника) или упругой энергии линии дислокации, или скопления вакансий.
Кинетика процесса распада пересыщенных твердых растворов рассмотрена в работах. Временную зависимость доли распада наиболее часто описывают уравнением Аврами-Джонсона-Мела.
Морфология выделений, под которой понимаются форма, размеры, характер взаимного расположения частиц второй фазы, является наряду с характером сопряжения решеток фазы и матрицы основной характеристикой, определяющей свойства сплава. Форма выделений определяется соотношением энергии внутренних напряжений и поверхностной энергии и может иметь самый разнообразный вид: диски, многоугольники, плоские иглы, а также иметь равновесную — сферическую или кубическую форму.
Горячая пластическая деформация существенно ускоряет выделение карбонитридных фаз. Область минимальной устойчивости («нос» С-кривой выделения фазы) смещается к повышенным температурам при увеличении термодинамической стабильности, иными словами, ее положение непосредственно связано с растворимостью данной фазы в аустените или феррите.
Инициированное деформацией выделение частиц карбонитридных фаз описывается характерной С-образной кривой (рис. 3.7). При изучении кинетики выделения карбонитридной фазы в изотермических условиях (с построением С-образных диаграмм) после горячей пластической 25%-ной деформации установлено, что область минимальной устойчивости для фаз Nb(C, N), TiC и V(C, N) располагается при 900, 925 и 750 °C соответственно. По данным работы, эти области располагаются в следующих интервалах: VC — 750-800 °С; Nb(C, N) — 900 °С, TiN — 1200 °С, TiNb(C, N) — 1100 °С.
Механизмы формирования структуры и свойств сталей

Эксперименты по двойному нагружению показали заметное выделение фазы в стали с микродобавкой Nb ниже 1030 °С, в стали с 0,06-0,11% Ti — ниже 950-920 °С, в стали с комплексным микролегированием Ti и Nb — ниже 1040 °С.
Важность определения кинетики выделения карбонитридных фаз обусловлена двумя основными факторами: воздействием выделяющихся частиц на процесс рекристаллизации аустенита (благоприятно выделение в аустените) и дисперсионным упрочнением (благоприятно выделение в продуктах его распада).
Проведен эксперимент (совместно с М.Ю. Мотросовым, А.А. Кичкиной и И.В. Лясоцким) по изучению влияния параметров деформации на выделение карбонитридных фаз титана, ванадия и ниобия в низколегированной стали типа 09Г2. Заготовки сталей с различными микролегирующими добавками после аустенитизации при 1200 °C охлаждали до температуры деформации (700-1000 °С) и прокатывали с относительным обжатием 50% за один проход, после чего листы толщиной 12 мм закаливали в воде (время от завершения деформации до закалки не превышало 1-1,5 с). После этого оценивали количество фазы, выделившейся в процессе деформации и непосредственно после ее завершения. Из результатов химического и рентгеноструктурного анализов изолированного анодного осадка видно, следующее (рис. 3.8):
— деформация при температурах 850-950 °C практически не оказывает влияния на количество фазы V(C, N), после деформации при 800 °C количество фазы значительно увеличивается;
— в микролегированной титаном (0,08%) стали количество фазы, выделяющейся в процессе деформации, несколько возрастает при температуре 900 °C по сравнению с 950 °С, при более низких температурах наблюдается интенсивное выделение титансодержащих фаз; рентгеноструктурным анализом установлено наличие фазы, близкой к TiN (а = 0,4231-0,4252 нм) и к TiC (а = 0,4301— 0,4305 нм); расчетным путем по данным о количестве связанного азота (исключая AlN) определили количество фазы TiN, которое оказалось практически постоянным при всех температурах деформации;
— в стали с микродобавкой ниобия количество выделяющейся в процессе деформации фазы Nb(C, N) (а =0,442-0,443 нм) максимально при Тдеф = 850-900 °C и уменьшается как при более высокой, так и при более низкой температуре.
Механизмы формирования структуры и свойств сталей

Определены условия деформации, при соблюдении которых в α-фазе происходит выделение дисперсных частиц NbC, обеспечивающих эффективное дисперсионное твердение, вклад которого в повышение прочностных свойств может достигать 100 Н/мм2. Исследованы особенности микроструктуры и выделения дисперсных карбонитридных фаз в микролегированной ниобием трубной стали типа 05Г1МБ, после контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением по различным режимам. Варьировали режим черновой прокатки, а также температуру начала (860-1025 °С) и окончания (760-865 °С) чистовой прокатки.
Механизмы формирования структуры и свойств сталей

Варьирование температурно-деформационных режимов контролируемой прокатки в сочетании с ускоренным охлаждением позволило получить широкий спектр структур исследуемой стали: полигональный и неполигонный феррит, верхний бейнит, М/А, а также частицы карбонитридов различной морфологии. После деформации при относительно высоких температурах (1050-1000 °С) большая часть ниобия остается в твердом γ-растворе и выделяется в ходе (γ-α)-превращения и в α-фазе при ускоренном охлаждении в форме дисперсных частиц NbC размером около 5 нм (рис. 3.9). Горячая пластическая деформация в интервале температур 930-970 °C и ниже инициирует интенсивное выделение в γ-фазе равномерно распределенных, некогерентных частиц Nb(C, N) и (Ti, Nb)(C, N) размером 150-500 мкм, не вносящих существенного вклада в упрочнение (рис. 3.10). В зависимости от режимов прокатки и охлаждения свойства проката изменялись в широком диапазоне (предел текучести — от 508 до 620 Н/мм2). Наиболее высокие прочностные свойства обеспечил режим, предусматривающий охлаждение из нижней части γ-области до температур 550-500 °С, при котором формируется дисперсная микроструктура, состоящая из мелкозернистого полигонального, квазиполигонального феррита и бейнита. Правильный подбор температурно-деформационного режима контролируемой прокатки с учетом интервала интенсивного выделения карбонитридной фазы в аустените позволяет управлять содержанием ниобия в твердом растворе и обеспечивать выделение дисперсных частиц NbC в феррите. Дисперсное упрочнение данной стали может достигать 100 Н/мм2 при оптимальной морфологии чатиц.
Механизмы формирования структуры и свойств сталей

где τ — критическое напряжение сдвига; k — константа, учитывающая модуль сдвига матрицы; L — расстояние между частицами; r — средний радиус частиц, b — вектор дислокации Бюргерса.
Несколько изменив приведенное выше уравнение и введя в него объемную долю и размер частиц, Гладман показал хорошее соответствие расчетов экспериментальным данным для частиц NbC.
Большинство авторов полагают, что упрочнение дисперсными частицами сопровождается снижением сопротивления хрупкому разрушению, данных о влиянии частиц на сопротивление вязкому разрушению практически нет. В зависимости от типа и размеров частиц степень охрупчивания может быть различной, существенное влияние может оказывать температурный интервал их выделения. По данным работы, повышение предела текучести на 15 Н/мм2 приводит к повышению T50 на 4 °С, в работе для карбонитридной фазы ванадия при повышении предела текучести на 100 Н/мм2 наблюдали возрастание T50 на 30 °C, в то время как для нитрида ниобия эти значения соответственно 115 Н/мм2 и 150 °С. Поэтому важно совместить дисперсионное упрочнение с измельчением зерна, например за счет применения термомеханической обработки.
Для установления соотношения изменения прочностных свойств и сопротивления разрушению в зависимости от типа карбонитридной фазы, параметров деформации и охлаждения был проведен ряд экспериментов. Исследовали ряд плавок углеродистой и низколегированной стали с микродобавками титана, ванадия и ниобия (до 0,12%). Сталь прокатывали по различным режимам с завершением деформации в γ-области (950-770 °С), также варьировали параметры последеформационного охлаждения (Vолх =1,5-20 °С/с). После определения механических характеристик и сопротивления вязкому и хрупкому разрушению, проведения количественных металлографических исследований и фазового анализа расчетным путем определяли вклад дисперсионного упрочнения (учитывали влияние величины зерна, упрочняющих структурных составляющих, а также удаления азота из твердого раствора). Упрочнение стали дисперсными частицами сопровождается повышением температуры Т50 и снижением KCVmax (рис. 3.11). Величина смещения Т50 при повышении предела текучести на 100 Н/мм2 составляет 12—32 °С. При этом наименьшие значения относятся к карбонитриду ванадия, влияние карбидов титана и ниобия практически одинаково. Независимо от состава фазы значительное влияние оказывают параметры деформации и последеформационного охлаждения: понижение температуры окончания деформации и повышение скорости охлаждения приводят к снижению охрупчивающего влияния частиц. Аналогичную зависимость от параметров, определяющих кинетику и морфологию фаз, можно проследить и для соотношения упрочнения и снижения KCVmax: при пониженных Tкп и повышенных Vолх упрочнение в меньшей степени способствует снижению сопротивления вязкому разрушению. В целом на 100 Н/мм2 упрочнения KCVmax снижается на 17-35 Дж/см2. Анализ полученных экспериментальных данных позволяет сделать вывод о том, что соотношение упрочнения и охрупчивания в большей степени зависит от параметров TMO (морфологии фазы), чем от типа фазы.
Сопоставление эффекта дисперсионного упрочнения с влиянием остальных структурных механизмов показало, что этот механизм в оптимальном случае обеспечивает минимальное снижение сопротивления вязкому разрушению на единицу повышения прочности, а с точки зрения сопротивления хрупкому разрушению имеет наименьший охрупчивающий эффект, за исключением зернограничного механизма, снижающего T50.
Механизмы формирования структуры и свойств сталей

Исторически первоначально были разработаны строительные нормализованные стали с карбонитридным упрочнением, микролегированнные ванадием, с повышенным содержанием азота. Типичный представитель этого семейства сталь 16Г2АФ. Измельчение зерна и перевод ванадия в твердый раствор производили при нагреве под нормализацию. Делалась попытка применить подобные стали (17Г2АФ, 13Г2АФ, 14Г2АФ-У) для производства электросварных труб большого диаметра, однако не удалось обеспечить требуемый уровень сопротивления хрупкому разрушению — долю вязкой составляющей в изломе образцов для ИПГ-DWTT, другим недостатком подобных сталей было требование слишком высокого содержания углерода для обеспечения заданного уровня прочности.
Основной задачей микролегирования стали, подвергаемой ТМО, является воздействие на процессы структурообразования (в первую очередь рекристаллизации и роста зерна аустенита и феррита) на различных стадиях технологического процесса: нагрев, предварительная и окончательная деформация, охлаждение. Цель такого воздействия — получение перед превращением одного из двух типов структуры аустенита: рекристаллизованной мелкозернистой либо деформированной, характеризующейся высокой удельной эффективной поверхностью Sv. В первом случае основными задачами являются расширение области полной рекристаллизации аустенита и торможение роста рекристаллизованного зерна; во втором — напротив, расширение области торможения рекристаллизации.
В общем, влияние и эффективность применения тех или иных микролегирующих элементов могут быть оценены по их воздействию на три процесса (или характеристические температуры):
— рост зерна аустенита (температура начала интенсивного Тир (аномального) роста);
— рекристаллизация аустенита (температура рекристаллизации полного протекания T95 и остановки рекристаллизации T5);
— превращение аустенита (критические точки).
Влияние основных микролегирующих элементов на температуру остановки рекристаллизации аустенита подробно изучено, например в, в наших исследованиях установлен немонотонный характер влияния титана, во всех случаях для повышения T50 эффективно использовать ниобий и титан. Эффект ввода микролегирующих элементов может быть объяснен при рассмотрении их растворимости в аустените.
Механизмы формирования структуры и свойств сталей

Движущая сила выделения фазы при данной температуре обусловлена пересыщением твердого раствора, сравнение пересыщения для различных систем микролегирования в зависимости от температуры приведено в работах. Из приведенных данных можно сделать следующие выводы (рис. 3.12):
— для системы Ti-N характерно большое пересыщение при температурах выше применяемых при горячей прокатке;
— в системах V-C и V-N значительное пересыщение наблюдается, наоборот, в нижней части температурной области деформации;
— только для Nb характерно пересыщение твердого раствора в требуемом температурном интервале горячей деформации.
Отсюда следует вывод: титан эффективен для управления структурообразованием при высоких температурах (нагрев), ванадий может быть сохранен в твердом γ-растворе для дисперсионного твердения в феррите, ниобий эффективен в промежуточной области (контроль рекристаллизационных процессов в аустените). Следует упомянуть и систему Ti-C, которая может в определенной мере заменить ниобий и очень близка по растворимости.
Первый вариант микролегирования, когда основным элементом является титан (не более стехиометрического соотношения с азотом — 3,4N). Повышая температуру интенсивного роста зерна аустенита (T ), он практически не влияет на кинетику рекристаллизации (T95 даже снижается за счет измельчения зерна аустенита), это позволяет расширить интервал Tир-T95 (при деформации в котором полностью протекает рекристаллизация, но отсутствует заметный рост зерна) до значения ~400 °С, что используется для получения мелкого зерна при рекристаллизационной контролируемой прокатке (РКП).
Второй вариант микролегирования — ввод в сталь ниобия, который повышает температуру рекристаллизации аустенита (T5) до 900-950° С и выше в зависимости от его содержания и расширяет интервал T5-Ar3 (проведения второй стадии контролируемой прокатки) от 10-40 до 100-180 °С, который используется для повышения удельной эффективной поверхности аустенита (Sv). Введение в сталь титана (Ti ≥ 3,4N) также приводит к замедлению рекристаллизации (слабее, чем Nb). Однако при таких содержаниях Ti снижается эффект торможения роста зерна аустенита.
Ванадий оказывает слабое влияние на рост зерна и кинетику рекристаллизации аустенита, поэтому его целесообразно использовать в комплексе с другими микродобавками для дисперсионного упрочнения, например композиции Nb-V-Ti или Ti-V-N.
Второй не менее важной целью микролегирования стали является повышение прочности по механизму дисперсионного твердения. Для этой цели принципиально подходят все три исследуемых элемента: титан (Ti ≥ 3,4N), ванадий и ниобий, однако следует учитывать их растворимость в аустените.
В ряде работ приводятся данные об охрупчивающем влиянии нитрида титана в низколегированных сталях, однако этот эффект обнаружен в литом и термически обработанном состоянии, кроме того, соотношение титана и азота говорит о том, что эффект охрупчивания обусловлен карбидной фазой или титаном в твердом растворе. В низколегированных сталях, подвергнутых контролируемой прокатке, малые добавки титана улучшают характеристики сопротивления разрушению.
Таким образом, для сталей, подвергаемых термомеханической прокатке, микролегирование является существенным фактором, определяющим возможность реализации положительных эффектов структурообразования, тип микролегирующих добавок обусловлен используемой схемой обработки, а также соотношением типа структуры и уровня прочности.
Основные механизмы влияния микролегирующих добавок:
— торможение роста зерна аустенита — титан (Ti ≤ 3,4N), ниобий;
— расширение температурной области торможения рекристаллизации аустенита — ниобий, титан (Ti ≥ 3,4N);
— дисперсионное твердение — ванадий, ниобий, титан (Ti ≥ 3,4N);
— очистка твердого раствора от азота и модифицирование неметаллических включений (Ti).
С учетом комплексного воздействия оптимальные системы микролегирования в зависимости от схемы деформации и требуемого комплекса свойств:
— рекристаллизационная прокатка — композиция V-Ti-N (торможение роста зерна без воздействия на рекристаллизацию, максимальное дисперсионное твердение);
— термомеханическая прокатка — композиция Nb-V-Ti (Nb-Ti или Nb) (торможение роста зерна и рекристаллизации аустенита, дисперсионное твердение, воздействие на (γ-α)-превращение).
Дисперсионное упрочнение повышает Т50 что необходимо компенсировать измельчением зерна и удалением азота из твердого α-раствора. При равной величине зерна феррита оптимально микролегированные (Ti, Nb-Ti и Nb-V-Ti) стали имеют порог хладноломкости не выше, чем сталь базового состава (типа 09Г2) при более высокой прочности первых. С учетом более мелкого зерна в микролегированных сталях их сопротивление хрупкому разрушению выше. Чрезмерное увеличение содержания микролегирующих добавок приводит к нарушению баланса структурных механизмов и повышению T50.
Максимальное упрочнение наблюдается при введении ниобия (~34,3 Н/мм2 на 0,01%), далее следует Тiэфф = 3,4N (23,3 Н/мм2) и ванадий (15,8 Н/мм2), малые добавки титана практически не оказывают влияния на прочность. Максимальным снижением Т50 сопровождается микролегирование Nb (13,7 °С на 0,01%) и малыми добавками титана, весьма слабо влияние ванадия (снижение на ~2 °С при его содержании до 0,06%), при содержании Ti ≥ 3,4N наблюдается повышение T50 на ~2 °C на 0,01% Тiэфф.
Следующая идея, как уже упоминалось, — управление фазовыми превращениями: в данном случае формирование взамен ферритно-перлитной структуры других типов — замена перлита в ферритной матрице (например, на бейнит) и даже изменение типа структуры матрицы.
Многие ОЦК-поликристаллы имеют «зуб» текучести на кривой напряжение-деформация, появление которого связывают с присутствием в малых концентрациях примесных атомов углерода и азота, блокирующих дислокации (атмосферы Котрелла) и повышающих барьерный эффект. С увеличением чистоты металла эти явления исчезают. За зубом текучести следует площадка текучести, в пределах которой пластическая деформация распространяется по образцу в виде движущихся фронтов полос Чернова-Людерса. Когда эти полосы «покрывают» весь образец, площадка текучести кончается, а на кривой напряжение-деформация появляется участок деформационного упрочнения. Вследствие разности удельных объемов аустенита и мартенсита мартенситное превращение приводит к локальному расширению α-фазы, в связи с чем вблизи мартенситной фазы (в случае формирования ферритно-мартенситной структуры) зерна феррита пластически деформированы с образованием повышенной плотности дислокаций. Эти дислокации подвижны, что исключает возможность их закрепления атомами внедрения. В результате характеристики сопротивления малым деформациям лимитируются не напряжением разблокировки дислокаций, что выражается в появлении площадки текучести, а существенно более низким сопротивлением решетки движению свободных дислокаций.
Другим фактором, облегчающим разблокировку закрепленных дислокаций, является высокий уровень остаточных растягивающих напряжений, которые суммируются с приложенными извне. Предел текучести после минимума, связанного с исчезновением площадки текучести, далее линейно возрастает с повышением объемной доли мартенсита. Для исчезновения площадки текучести, по данным разных авторов, необходимо минимальное количество мартенсита: 5-30%. Эта величина должна зависеть от мартенситной точки (уровня остаточных напряжений) и плотности подвижных дислокаций (объемный эффект и температура (γ-α)-превращения). Временное сопротивление стали в этом случае линейно повышается с увеличением объемной доли мартенсита на 10-15 Н/мм2 на 1% фазы. Критическая температура хрупкости T50 линейно снижается на 4-5 °C при увеличении объемной доли мартенсита на 1%. Сопротивление вязкому разрушению (ударная вязкость при полностью вязком разрушении) низколегированных сталей при формировании мартенсита снижается, по данным работы, в соответствии с зависимостью
KCVmax = ехр(4,72-0,042 М).