24.01.2015

Технологические процессы выплавки и обработки современных высокопрочных низколегированных сталей позволяют достичь максимально возможного измельчения зерна как единственного фактора, обеспечивающего одновременное повышение прочности и вязкости. Результаты исследований связи между структурой, свойствами и режимами обработки способствовали разработке и оптимизации процессов термомеханической обработки (ТМО). Основные усилия были направлены на достижение максимально возможной степени измельчения зерна. Ранее для этого использовали термообработку, однако TMO позволяет достичь большей степени измельчения зерна и связанного с ним улучшения свойств.
Известно, что измельчение зерна — уникальный структурный механизм воздействия на свойства стали, поскольку позволяет одновременно повысить предел текучести и снизить переходную температуру хрупкого разрушения стали (рис. 3.40).
Измельчение зерна

Зависимость предела текучести от размера зерна описывается соотношением Холла-Петча, которое было установлено эмпирически для железа и низкоуглеродистых сталей Холлом, Петчем и Лoy. В работах Петча, Котрелла, Конрада и других ученых дано физическое обоснование уравнения и входящих в него коэффициентов:
σy = σo + kyd-1/2

где ky — константа, характеризующая условия передачи деформации от зерна к зерну, критическая интенсивность напряжений перед скоплением дислокаций в полосе скольжения, активизирующая дислокационные источники по другую сторону границы зерна; другими словами, ky отражает прочность блокирования дислокаций; σo представляет в данном случае напряжение трения решетки в отсутствии границ.
В дислокационной модели Котрелла при объяснении связи предела текучести и размера зерна устанавливается зависимость последнего от концентрации напряжений в отдельных полосах скольжения. Размер зерна ограничивает длину плоского скопления дислокаций и их число в этом скоплении.
Приведенная зависимость подтверждена результатами многочисленных экспериментов и справедлива не только для сплавов железа, но и других металлов с ОЦК-решеткой, а также и металлов с ГЦК- и ГПУ-решетками. В соответствии с моделью Котрелла коэффициент ky отображает прочность блокирования дислокаций и зависит от содержания примесей внедрения, есть данные о влиянии никеля и марганца на величину ky. По данным различных авторов, для низколегированных сталей с ферритно-перлитной структурой константа ky составляет 17,4-23,4 Н/мм3/2. Величина ky может также зависеть от условий проведения эксперимента, что обусловлено различными способами измельчения зерна и часто сопровождается сопутствующим изменением других структурных факторов (состояния твердого раствора, дислокационной структуры и др.).
Варьирование размера зерна феррита (18,3-3,8 мкм) в малоуглеродистых и низколегированных Si-Mn-сталях со структурой, представляющей собой матрицу полигонального феррита с небольшой долей перлита или бейнита (до 20-30%), достигалось в настоящей работе изменением режима прокатки (с окончанием в γ-области), последеформационного охлаждения и микролегированием стали.
Статистическая обработка нескольких массивов результатов экспериментов дала величину 18,9-23,6 Н/мм3//2 для сталей различного состава, что практически не отличается от литературных данных.
Зависимость временного сопротивления от размера зерна имеет такой же вид, как и зависимость для предела текучести, однако параметр к существенно ниже. Это обусловлено тем, что на третьей стадии деформационного упрочнения поликристаллов с ОЦК-решеткой развито поперечное скольжение и при больших степенях деформации границы зерен играют меньшую роль, чем при малых, поскольку упрочнение определяется процессами внутри зерна, а связь между зернами сохраняется в результате аккомодационных процессов в областях, непосредственно примыкающих к границам зерен. Экспериментально установлена следующая зависимость: σв (Н/мм2) = 6,6d-1/2, что несколько меньше величины, известной из литературы.
В соответствии с теорией Котрелла-Петча при упрочнении матрицы с ОЦК-решеткой склонность к хрупкому разрушению определяется из критерия перехода, что с учетом уравнения Холла-Петча определяется следующим выражением:
σтkyd-1/2 = βGγ,

где G — модуль сдвига, γ — эффективная поверхностная энергия разрушения, β — коэффициент, характеризующий напряженно-деформированное состояние.
Из данного выражения получено уравнение Петча, показывающее, что измельчение зерна сопровождается снижением критической температуры хрупкости:
β Txp = lnβ - lnC - lnd-1/2,

где β, С — константы, d — размер зерна феррита.
В упрощенном виде эту зависимость часто представляют в виде:
ΔTxp = -Ad-1/2.

По данным различных авторов статей, коэффициент А равен 11,5-12,5 °C*мм1/2. Результаты собственных экспериментов подтверждают эти данные: коэффициент для исследованных сталей находится в пределах 12,0-13,4 °С*мм-1/2.
Известные публикации не дают полной ясности о влиянии величины зерна на сопротивление вязкому разрушению. По мнению автора работы, сопротивление вязкому разрушению снижается вследствие повышения прочностных характеристик, об этом же свидетельствуют экспериментальные данные работ, полученные для высокопрочных сталей. Напротив, по данным работ, измельчение зерна приводит к повышению сопротивления вязкому разрушению. Вероятно, это связано с различными исследованными интервалами размеров зерна. Статистическая обработка экспериментов, проведенных на низколегированной стали, показала следующую зависимость:
КCWmax = 449,2 - 15,1d-1/2, Дж/см2.

Таким образом, установлено, что измельчение зерна феррита приводит к снижению сопротивления вязкому разрушению, как и все прочие структурные механизмы упрочнения.
Закономерности влияния величины зерна феррита до последнего времени были изучены в интервале от нескольких десятков до 4-5 мкм. В последние годы внимание металловедов было обращено на получение сверхмелкого зерна — 2 мкм, 1 мкм и даже менее. Были разработаны и опробованы в лабораторных условиях различные методы получения сверхмелкозернистых структур, в первую очередь при больших пластических деформациях. Получение сверхмелкого зерна обычно основано на интенсивной пластической деформации (ИПД) методами:
— кручения;
— равноканального углового прессования;
— циклической деформации «осадка-экструзия-осадка»;
— многократной прокатки (Accumulative Roll Bonding);
— многократного изгиба и выпрямления полосы;
— всесторонней ковки.
В последние годы было опробовано много различных процессов для получения сталей с размером зерна 1 мкм и менее, измельчение зерна на уровне нескольких микрон достигнуто в промышленных условиях, а более мелкое зерно — в лабораторных условиях. Здесь важно поставить правильную цель и определить уровень измельчения зерна, который, с одной стороны, можно эффективно реализовать в промышленных масштабах, а с другой — реально использовать для конструкционных сталей.
В ряде работ было подтверждено, что зависимость предела текучести от размера зерна носит линейный характер (до размера зерна 0,2 мкм для мягкого железа). Размер зерна 0,2 мкм дает высокий предел текучести — около 1,5 ГПа, но относительное удлинение резко снижается с измельчением зерна — менее 1 мкм вследствие исчезновения деформационного упрочнения. Упрочнение стали обычно сопровождается охрупчиванием — повышением температуры вязкохрупкого перехода, но измельчение зерна снижает эту температуру при упрочнении. Это является причиной того, что измельчение зерна привлекает огромное внимание с точки зрения улучшения свойств конструкционных металлических материалов.
Измельчение зерна

В промышленных углеродистых сталях зерно может быть измельчено до 10 мкм, в оптимально микролегированных сталях размер зерна может достигать 4-6 мкм. Что касается лабораторных условий, измельчение зерна до 1 мкм достигнуто в низкоуглеродистых сталях.
В работе суммируются данные по соотношению Холла-Петча для железа и сталей со структурой матрицы полиэдрического феррита. Линейная зависимость существует, по крайней мере, до размера зерна 0,2 мкм. Необходимо отметить, что результаты дают близкую величину коэффициента Холла-Петча, хотя по вертикали линии несколько смещаются в зависимости от особенностей структуры и вклада других механизмов упрочнения.
Известно, что деформационное упрочнение имеет место после течения в железе с размером зерна более 1 мкм, но оно исчезает в железе со сверхмелким зерном. Деформационное поведение сверхмелкозернистого железа характеризуется локализацией деформации (образованием шейки) непосредственно после течения. Это означает, что деформационное упрочнение, ответственное за равномерное удлинение, отсутствует в сверхмелкозернистом железе (рис. 3.41).
Обнаружена тенденция к исчезновению деформационного упрочнения при измельчении зерна до уровня менее 1 мкм. При размере зерна 0,25 мкм деформационное упрочнение отсутствует. Вопрос состоит в следующем: вносится ли достаточно дислокаций в ультрамелкозернистое железо или нет? Измельчение зерна до 0,25 мкм эффективно способствует не только повышению, но и достижению насыщения плотности дислокаций, т.е. около 10% холодной деформации достаточно для повышения плотности дислокаций до значений около 10в16 м-2, что соответствует пределу плотности дислокаций в железе. Этот результат корректно объясняется на основе дислокационной теории, показывающей связь между пластической деформацией и движением дислокаций:
ε =ρbx/2,

где ρ — количество движущихся дислокаций, b — вектор Бюргерса, х — расстояние перемещения дислокации.
Поскольку величина х может быть определена примерно как половина размера зерна d, получаем выражение ρ=4ε/(bd). Это предполагает, что в 100 раз большее количество дислокаций должно двигаться, чтобы обеспечить одинаковую пластическую деформацию в сверхмелкозернистом материале в сравнении с материалом с крупным зерном.
Следующий вопрос — критический размер зерна, при котором еще существует деформационное упрочнение. Уравнение Холла-Петча в работе выглядит так:
σ0,2 = 0,1 + 0,6d-1/2, ГПа.

Предел дислокационного упрочнения в железе оценен как 1,14 ГПа в рамках предположения, что линейная зависимость Бэйли-Хирша выполняется до предела плотности дислокаций 10в16 м-2. В случае большого размера зерна железа предел текучести очень низкий, и деформационное упрочнение материала осуществляется после течения до достижения предела дислокационного упрочнения. При величине зерна железа менее 0,33 мкм предел текучести, определяемый зернограничным упрочнением, уже превышает предел дислокационного упрочнения. Это означает, что в таком железе вообще не может происходить деформационное упрочнение после течения. Зернограничное упрочнение происходит в результате остановки дислокаций на границах зерен, в то время как дислокационное упрочнение связано с взаимодействием дислокаций внутри зерна. При деформации поликристаллического металла дислокации, генерируемые из источника Франка-Рида, должны двигаться к границам зерен, преодолевая взаимодействие дислокаций, и затем дислокации, скапливаясь у границ зерен, должны взаимодействовать с границами, генерируя вторичные дислокации. Это предполагает конкурирующие действия механизмов упрочнения: более высокие напряжения данного механизма упрочнения определяют предел текучести поликристаллического материала.
Вязкость металлического материала зависит от механизма пластической деформации. При температуре окружающей среды железо и сталь обычно подвержены деформации по механизму дислокационного скольжения и имеют высокую пластичность после деформации. При отрицательных температурах деформация двойникованием становится преобладающей в механизме деформации железа и стали. Деформация двойникованием по своей природе сопровождается большой сдвиговой деформацией, которая генерирует очень высокую концентрацию напряжений у границ зерен, где двойники деформации нарушаются. Эта концентрация напряжений достаточно велика, чтобы привести к зарождению трещины, которое ведет к хрупкому разрушению.
Хорошо известно, что напряжение скольжения дислокации заметно зависит от температуры при ее значениях ниже температуры окружающей среды для ОЦК-металлов, но напряжение для деформации двойникованием не зависит существенно от температуры. Следовательно, два типа напряжений пересекаются при критической температуре Tc; деформации двойникования и скольжения дислокаций выше и ниже Tc соответственно. По этой причине хрупкое разрушение имеет место при низких температурах в железе и стали с ОЦК-решеткой. Напряжение скольжения дислокаций также зависит от скорости деформации, а в случае двойникования такой зависимости нет. Отсюда предполагается, что Tc повышается с возрастанием скорости деформации: хрупкое разрушение легче достигается с повышением скорости деформации, так же как и с понижением температуры. Измельчение зерна повышает напряжение скольжения дислокаций в соответствии с соотношением Холла-Петча, аналогично ведет себя напряжение двойникования. Однако надо отметить, что зернограничная зависимость для двух напряжений различна. Зернограничная зависимость напряжения двойникования существенно сильнее, чем для напряжения скольжения. В этом случае критический размер зерна dc составляет около 60 мкм; дислокационное скольжение и двойникование имеют место в области размеров зерен ниже и выше dc соответственно. Разница напряжений двойникования и скольжения становится больше с измельчением зерна (менее dc). Это означает, что упрочнение за счет измельчения зерна никогда не сопровождается проблемами, связанными с хрупким разрушением.
Исследования влияния измельчения зерна до 1 мкм на переходную температуру хрупкого разрушения и ударную вязкость (KCVmax) на верхней полке (пятимиллиметровые образцы) низкоуглеродистой стали показало (рис. 3.42) следующее: переходная температура линейно снижается с измельчением зерна (d-1/2) и становится ниже -196 °C при величине зерна 1 мкм. Однако KCVmax снижается при размере зерна менее 5 мкм вследствие низкой деформируемости. Следовательно, если требуется достаточная энергия удара, размер зерна должен быть не мельче 5 мкм, что дает переходную температуру около -50/-60 °С. Это говорит о том, что измельчение зерна небезгранично улучшает комплекс свойств стали. Предел текучести действительно повышается, и переходная температура хрупкого разрушения снижается, но при этом снижается вязкость и пластичность, критически повышается соотношение σт/σв.
Измельчение зерна

В работе проанализированы основные результаты исследовательского проекта Европейской комиссии по стали и углю (ECSC) «Сверхмелкозернистые стали за счет прогрессивных деформационных циклов». Целью исследования было определение наиболее оптимальной технологической схемы, обеспечивающей формирование сверхмелкого феррита (предпочтителен размер зерна 2-3 мкм) и смешанных (например, ферритно-мартенситных) микроструктур в объеме или поверхностных слоях полос, листов или сортового проката. Экспериментальная программа была сконцентрирована в основном на технологических схемах, которые не требуют экстремальных деформаций и заметных изменений оборудования, использования микролегирующих добавок при необходимости, кроме того, могут быть применены вне технологического потока (Pony Mill).
Сверхмелкозернистые микроструктуры (размер зерна не более 3 мкм) показали сочетание механических свойств существенно лучше, чем у сталей с размером зерна от 5 до 20 мкм. Высокая прочность, превосходная ударная вязкость при низких температурах, высокая усталостная прочность с хорошим формоизменением и свариваемостью могут быть получены одновременно в сталях с такой структурой. Большинство испытанных сталей в многочисленных исследованиях по всему миру были произведены в лабораторных условиях, но некоторые из них — на промышленных прокатных станах.
Многочисленные исследовательские проекты по разработке перспективных конструкционных сталей, например «ультрасталей» и «суперсталей», были начаты по всему миру с начала 90-х годов XX в. в Азии, Австралии и Европе. Одной из основных целей японского 10-летнего национального проекта «Ultra Steel Project», например, было достижение уровня прочности 800 МПа для нелегированной стали; это означает, что размер зерна должен быть 0,5 мкм. Цель большинства текущих проектов — достичь ультрамелкой структуры с размером зерна не более 3 мкм. Это предполагает обеспечение высокой прочности и очень хорошей низкотемпературной вязкости. Новые процессы производства ультрамелкозернистых сталей были разработаны, например, в Японии, Финляндии и Австралии. Основная цель получения ультрамелкозернистых сталей — повышение предела текучести и снижение переходной температуры хрупкого разрушения при одновременном повышении усталостной прочности. На практике проблематично использовать стали с размером зерна 1 мкм или меньше, поскольку это будет вызывать значительное снижение равномерного удлинения и очень небольшое деформационное упрочнение. Поэтому предпочтителен размер ферритных зерен в диапазоне 2-3 мкм, но при этом, естественно, прочность будет ниже ожидаемой. Этот недостаток может быть устранен за счет производства низкоуглеродистых сталей с бейнитной или даже мартенситной структурой, имеющей более высокую исходную прочность, чем стали с ферритной матрицей. В этом случае может быть достигнут максимальный предел текучести (около 1000 МПа), как и хорошая ударная вязкость, приемлемая свариваемость.
Переходная температура ударной вязкости этих сталей радикально снижалась при измельчении зерен от 10 до 2-3 мкм с помощью предложенного процесса TNCP. Для низкоуглеродистых высокомарганцовистых тестовых сталей поглощенная энергия Шарпи при -85 °C составляла 96 Дж, в то время как до обработки — только 8 Дж, разница в переходной температуре между исходным и обработанным материалом была как минимум 40 °С.
Известно, что поглощенная энергия среднеуглеродистой стали с перлитно-ферритной структурой значительно ниже, чем у низкоуглеродистой стали, что обусловлено большой долей хрупкого перлита в микроструктуре. TNCP-процесс улучшает ударную вязкость среднеуглеродистой стали за счет снижения переходной температуры. В дополнение к ударной вязкости и прочности усталостная прочность ультрамелкозернистых (УМЗ) сталей также превосходит обычную сталь. Образцы стали листов с УМЗ поверхностным слоем показали не только высокое сопротивление зарождению и раннему распространению усталостной трещины, но и отличному сопротивлению распространению длинной усталостной трещины. Такие листы уже была применены при изготовлении важных элементов больших конструкций в судостроении. Сталь с такой микроструктурой также имеет высокую усталостную прочность в искусственной морской воде. В последние годы развития автоиндустрии снижение массы и повышение жесткости кузова автомобиля позволяют повысить безопасность при аварии. Некоторые высокопрочные и высокопластичные стали, основанные на УМЗ-металлургии, были разработаны для того, чтобы обеспечить эти требования. Эффективные процессы соединения с низким тепловложением и узкой зоной термического влияния должны быть использованы для получения сварных конструкций с высокими характеристиками, сохраняя УМЗ-структуру. Перспективными процессами являются лазерная сварка и сварка GMA с ультраузким зазором.
Как уже упоминалось, процессы получения УМЗ-сталей уже предложены в разных странах. Процесс TNCP включает в себя нагрев до температуры выше Ac3, при этом температура ниже обычно применяемой при прокатке (может быть не выше 1000°C), время выдержки при этой температуре также ограничено, поскольку размер зерна аустенита перед прокаткой должен быть менее 20 мкм — предпочтительно 10 мкм или менее. Сталь после этого охлаждается ниже температуры остановки рекристаллизации аустенита T5, структура стали в этой точке аустенитная, удлиненные зерна аустенита существуют при прокатке, которая может быть продолжена ниже температуры Ar3. Общее обжатие, достигаемое при прокатке, обычно не ниже 20—30%. После прокатки сталь ускоренно охлаждается, в ходе чего удлиненные зерна аустенита превращаются в ультрамелкие зерна феррита, перлита и других структурных составляющих в зависимости от скорости охлаждения и состава стали. Например, опытная сталь содержала 0,08% С; 0,20% Si; 1,68% Mn и 0,04% Nb; образцы толщиной 8 мм были нагреты до температуры аустенитной области (900 °С, 30 мин) и затем охлаждены до 800 °С. Горячая прокатка за один проход была выполнена при этой температуре на лабораторном стане с обжатием 36%. После прокатки полоса была охлаждена водяным спрейером со скоростью около 15 °С/с. Был получен размер зерна около 3 мкм, ударная вязкость по Шарпи составляла 114 Дж при -90 °С. Общая технологическая схема и вид структуры после обработки приведены на рис. 3.43. Представляется, что процесс TNCP один из потенциальных для промышленного производства УМЗ-сталей.
Измельчение зерна

Как уже обсуждалось, получение сверхмелкого зерна повышает предел текучести и хладостойкость, при этом снижаются пластичность, вязкость, повышается соотношение σт/σв. Этих недостатков лишены стали с двухфазной ферритно-мартенситной структурой, имеющие низкое отношение σт/σв и высокую пластичность. Поэтому появились идеи получить сверхмелкозернистые двухфазные стали, и проведены исследовательские работы, где показан потенциал таких сталей для получения оптимального сочетания свойств.
Как известно, в результате термомеханической или термической обработки в стали возможно образование субзерен — участков, разориентированных и разделенных между собой малоугловыми границами. Субструктурное упрочнение является одним из основных механизмов, определяющих комплекс повышенных свойств низколегированных ферритно-перлитных сталей после контролируемой прокатки. Механизм формирования субграниц в феррите заключается в деформации феррита при проведении прокатки в (γ+α)-области и последующем процессе полигонизации. Появление таких границ вызывает дополнительное сопротивление пластической деформации внутри зерен. Барьерная прочность субграниц зависит от разориентировки соседних субзерен, поэтому при учете вклада в упрочнение по уравнению, аналогичному уравнению Холла-Петча, значения коэффициента ky будут различны даже для одного материала, поскольку будут определяться условиями обработки. В литературе нет единого мнения о количественной оценке субзеренного упрочнения. Авторы работы считают, что его можно оценивать по уравнению Холла-Петча с показателем степени 1/2, поскольку активизировать источники дислокаций в границах субзерен легче, чем на границах зерен; модель Лангфорда-Коэна описывается уравнением с показателем, близким к единице:
σc = kc*1-1

где константа kc — работа, необходимая для образования дислокаций, а упрочнение связано с напряжением, необходимым для распространения дислокационных петель через субзерно.
Экспериментальная проверка этого механизма для различных сталей после TMO показала справедливость этой зависимости.
Границы ячеек, как препятствия на пути распространения дислокаций, обеспечивают дополнительное упрочнение, в то же время они являются полупроницаемыми, обеспечивая релаксацию критических напряжений путем эстафетной передачи деформации в соседние объемы. Важное значение имеет общая фрагментация структуры, которая уменьшает количество дислокаций в плоских локальных скоплениях у препятствия, что также должно снижать пиковые напряжения и опасность возникновения хрупкого разрушения. В работе при изучении связей структуры и свойств бейнита показано, что низкоугловые границы неблагоприятно влияют на критическую температуру хрупкости, поскольку в большей степени упрочняют структуру, чем препятствуют развитию трещины.
При исследовании влияния объемной доли субзеренной структуры в феррите на характеристики разрушения стали типа 09Г2 заготовки прокатывали по различным режимам таким образом, чтобы температура завершения деформации находилась в γ-, (γ+α)-областях (Tкп = 810-650 °С), что обеспечило возможность получения объемной доли феррита со сформированной субструктурой от 0 до 90%. Одновременно наблюдали существенное изменение величины зерна феррита (первоначально — уменьшение размера практически равноосных зерен, далее при понижении Ткп формирование вытянутых в направлении оси прокатки зерен, что способствовало увеличению их среднего размера), также наблюдали некоторые изменения размеров и формы формирующихся субзерен. Изменение величины зерна учитывали расчетным способом, корректируя прочностные свойства и сопротивление разрушению, с использованием полученных экспериментально соотношений, кроме того, учитывали влияние расщеплений в изломе ударных образцов на сопротивление разрушению. При увеличении суммарной степени деформации в (γ+α)-области наблюдали увеличение плотности «расщеплений» в изломе ударных образцов. Экспериментально при этом отмечали снижение порога хладноломкости T50. Для устранения влияния посторонних факторов расчетным путем определяли влияние размера зерна феррита и плотности расщеплений. Для учета влияния расщеплений на сопротивление хрупкому разрушению стали использовали результаты независимого эксперимента, не связанного с деформацией и полигонизацией феррита. Количество расщеплений варьировали (прокатка в γ-области) путем изменения содержания фосфора и условий последеформационного охлаждения, воздействуя на процессы сегрегации. Сопротивление вязкому разрушению также зависит от наличия расщеплений, в связи с чем KCWmax определяли при нулевой их плотности.
Полученный результат показывает, как это уже отмечалось ранее, что формирование субзерен в ферритной матрице приводит к снижению сопротивления хрупкому разрушению (ΔT50 = 0,23 Fc), а наблюдаемое экспериментально понижение обусловлено превалирующим влиянием формирующейся кристаллографической текстуры и особым характером разрушения с образованием «расщеплений» в изломе; также наблюдали снижение сопротивления вязкому разрушению: ΔKCVmax = -0,39 Vc. Соответствующие зависимости можно видеть на рис. 5.29.
Анализ с применением критерия хрупкости Котрелла и известной зависимости Δσc = kyDc-1(где Dc — размер субзерен) также показал повышение склонности к хрупкому разрушению по мере измельчения субзерен. Вероятно, границы субзерен в большей степени повышают предел текучести, чем уменьшают протяженность плоских скоплений дислокаций и концентрацию напряжений.