Металлопрокат
Металлоконструкции
Обработка металла
Идея ускоренного охлаждения (УО) проката заключалась в стремлении измельчить зерно и достичь упрочнения стали без дополнительного легирования. Упрочнение при использовании УО можно объяснить следующими факторами:
— измельчение зерна феррита;
— более эффективное дисперсионное упрочнение;
— формирование более дисперсных низкотемпературных продуктов превращения аустенита;
— увеличенная плотность дислокаций в феррите;
— пересыщение твердого раствора.
Все перечисленные факторы обусловлены увеличением скорости охлаждения металла, и как результат, смещением начала (γ-α)-превращения в область более низких температур.
Рекристаллизация аустенита как диффузионный процесс протекает во времени и может быть заторможена или полностью подавлена при увеличении скорости охлаждения в случае завершения деформации в верхней части аустенитной области. Для изучения влияния условий охлаждения на процессы рекристаллизации проводили эксперимент, в ходе которого образцы из стали типа 09Г2 прокатывали при температурах 850-1000 °C с обжатием 25%, охлаждали до точки Ar3 с различными скоростями, после чего закаливали и выявляли зерно аустенита с последующим количественным анализом структуры. Из рис. 5.43 видно, что при температуре деформации 1000 °C независимо от скорости охлаждения аустенит стали типа 09Г2 без микролегирующих добавок перед превращением полностью ре-кристаллизован, с увеличением скорости охлаждения средний размер рекристаллизованного зерна аустенита уменьшается от 80 до 40 мкм. При температуре деформации 900 °C аустенит полностью рекристаллизован в случае охлаждения со скоростью 1-20 °С/с, при более интенсивном охлаждении степень рекристаллизации уменьшается до 80-15%, а средний размер зерна аустенита сначала уменьшается, а затем растет, что связано с появлением в структуре крупных нерекристаллизованных зерен. В случае проведения деформации при 850 °C аустенит полностью рекристаллизован перед превращением только при скорости 1 °С/с, при увеличении скорости охлаждения до 10 °С/с рекристаллизация аустенита полностью подавлена, и структура состоит из деформированных вытянутых в направлении прокатки зерен.
Таким образом, при температуре деформации 1000 °C рекристаллизация, вероятно, протекает динамически (не подавляется даже закалкой), однако собирательная рекристаллизация может быть подавлена при скорости охлаждения более 40 °С/с, в то время как при Тд = 850 °C собирательная рекристаллизация не наблюдается даже при скорости охлаждения 1 °С/с, а первичная рекристаллизация этой стали может быть полностью подавлена при скорости более 10 °С/с. В сталях с микродобавками ниобия и титана рекристаллизация аустенита существенно заторможена, что обеспечивает дополнительные возможности ее подавления до начала превращения. Так, в стали аналогичного базового состава с 0,08% Ti при Тд = 900 °C рекристаллизация не происходит при охлаждении со скоростью более 10 °С/с.
При ускоренном охлаждении формируется более мелкодисперсная структура, а технологические параметры и химический состав стали позволяют управлять величиной зерна и соотношением структурных составляющих, а также их расположением и, в результате, свойствами металла.
Увеличение скорости охлаждения в температурном интервале превращений приводит к измельчению зерна феррита, изменению соотношения структурных составляющих (например, формированию бейнита и/или небольших участков мартенсита и остаточного
аустенита взамен перлита), а также влияет на структуру феррита, приводя в определенных условиях к образованию кристаллов игольчатой формы со сравнительно малой их разориентировкой и повышенной плотностью дислокаций. Характер изменения структуры при ускоренном охлаждении зависит от состава стали и параметров термодеформационной обработки.
Влияние УО на соотношение структурных составляющих определяется составом стали (устойчивостью аустенита), режимом деформации (состоянием аустенита) и параметрами охлаждения. На рис. 5.44 в качестве примера показано влияние ускоренного охлаждения на характеристики структуры низкоуглеродистой стали типа СтЗсп, прокатаной при 950 °С, низколегированной стали типа 08Г2ФБ (Tкп =740 °С) и более легированной стали с добавками Cr и Ni (Tкп = 790 °С), скорость охлаждения в первом и третьем случаях составляла 20 °С/с, во втором — 12 °С/с. Существенная разница в устойчивости аустенита исследуемых сталей приводит к тому, что в углеродистой стали при УО практически происходит только измельчение зерна феррита от 14,9 до 8,3 мкм и уменьшение размеров перлитных колоний (только при температуре окончания ускоренного охлаждения 625 °C в структуре наблюдается ~10% бейнита), в стали 08Г2ФБ при T30 (температура завершения ускоренного охлаждения) менее 650 °C взамен перлита формируется бейнит, количество которого возрастает до 45% при T30 = 400 °С, а при охлаждении до 500 °C и ниже образуется мартенсит, в то время как в наиболее легированной стали структура изменяется от преимущественно ферритной с ~25% второй фазы в виде бейнита и участков мартенсита до практически полностью бейнитной (95%).
Основная цель УО — довести аустенит в оптимальном структурном состоянии до необходимой степени переохлаждения, где максимальна скорость зарождения феррита. Энергия активации зарождения феррита в переохлажденном состоянии определяется по уравнению:
где σ — поверхностная энергия, ε — упругая энергия, ΔH — энтальпия, T — равновесная температура (A3), ΔT — переохлаждение (Тр-Tпревр ).
Из уравнения видно, что переохлаждение снижает F и повышает скорость зарождения феррита. Поскольку общая скорость зарождения определяется еще и диффузией углерода, существует оптимальный вариант переохлаждения, отсюда — идея прерванного ускоренного охлаждения. Иными словами, УО должно быть остановлено при оптимальной температуре, которая теоретически (для получения мелкого зерна) соответствует «носу» С-кривой изотермического превращения, однако, с учетом действия и других структурных механизмов, эта температура обычно ниже. Ускоренное охлаждение (переохлаждение) повышает скорость зарождения на всех возможных местах, даже на тех местах, которые при медленном охлаждении таковыми не являются. Ускоренное охлаждение эффективнее использовать для деформированного аустенита, имеющего больше потенциальных мест зарождения α-фазы, в рекристаллизованном аустените возможности измельчения зерна при ускоренном охлаждении ограничены (имеются в виду абсолютные величины), в том числе и из-за повышенной устойчивости аустенита и образования при данном режиме охлаждения излишнего количества продуктов промежуточного превращения.
Для уточнения соотношения механизмов измельчения зерна феррита при УО проведен эксперимент, в ходе которого образцы из низкоуглеродистой стали с содержанием марганца 0,72; 1,15 и 1,67% (для изменения точки Ar3) охлаждали в интервале фазовых превращений со скоростью 0,4; 1; 5 и 10 °С/с. Зависимость критической точки Ar3 от скорости охлаждения описывается соотношением: Ar3 = 19,9lnV, а при легировании она снижается примерно на 11 °C на 0,1% Mn. Легирование при одинаковом влиянии на точку Ar3 вносит существенно меньший вклад в измельчение зерна, чем ускоренное охлаждение (рис. 5.45). Так, на 1 °C снижения критической точки величина зерна феррита уменьшается на 0,038 мкм при легировании и 0,091 мкм при УО. Полученные данные говорят о том, что критической является не абсолютная величина температуры начала превращения, а величина переохлаждения относительно равновесной температуры, которая определяет скорость зарождения феррита. Таким образом, основная идея УО — увеличение скорости зарождения феррита за счет переохлаждения аустенита, что ведет к измельчению зерна. Существует еще один фактор, который следует учитывать — после завершения превращения аустенита может происходить рост ферритного зерна, на что также оказывает влияние ускоренное охлаждение.
При изучении зависимости величины зерна феррита низколегированных сталей с различными микролегирующими добавками (Al, V, Nb и их различные сочетания) от размера исходного зерна аустенита и скорости охлаждения были получены следующие выражения:
— для микролегированной ванадием стали:
— для V-Ti-N-содержащей микролегированной стали:
Анализ результатов для различных низколегированных сталей показал, что в случае получения перед (γ-α)-превращением рекристаллизованного аустенита показатель измельчения зерна (Dγ/Dα) не зависит от типа микролегирования (включая сталь без микролегирующих добавок и микролегированную ниобием), а определяется величиной зерна аустенита перед (γ-α)-превращением и скоростью охлаждения в интервале превращений (рис. 5.46). На рисунке точки, относящиеся к сталям с различными микролегирующими добавками, находятся на одних и тех же прямых, соответствующих определенной скорости охлаждения.
При величине зерна аустенита примерно10-12 мкм и малой скорости охлаждения (1 °С/с) соотношение (Dγ/Dα) приближается к единице, т.е. измельчения зерна в процессе (γ-α)-превращения практически нет. Подобные результаты были получены авторами работы для стали типа 08пс: при Dγ = 9-11 мкм величины зерна феррита и аустенита практически одинаковы. Исходя из наших результатов, дополнительно можно сделать заключение о том, что микролегирование не влияет на закон преобразования зерна при (у - а)-превращении, т.е. зарождение феррита происходит только на границах аустенитных зерен. Таким образом, степень измельчения зерна снижается с уменьшением размера зерна аустенита и скорости охлаждения, при этом величина зерна феррита при минимальном размере зерна аустенита и максимальной скорости охлаждения уменьшается и для V-Ti-N-содержащей стали приближается к 6 мкм, что является хорошим показателем для превращения из рекристаллизованного аустенита.
В процессе затвердевания легирующие элементы, имеющие коэффициент распределения менее единицы (Mn, Р, Si), вытесняются из первых образовавшихся дендритов δ-феррита, что приводит к обогащению междендритных зон. Эти области после горячей деформации приобретают «оладьеобразную» форму и являются основой микрохимической и микроструктурной полосчатости. Также макросегрегация вследствие обогащения жидкой фазы в процессе затвердевания способствует формированию осевой полосчатости.
Микроструктурная полосчатость, представляющая собой чередующиеся слои доэвтектоидного феррита и перлита (или мартенсита/бейнита), является результатом влияния элементов замещения на температуру превращения аустенита. Поскольку эта температура снижается при легировании, то феррит образуется первым в областях обедненных легирующими элементами. В процессе (γ-α)-превращения углерод вытесняется из феррита и формирует обогащенные углеродом области аустенита, который превращается в перлит или другие фазы, структурные составляющие — высокоуглеродистый мартенсит или бейнит. Зерна доэвтектоидного феррита и перлитные (или мартенситные/бейнитные) островки связаны с бедными и богатыми легирующими элементами областями, соответственно. В этом отношении марганец, стабилизирующий аустенит, влияет более эффективно, чем фосфор и кремний, стабилизирующие феррит.
Формирование обогащенных углеродом зон имеет место в следующих условиях:
— при наличии первичной сегрегации марганца в виде полос;
— при медленном охлаждении, позволяющем углероду диффундировать из обедненных марганцем в обогащенные им области;
— при относительно мелком аустенитном зерне, и, как следствие интенсификации образования феррита между первичными сегрегационными полосами.
Микроструктурная полосчатость исчезает, если размеры зерна аустенита более чем в 2-3 раза превышают расстояние между микрохимическими полосами. Степень микроструктурной полосчатости снижается с повышением скорости охлаждения. При быстром охлаждении вследствие подавления обратной диффузии углерода формирование полосчатой структуры подавляется. Структура стали типа 09Г2 и оценка полосчатости структуры по шкалам ГОСТ 5640 после различных режимов прокатки и последующего охлаждения приведены на рис. 5.47 и 5.48. Минимальная скорость охлаждения, необходимая для подавления интенсивной структурной полосчатости, прямо пропорциональна разнице критических точек Ar3 обедненных и обогащенных областей и среднему коэффициенту диффузии углерода в аустените в этом температурном интервале и обратно пропорциональна расстоянию между этими полосами.
В работе показано, что ускоренное охлаждение приводит к размыванию сегрегации углерода в осевой зоне листа, что выражается в уменьшении пиков концентрации углерода, расстояний между ними и увеличении ширины зоны. Полученные результаты, на наш взгляд, объясняются распределением углеродсодержащей фазы — уменьшением полосчатости, размеров (следовательно, и расстояний) между участками перлита или бейнита (см. рис. 5.47).
Известно, что расщепления в изломе ударных образцов в стали после контролируемой прокатки являются следствием ряда факторов, важнейшими из которых принято считать кристаллографическую текстуру, расположение структурных составляющих, сегрегации, неметаллические включения и др. Результаты проведенных исследований показывают (рис. 5.49), что при ускоренном охлаждении после прокатки с завершением в нижней части γ-области отсутствуют расщепления, наблюдаемые при медленном последеформационном охлаждении, и происходит существенное снижение плотности расщеплений при завершении деформации в (γ+α)-области. Основной причиной такого изменения характера разрушения, вероятно, является устранение полосчатости структуры, а важным следствием — снижение сопротивления хрупкому разрушению (повышение T50), что, однако, сопровождается улучшением сопротивления вязкому разрушению.
Окончательный размер зерна феррита зависит от взаимного влияния плотности центров зарождения ферритной фазы (Sv), скорости роста зерен феррита и дальнейшего огрубления ферритной структуры за счет миграции границ зерен. Sv определяется состоянием аустенита в момент начала превращения и является результатом процессов при горячей прокатке, а также температурой, т.е. степенью переохлаждения аустенита к моменту начала превращения. Следует отметить, что как легирование, так и ускоренное охлаждение понижают точку Ar3, однако влияние УО на размер ферритного зерна значительно превосходит влияние легирования.
В то время как температура начала (γ-α)-превращения оказывает значительное влияние на плотность центров зарождения α-фазы, ее влияние на скорость роста зерна феррита невелико из-за эффекта торможения роста границ дисперсными частицами и границами соседних зерен. После завершения (γ-α)-превращения под воздействием все еще достаточно высоких температур может возникнуть эффект огрубления структуры феррита. Этот эффект обычно описывается следующим уравнением:
где D — средний размер зерна, D0 — размер зерна до начала огрубления, K0 — константа, t — время огрубления, Q — энергия активации.
Из сказанного выше можно сделать вывод, что степень огрубления ферритного зерна повышается при высокой температуре начала (γ-α)-превращения и понижается с увеличением скорости охлаждения.
Увеличение скорости охлаждения в температурном интервале превращения приводит к измельчению зерна феррита (экспериментально наблюдали измельчение на 2-5 мкм), изменению соотношения структурных составляющих (например, формированию бейнита и/или участков мартенсита и остаточного аустенита взамен перлита). Количественные изменения параметров структуры зависят от химического состава стали, условий деформации и охлаждения (рис. 5.50).
Важнейшим преимуществом, достигаемым при ускоренном охлаждении, является измельчение зерна. Как показали результаты проведенных экспериментов (рис. 5.51), эффект измельчения зерна зависит как от скорости охлаждения, так и от температуры завершения ускоренного охлаждения. При достижении определенных значений указанных параметров размер зерна феррита стабилизируется на уровне, характерном для данных режима прокатки и состава стали. Получаемые при УО результаты существенно зависят от режима предшествовавшей деформации (структуры аустенита): при высоких температурах деформации использование полезного эффекта от измельчения зерна феррита ограничено формированием грубых продуктов промежуточного превращения, снижающих вязкость стали. Собственно эффект измельчения зерна при УО в сравнении с медленным охлаждением экстремально зависит от температуры деформации, снижаясь при высоких Tкп вследствие интенсивного процесса рекристаллизации аустенита и при низких температурах ((γ-α)-область) из-за частичного распада аустенита. Температурная область и абсолютные значения эффекта измельчения зерна зависят от микролегирования стали (кинетики рекристаллизации). Наибольший суммарный эффект измельчения зерна феррита от деформации и охлаждения достигается при комплексном использовании контролируемой прокатки (Ткп ~ Аr3) и ускоренного охлаждения вследствие одновременного увеличения количества мест зарождения (КП) и скорости зарождения феррита (УО).
Co снижением температуры начала (γ-α)-превращения не только феррит, но и другие фазы и структурные составляющие формируются в более мелкодисперсном виде. В частности, упрочняющие карбидные частицы, выделяющиеся в температурном интервале превращения, имеют меньший размер и более дисперсное распределение, что ведет к увеличению вклада дисперсионного твердения в общее упрочнение при ускоренном охлаждении. Увеличение прочности при дисперсионном упрочнении описывается уравнением Орована-Эшби:
где К — постоянная, f — объемная доля упрочняющих частиц, D — средний диаметр плоского сечения упрочняющих частиц.
Очевидно, что при снижении температуры выделения частиц их объемная доля увеличивается (из-за снижения их растворимости в феррите), а диаметр уменьшается, и это обусловливает больший прирост дисперсионного упрочнения.
Электронномикроскопическими исследованиями стали типа 09Г2 с микродобавками титана и ванадия установлено уменьшение среднего размера частиц V(CN) и TiC в результате применения УО листов после прокатки по сравнению с охлаждением на воздухе. На основании результатов количественных структурных исследований проведены расчеты вклада эффекта дисперсионного упрочнения в предел текучести двух сталей типа 09Г2 микролегированных титаном (до 0,12%) и ванадием (до 0,11%), подвергнутых контролируемой прокатке с последующим охлаждением (до 600 °С) со скоростью ~1 и ~20 °С/с (рис. 5.52). При увеличении содержания микролегирующих добавок возрастает разница вклада дисперсионного упрочнения в предел текучести металла, охлажденного на спокойном воздухе и с повышенной скоростью, и при максимальном содержании титана и ванадия достигает 60-90 Н/мм2. Эти выводы подтверждаются рядом исследований микролегированных сталей разных типов.
Исследования показали, что при применении УО феррит, сформировавшийся до начала бейнитного превращения, имеет существенно большую плотность дислокаций, чем в случае медленного охлаждения и отсутствия бейнитного превращения. Было продемонстрировано, что в стали, имеющей ферритно-бейнитную структуру после контролируемой прокатки и УО, плотность дислокаций в феррите достигает 4*10в9 см-2, что существенно выше плотности дислокаций в ферритно-перлитных сталях, охлажденных на воздухе (10в8 см-2). Известно, что бейнитное превращение в сталях проходит с увеличением объема, что приводит к повышению плотности дислокаций в зернах феррита, соседствующих со сформировавшимися участками бейнита. Опыты показали, что плотность дислокаций в феррите и ее влияние на прочность повышаются с понижением температуры (γ-α)-превращения. Плотность дислокаций в феррите также повышается с увеличением объемной доли бейнита в структуре стали. Кроме того, дислокации в феррите распределены достаточно равномерно по глубине зерна, а не только по границам с бейнитом, что также вносит положительный вклад в общий уровень прочности стали.
Эффект упрочнения за счет формирования бейнита в структуре увеличивается прямо пропорционально количеству бейнитной составляющей. Упрочнение в большей степени зависит от режимов КП, применявшихся перед УО. Так, при увеличении скорости охлаждения после прокатки с завершением в γ-области повышение уровня предела текучести обусловлено, наряду с измельчением зерна феррита и частиц карбонитридных фаз, формированием квазиполигонального феррита вместо полигонального, а также верхнего бейнита. При завершении деформации в двухфазной (γ+α)-области применение ускоренного охлаждения в ряде случаев не приводит к росту предела текучести, а только к возрастанию временного сопротивления разрыву, что связано с выделением значительного количества феррита до начала охлаждения и с обогащением углеродом оставшейся части аустенита. Это в итоге приводит к образованию бейнитно-мартенситных продуктов превращения и сопровождается исчезновением площадки текучести на кривой «напряжение-деформация» при испытаниях на растяжение.
Современные стали с ферритно-бейнитной структурой, полученные с применением УО, обладают хорошей хладостойкостью и высокой ударной вязкостью. В первую очередь это объясняется измельчением ферритного зерна. Кроме того, существенное влияние на вязкость оказывают низкотемпературные продукты превращения. Бейнит, сформировавшийся при ускоренном охлаждении, распределен в ферритной матрице достаточно гомогенно и имеет мелкодисперсную структуру. Поэтому, несмотря на высокую прочность, присутствие бейнита в структуре ухудшает вязкость не в такой степени, как, например, перлитные полосы в стали после охлаждения на воздухе. В целом, по сопротивлению хрупкому разрушению ферритно-бейнитные стали (при оптимальной технологии КП) приблизительно равноценны ферритно-перлитным при более высоком уровне прочности (рис. 5.53). И чем ниже содержание в стали углерода, тем более эффективны стали с бейнитной структурой.
Сопротивление вязкому разрушению (ударная вязкость при полностью вязком разрушении) при упрочнении за счет УО уменьшается наиболее интенсивно при формировании мартенсита.
Известно, что снижение уровня сегрегационной неоднородности и повышение гомогенности структуры способствуют повышению стойкости металла к сероводородному растрескиванию за счет уменьшения количества центров зарождения водородных трещин, которыми могут быть не только неметаллические включения такие, как сульфиды и оксиды, но и, например, перлитные полосы или островки мартенсита. Кроме того, распространение водородной трещины происходит в основном по твердым составляющим микроструктуры, а высокая гомогенность сталей после УО препятствует этому процессу. На рис. 4.56 изображена зависимость стойкости стали к HIC от скорости охлаждения после прокатки.
Сероводородостойкие стали требуют такого низкого содержания углерода и легирующих элементов, что ускоренное охлаждение становится единственным экономически обоснованным способом получения проката классов прочности Х65-Х70.
При постоянных технологических параметрах упрочнение при использовании ускоренного охлаждения зависит от химического состава стали: в углеродистой стали оно определяется в основном измельчением зерна феррита и не превышает 25-40 Н/мм2; в низколегированной стали возрастает до 80-120 Н/мм2 за счет усиления дисперсионного упрочнения, а также формирования низкотемпературных продуктов превращения аустенита. В бейнитно-ферритных сталях с увеличенным содержанием Mn и добавками Ni, Cu и Mo повышение прочности (до 120-150 Н/мм2) в значительной мере обусловлено изменением объемной доли продуктов промежуточного превращения. Кроме того, как было упомянуто ранее, конечный размер зерна зависит от плотности центров зарождения ферритной фазы (Sv), который определяется состоянием аустенита в момент начала превращения и является результатом процессов при горячей прокатке.
Для сталей, производимых с применением УО, оптимальной является ситуация, когда часть ниобия остается в твердом растворе, что увеличивает степень дисперсионого упрочнения феррита, а также способствует увеличению прокаливаемости.
Контроль выделения карбонитридов ниобия осуществляется регулированием химического состава стали. Известно, что растворимость ниобия в аустените сильно понижается азотом и увеличивается добавками Mn, Ni, Cu и Mo. Таким образом, для того, чтобы удержать часть ниобия в твердом растворе после контролируемой прокатки, необходимо применять систему легирования с пониженным содержанием азота в твердом растворе, что достигается двумя способами: во-первых, уровень азота в стали понижают до 30-40 ppm, во-вторых, используют стали с обычным содержанием азота (60-80 ppm) и с микродобавками титана (0,02%). Титан связывает часть азота из твердого раствора, тем самым уменьшая выделение ниобия в аустените при прокатке. В результате в сталях такого химического состава при ускоренном охлаждении достигается высокая степень дисперсионного упрочнения феррита в сочетании с понижением температуры начала превращения, что и дает наблюдаемый прирост прочности.
Исследования показывают, что основными параметрами технологии УО после контролируемой прокатки являются: температура начала, температура прерывания УО и скорость охлаждения. Эти параметры определяют формирование микроструктуры, и их изменение существенно влияет на конечные свойства металла.
Металловедческой основой применения ускоренного охлаждения является управление процессом превращения аустенита после завершения деформации, для этого необходимо иметь деформационную термокинетическую диаграмму определенной стали для соответствующих условий нагрева и деформации, знать температуру начала превращения аустенита при различных скоростях охлаждения. На рис. 5.54 изображена термокинетическая диаграмма низколегированной стали, микролегированной ванадием и ниобием. В случае охлаждения со скоростью 1 °С/с, конечная структура стали будет состоять из феррита, перлита и некоторого количества бейнита. При охлаждении со скоростью 10 °С/с перлитное превращение подавляется и сталь имеет ферритно-бейнитную структуру. При увеличении скорости охлаждения до 30 °С/с в конечной структуре появятся мартенситные участки. На рис. 5.55 показана схема ускоренного охлаждения с различными температурами прерывания, наложенная на термокинетическую диаграмму низколегированной стали.
Как же выглядит структура сталей в зависимости от параметров последеформационного охлаждения? На рис. 5.56 приведена типичная структура низколегированной стали после прокатки при различных температурах и последующего охлаждения на воздухе. Хорошо видны границы полиэдрических зерен феррита и ферритно-перлитная полосчатость. В результате применения ускоренного охлаждения возможно несколько вариантов изменения структуры в зависимости от параметров прокатки, охлаждения и химического состава стали (рис. 5.57):
— измельчение зерна феррита и устранение полосчатости;
— изменение количества, типа и расположения второй структурной составляющей (рис. 5.58);
— изменение типа матрицы (от ферритной к структурам промежуточного типа).
При определенной скорости охлаждения в низкоуглеродистой стали при V= 16 °С/с взамен полиэдрических появляются вытянутые зерна (проявляется однонаправленный рост зерна от границ γ-зерна и формируется неполигональный феррит), склонность к образованию такой структуры повышается также при увеличении размера зерен аустенита. Переохлаждение до весьма низких температур может оказывать влияние на ориентировку структур превращения, при этом феррит выделяется по определенным кристаллографическим плоскостям и направлениям, подобная структура носит название видманштеттовой и обычно связывается с перегревом. Однако формирование неполигонального феррита может наблюдаться и в иных случаях: в горячекатаной низколегированной стали при увеличении скорости охлаждении наблюдается постепенное изменение структуры практически всей ферритной матрицы, в отличие от наблюдаемого при более низких Vохл и Tзо постепенного увеличения объемной доли бейнита и уменьшения количества полигонального феррита (рис. 5.59).
Температура начала ускоренного охлаждения влияет на тип структурных составляющих. При начале УО из аустенитной области (выше Ar3) образуется структура квазиполигонального феррита/бейнита (рис. 5.60, а). Если УО начинать ниже точки Ar3, т.е. из области, где часть аустенита уже превратилась в феррит (обычно полигональный), то оставшийся аустенит, обогащенный углеродом, превратится в бейнит (см. рис. 5.60, б) и возникнет ферритно-бейнитная полосчатость. В целом, доля продуктов промежуточного превращения снижается с понижением температуры начала УО ниже точки Ar3 (рис. 5.61).
Начиная с некоторой температуры окончания прокатки применение ускоренного охлаждения неэффективно, поскольку превращение в значительной степени проходит до его начала (см. рис. 5.41).
Температура прерывания ускоренного охлаждения также влияет на тип продуктов превращения. Прерывание УО при относительно высоких температурах может привести к образованию второй фазы в виде цементита (рис. 5.62, а), а при более низких температурах — в виде бейнита с участками М/А (см. рис. 5.62, б).
Ускоренное охлаждение может состоять из нескольких стадий, например: более интенсивное, затем менее интенсивное, затем на воздухе, при этом, естественно, формируется различная структура и свойства.
Важным моментом, как уже отмечалось, является состояние аустенита перед ускоренным охлаждением. Наиболее ярко это проявляется в более легированных сталях. Так, в случае, когда вся деформация проводилась выше температуры рекристаллизации, сталь 09ХГ2НФБ после прокатки и последующего УО имела в структуре наряду с продуктами промежуточного превращения значительное количество пакетного и двойникованного мартенсита. После деформации с суммарным обжатием 35% ниже Tр структура стали 09ХГ2НФБ также состоит из бейнита, участков пакетного и двойникованного мартенсита и небольшого количества квазиполигонального и полигонального феррита. При увеличении степени деформации ниже Tр до 70% основной структурной составляющей является дисперсный верхний бейнит, кроме того, наблюдаются зоны феррита, в том числе неполигонального, а также отдельные участки нижнего бейнита.
Применительно к листовому прокату обычно выделяют три основные схемы термомеханической обработки в потоке стана, отличающиеся параметрами охлаждения: прерванное ускоренное охлаждение (ACC) (иногда выделяют и интенсивное ускоренное охлаждение — (Heavy ACC), прерванная закалка с прокатного нагрева с само-отпуском (QST), а также прямая закалка с прокатного нагрева (DQ). Принципиальное отличие схем хорошо видно из рис. 5.63.
В процессе УО поверхность листа при контакте с водой не переохлаждается ниже мартенситной точки, прерванная закалка с самоотпуском предполагает переохлаждение поверхностных слоев металла ниже мартенситной точки с последующим разогревом за счет тепла внутренних слоев после прекращения подачи охладителя, при прямой закалке охлаждение ведут таким образом, чтобы поверхность металла была переохлаждена ниже мартенситной точки в начальной стадии и далее ее температура не превышала Ms (рис. 5.64).
Технология прерванного УО обычно применяется для производства листового проката, предназначенного для изготовления газопроводных труб, строительных конструкций, используемых в арктических условиях, и в судостроении.
В течение последних 30-40 лет опубликовано значительное количество работ, посвященных ускоренному охлаждению листового проката после завершения горячей деформации. Недостатком большинства ранних отечественных работ является применение стандартных сталей и ускоренного охлаждения после горячей прокатки при относительно высоких температурах. Более поздние работы посвящены применению ускоренного охлаждения низколегированных сталей после контролируемой прокатки.
В связи с тем, что микролегирование влияет на процессы рекристаллизации и роста зерна, а ускоренное охлаждение влияет на выделение карбонитридных фаз, эффекты УО сталей различных типов микролегирования (и стали базового состава) будут различны.
На рис. 5.65 приведена зависимость эффекта ускоренного охлаждения (повышение предела текучести и снижение порога хладноломкости T50) стали типа 09Г2 с различными микролегирующими добавками от температуры окончания прокатки (Tкп = 720-980 °С). Режим последеформационного охлаждения выбран с учетом формирования структуры, представляющей собой матрицу феррита с небольшой долей перлита или бейнита (V = 15 °С/с, Tзо = = 600±20 °С). Из приведенных данных видно, что эффект ускоренного охлаждения относительно Tкп изменяется экстремально: максимальное
упрочнение и снижение критической температуры хрупкости наблюдается при промежуточных температурах (расположение экстремума зависит от состава стали: в микролегированных сталях он расположен при более высоких Tкп) и снижается при более высоких и более низких Tкп. Сам эффект, как это уже отмечалось выше, в микролегированных сталях: по пределу текучести 90-120 Н/мм2 (50-60 Н/мм2 в стали 09Г2) и 30-40 °C по T50 (против 20-25 °С).
Рассмотрим влияние основных параметров ускоренного охлаждения на свойства низколегированных сталей. В стали 09Г2 без микролегирующих добавок увеличение скорости охлаждения после деформации в аустенитной области (Ткп = 820-900 °С) приводит к упрочнению стали (рис. 5.66), причем интенсивность повышения прочности выше при Ткп = 820 °C (в большей степени заторможена рекристаллизация аустенита). Зависимость ударной вязкости и критической температуры хрупкости от Vохл имеет экстремальный характер, что обусловлено противоположным влиянием двух факторов: измельчения зерна и формирования достаточно грубых продуктов промежуточного превращения.
Характер зависимости механических свойств микролегированных сталей от скорости охлаждения (при постоянном режиме прокатки) аналогичен наблюдаемому для стали базового состава (см. рис. 5.66) с тем отличием, что эффект упрочнения и повышения сопротивления хрупкому разрушению в этом случае существенно выше.
Снижение температуры завершения ускоренного охлаждения при постоянной скорости охлаждения после горячей прокатки также оказывает существенное влияние на комплекс свойств исследуемых сталей: предел текучести и в меньшей степени временное сопротивление — возрастают (в микролегированной стали упрочнение выражено сильнее), критическая температура хрупкости снижается (в микролегированной стали также в большей степени), наблюдается некоторое повышение ударной вязкости. При дальнейшем снижении Tзо упрочнение сопровождается снижением ударной вязкости, при этом T50 практически не изменяется. При охлаждении до более низких температур картина существенно изменяется: одновременно с интенсивным увеличением временного сопротивления разрыву на кривои упрочнения исчезает площадка текучести, отмечается снижение уровня предела текучести и повышение T50.
На рис. 5.67 на примере сталей 08Г2ФБТ и 08ХГ2ФБД приведены характерные для микролегированных сталей зависимости механических свойств от T30 (Tкп = 750 °С, V = 12 °С/с). Первоначальное снижение температуры завершения УО до 600 °C приводит к повышению предела текучести и временного сопротивления разрыву в сравнении со сталью, охлажденной на спокойном воздухе (K = 1 °С/с). Одновременно снижается порог хладноломкости T50 и повышается ударная вязкость при отрицательных температурах испытания. При дальнейшем снижении Tзо (ниже 500 °С) временное сопротивление разрыву повышается, предел текучести снижается. Одновременно наблюдается повышение порога хладноломкости и снижение ударной вязкости во всем исследованном интервале температур испытания, что связано с формированием в структуре мартенсита.
Для обеспечения требуемого уровня свойств необходимо оптимальное сочетание параметров деформации, последующего охлаждения и химического состава стали, поскольку в ряде случаев наблюдаются нелинейные зависимости от технологических параметров (см. рис. 5.67), и получение требуемого уровня некоторых характеристик входит в противоречие. Отсюда часто в качестве оптимальной для проката класса прочности Х70 называют температуру завершения УО ~ 550 °С.
При ускоренном охлаждении более легированной стали с добавками хрома и меди со скоростью 25 °С/с после прокатки с окончанием при 800 °C наблюдается несколько иная картина (см. рис. 5.67): при одинаковом характере изменения порога хладноломкости и ударной вязкости отмечается непрерывное повышение предела текучести и временного сопротивления разрыву по мере понижении Tко до 500 °С. Наблюдаемая картина объясняется формированием при ускоренном охлаждении равномерной структуры, состоящей из квазиполиго-нального и бейнитного феррита с постепенным повышением объемной доли последнего.
На рис. 5.68 сопоставлено влияние скорости охлаждения на свойства трех сталей. В стали типа 13ГС (Tкп = 800 °С, Tзо = 550-580 °С) увеличение скорости охлаждения приводит к монотонному росту значений прочностных характеристик, в микролегированной стали 10Г2ФБ этот эффект выражен сильнее, но у обеих сталей отмечается улучшение сопротивления хрупкому разрушению. В стали с добавкой хрома (Tкп = 730 °С, Tзо = 450-500 °С) при увеличении скорости охлаждения до 5 °С/с и более исчезает площадка текучести и предел текучести снижается примерно на 20 Н/мм2, временное сопротивление разрыву интенсивно возрастает, а порог хладноломкости повышается на 10-20 °С.
На рис. 5.69 показано, что в зависимости от углеродного эквивалента (0,31-0,42) изменяется Tзо, при которой начинается снижение ударной вязкости, связанное с формированием мартенсита (пунктир на рис. 5.69): чем ниже углеродный эквивалент стали, тем ниже указанная температура.
Устранение полосчатой структуры при ускоренном охлаждении приводит к уменьшению анизотропии свойств стали. Так, результаты экспериментов на стали 09Г2ФБ показывают (рис. 5.70), что при завершении деформации в γ-области прохождение всего интервала превращения с повышенной скоростью охлаждения устраняет анизотропию ударной вязкости практически полностью (коэффициент анизотропии уменьшается от 1,69 до 1,07%. Влияние сульфидных включений в эксперименте было уменьшено за счет низкого содержания серы и обработки кальцием. При снижении температуры конца прокатки в (γ+α)-область анизотропия снижается в меньшей степени (от 1,73-2,0 до 1,27-1,66 при Tкп = 760-720 °С), поскольку в данном случае она обусловлена также формированием кристаллографической текстуры в феррите. Кроме того, устранение полосчатости приводит к повышению стойкости стали к водородному растрескиванию.
При медленном охлаждении (~1 °С/с) после деформации в стали с добавкой хрома и никеля (08ХГ2НФБ) формируется структура, состоящая из феррита и 20% второй структурной составляющей (бейнита и М/А), а в стали, дополнительно содержащей молибден, в этом случае структура на 90-95% состоит из бейнита. Ускоренное охлаждение стали с низким содержанием хрома и никеля приводит к формированию структуры, состоящей преимущественно из бейнитного феррита. Упрочнение за счет применения УО (при постоянных параметрах) монотонно снижается при повышении содержания легирующих элементов, входящих в состав твердого раствора (Cr, Mn, Ni, Mo).
На рис. 5.71 показано, что эффект УО приближается к нулю при Сэ = 0,6-0,7; здесь же хорошо виден выигрыш по прочностным свойствам (до 180 Н/мм2), достигаемый при различных режимах ускоренного охлаждения. Прочность стали с Cэ=0,69 после различных исследованных режимов охлаждения практически одинакова в связи с формированием даже при медленном охлаждении практически полностью бейнитной структуры.
Из сравнения свойств широкой гаммы сталей (от низколегированных до высокопрочных свариваемых сталей) после ВКП и ВКПУО по оптимальному режиму видно (рис. 5.72), что при использовании УО достигаемое упрочнение дает возможность снизить Cэ на 0,06-0,08, что эквивалентно уменьшению, например, содержания хрома на 0,3-0,4%. Сравнение комплекса свойств сталей, охлажденных на воздухе и ускоренно, показало, что по хладостойкости они практически равноценны: колебания T50 не превышают ±20 °С, сопротивление вязкому разрушению и пластичность стали после ускоренного охлаждения снижаются в рамках их общей зависимости от прочности.
Металловедческим обоснованием применения ускоренного охлаждения для повышения комплекса свойств проката, применяемого в сварных конструкциях, является повышение устойчивости аустенита в околошовной зоне при сварке в сравнении с металлом того же состава после контролируемой и горячей прокатки, скорость охлаждения при ручной дуговой и полуавтоматической сварке в среднем не ниже, чем при охлаждении листового проката на воздухе. Следовательно, прочность в ОШЗ в общем случае выше (за исключением электрошлаковой сварки), чем в основном металле, и УО может быть применено без риска разупрочнения ОШЗ.
Анализ ТКД позволяет прогнозировать эффект УО с точки зрения изменения структурных составляющих: в стали с низкой устойчивостью аустенита (например, малоуглеродистой) — изменение условий охлаждения не приводит к изменению соотношения структурных составляющих (изменения сводятся только к измельчению зерна), эффект практически равен нулю и в стали с высокой устойчивостью аустенита (см. рис. 5.72), где формируется одинаковая структура (например, бейнитная), независимо от режима охлаждения.
Таким образом, характер изменения механических свойств зависит от состава стали, температурного интервала деформации и параметров охлаждения ( Vохл и Tзо, а также от Tкп и Tно), что влияет на тип формирующихся продуктов превращения и на их объемную долю. В первую очередь это относится к пределу текучести. Так, при увеличении скорости охлаждения после прокатки с завершением в γ-области повышение уровня предела текучести обусловлено, наряду с измельчением зерна феррита и частиц карбонитридных фаз, формированием квазиполигонального феррита вместо полигонального, а также верхнего бейнита. При завершении деформации в (γ+α)-области применение УО в ряде случаев не приводит к росту предела текучести, а только к возрастанию временного сопротивления разрыву, что связано с выделением значительного количества феррита до начала охлаждения и с обогащением углеродом оставшейся части аустенита. Это в итоге сопровождается образованием бейнитно-мартенситных продуктов превращения и исчезновением площадки текучести.
Результаты проведенных исследований позволяют выявить ряд закономерностей формирования структуры и механических характеристик сталей при ускоренном охлаждении после прокатки. Временное сопротивление разрыву монотонно возрастает при увеличении Vохл и снижении Tзо. Повышение уровня временного сопротивления обусловлено измельчением зерна феррита, усилением дисперсионного упрочнения, а также формированием низкотемпературных продуктов превращения аустенита. Эта характеристика линейно возрастает при увеличении доли неполигонального феррита примерно на 2,2 Н/мм2 на 1% (при формировании бейнитной структуры упрочнение составляет 4,6-5,0 Н/мм2); упрочнение при образовании мартенситной структуры находится в пределах 9,1-16,2 Н/мм2.
Изменение предела текучести при использовании УО имеет более сложный характер. Можно выделить три основных варианта:
— конечная структура представляет собой смесь феррита (включая некоторую долю неполигонального), перлита (включая вырожденный) и небольшого количества бейнита, в этом случае предел текучести возрастает на 30-100 Н/мм2 (в зависимости от состава стали): такая картина характерна для сталей с небольшим количеством легирующих элементов при высокой температуре завершения ускоренного охлаждения; основные механизмы упрочнения: измельчение зерна феррита и усиление эффекта дисперсионного упрочнения;
— конечная структура представляет собой матрицу феррита и вторую структурную составляющую в виде бейнитно-мартенситной смеси; в этом случае исчезает площадка текучести и наблюдается снижение предела текучести стали; такое поведение характерно для более легированных сталей и низких Tзо (≤ 550 °С) либо для начала ускоренного охлаждения в (γ+α)-области;
— предел текучести существенно возрастает при увеличении прочности самой матрицы: изменения типа структуры от полигонального феррита на квазиполигональный или бейнитный феррит.
Порог хладноломкости стали после ускоренного охлаждения при ферритно-перлитной структуре снижается благодаря измельчению зерна феррита, при наличии в структуре низкотемпературных продуктов превращения аустенита — в общем случае повышается. Однако при получении перед превращением благоприятной структуры аустенита ферритно-бейнитная структура становится равноценной по хладостойкости ферритно-перлитной при более высокой прочности.
Сопротивление вязкому разрушению (ударная вязкость при полностью вязком разрушении) исследованных сталей при упрочнении за счет УО уменьшается (это характерно для всех исследованных механизмов упрочнения). Однако, как отмечалось, УО обеспечивает улучшение этой характеристики по сравнению с уровнем, достигаемым при КП вследствие устранения расщеплений в изломе ударных образцов.
Для получения проката повышенных классов прочности и больших толщин особое внимание следует уделять управлению превращением путем применения экономного легирования и ускоренного охлаждения. Здесь необходим выбор рациональной композиции легирования с определенным видом диаграммы превращения (например, с широкой бейнитной областью) за счет оптимального легирования Mn, Ni, Cu, Mo.
Интенсивное ускоренное охлаждение (~30 °С/с) дает ряд преимуществ перед более «мягким» (5-10 °С/с):
— прирост прочности и повышение вязкости и хладостойкости (рис. 5.73);
— равномерная и дисперсная структура по сечению листа при применении интенсивного охлаждения для стали с низким содержанием углерода;
— более равномерное распределение прочности и твердости;
— заметное уменьшение содержания легирующих элементов для всех исследованных классов прочности (Х65-Х100).
Процесс ускоренного охлаждения должен рассматриваться не как отдельная технология, а как часть комплексного термомеханического контролируемого процесса (ТМСР). При этом и технология обусловливает определенные требования к составу стали. Например в период начала использования УО считалось, что высокие скорости и пониженные температуры прерывания охлаждения негативно влияют на низкотемпературные свойства стали из-за формирования грубой структуры верхнего бейнита. Однако в настоящее время при применении контролируемой прокатки сталей с пониженным содержанием углерода и оптимальной системой легирования, образование бейнита при УО стало считаться фактором, положительно влияющим на свойства стали. Более того, на базе такой структуры созданы новые классы сталей, в том числе трубные стали классов прочности Х80-Х120 и др.
На рис. 5.74 показано развитие промышленного производства проката для электросварных труб большого диаметра с применением ускоренного охлаждения (включая стойкие к сероводородному растрескиванию) компанией Dillinger Hiittenwerke за последние десятилетия.
