Металлопрокат
Металлоконструкции
Обработка металла
Рассмотрим более подробно продукты промежуточного превращения в низкоуглеродистых трубных сталях. Уже давно известно, что для ферритно-перлитной структуры стали есть ограничение по сочетанию свойств, и предел текучести более 500 Н/мм2 невозможно обеспечить при прочих требованиях, предъявляемых к трубным сталям: вязкости, хладостойкости и свариваемости. Для этой цели нужны структуры иного типа.
Первым вариантом перехода от ферритно-перлитной структуры к структурам промежуточного типа было использование ускоренного охлаждения практически без изменения химического состава стали. Это позволило получить ферритно-бейнитную структуру, обеспечить класс прочности стали Х70 экономичного состава или заданные свойства в листах большой толщины.
Предпринимались многочисленные попытки создания низкоуглеродистых бейнитных сталей с пределом текучести 450-900 Н/мм2 и достаточными характеристиками сопротивления разрушению, требуемый комплекс свойств которых достигался бы в горячекатаном или нормализованном состояниях (без применения закалки с последующим отпуском). Основной композицией таких сталей была следующая: (0,10-0,15)% С — 0,5% Mo-B, в которую система Mo-B вводилась с целью торможения распада аустенита в области диффузионного превращения. Однако многочисленные эксперименты показали, что такие стали без применения закалки с последующим отпуском не обеспечивают требуемой вязкости. Получение дисперсной структуры бейнита с высокими характеристиками сопротивления разрушению возможно в случае применения контролируемой прокатки с деформацией аустенита при температурах ниже температуры остановки рекристаллизации.
При таком подходе основной целью легирования стали является получение (при конкретных условиях охлаждения в интервале фазовых превращений) бейнитной структуры с минимальным количеством мартенсита и допустимым количеством продуктов диффузионного превращения. С точки зрения диаграммы распада аустенита это означает получение широкой области промежуточного превращения для формирования максимально равномерной структуры.
Необходимо отметить, что при непрерывном охлаждении в отличие от превращения в изотермических условиях конечная структура представляет собой смесь продуктов превращения различной морфологии: феррит, верхний бейнит, нижний бейнит, безуглеродистый бейнит, а также участки мартенсита и остаточного аустенита и др.
Известно, что прочность стали, в структуре которой присутствует бейнит, зависит от его объемной доли и прочности самого бейнита, определяемой рядом его структурных параметров, из которых при постоянном содержании углерода наиболее важными являются величина бейнитной рейки, плотность дислокаций и размер карбидов. Прочность низкоуглеродистого бейнита практически полностью определяется величиной бейнитной рейки, от размера которой зависит расстояние между барьерами скольжения, используемое в уравнении Петча-Холла, а также повышенной плотностью дислокаций. Длина бейнитной рейки зависит от диаметра исходного зерна аустенита, а ширина уменьшается со снижением температуры превращения, при этом одновременно возрастает плотность дислокаций. Сгруппированные в пакеты малоугловые границы между рейками бейнита препятствуют движению дислокаций, но не тормозят распространение хрупких трещин, барьерами для которых служат только высокоугловые границы бейнитного пакета или исходного зерна аустенита. Примером вышесказанного служат два образца низколегированной стали со структурой полигонального и игольчатого феррита: при примерно равном видимом размере зерна их пределы текучести близки, а порог хладноломкости отличается примерно на 100 °С.
В сталях с полностью бейнитной структурой предел текучести линейно связан с температурой начала бейнитного превращения Bs (рис. 3.13). Такая зависимость отражает эффект повышения прочности вследствие снижения температуры превращения, в первую очередь за счет уменьшения размера бейнитной рейки и повышения плотности дислокаций. Вопросу о том, что контролирует вязкость такой стали, посвящено много исследований, работы в этом направлении продолжаются. Ясно, что влияние оказывают состояние аустенита перед превращением, содержание углерода, тип формирующихся фаз и их тонкая структура.
Попытки разработать стали с бейнитной структурой (матрица) при содержании углерода, соответствующем его содержанию в сталях с ферритной матрицей, в целом к успеху не привели. Для обеспечения комплекса свойств потребовалось снизить содержание углерода до 0,06% и ниже (вплоть до 0,02%) и, соответственно, изменить композиции легирования. В этом случае изменяются вся картина превращений и морфология продуктов распада аустенита.
Исследования в направлении создания высокопрочных сталей в комбинации с высокой вязкостью привели к разработке низко- и ультранизкоуглеродистых сталей. Такие требования в основном относятся к металлу листового проката при условии улучшенной свариваемости. При снижении содержания углерода достигается хорошая комбинация вязкости и свариваемости (путем минимизации объемной доли высокоуглеродистых микроструктурных составляющих), но при этом обычно снижается прочность. В противоположность равноосной или полигональной ферритной микроструктуре традиционных горячекатаных сталей ферритная микроструктура, формируемая в таких сталях при термомеханической обработке, часто имеет неравноосную морфологию. Температурный интервал формирования феррита неравноосной морфологии — промежуточный между интервалом, в котором аустенит превращается в равноосный феррит и перлит, и интервалом, в котором превращается в мартенсит, т.е. он аналогичен интервалу, в котором образуется бейнит в среднеуглеродистых сталях. Однако низкоуглеродистые ферритные микроструктуры, которые формируются в таких промежуточных температурах, отличаются от классических бейнитных структур, определенных для более высокоуглеродистых сталей.
В целом смесь ферритных фаз различной морфологии может образовываться в широком интервале температур при непрерывном охлаждении. Морфологическая идентификация и система классификации этих структур в целом рассматривается как сложная в сравнении с морфологией ферритно-карбидных агрегатов, формируемых в более высокоуглеродистых сталях. Эти неклассические микроструктуры обычно состоят из смеси продуктов промежуточной стадии превращения между чисто диффузионным и чисто сдвиговыми механизмами, а также фаз с небольшими островками обогащенного углеродом аустенита и/или продуктов его превращения.
Существует много трудностей в идентифицировании этих фаз, иногда серьезная путаница в определении микроструктуры очевидна. Более того, до сих пор не ясно, могут ли вообще различаться в низкоуглеродистых низколегированных сталях бейнит и мартенсит, которые четко различаются в среднеуглеродистых сталях.
Еще одна трудность в идентификации рассматриваемых структур связана с тем, что они образуются из аустенита, подвергнутого термомеханической прокатке.
Для классификации структур низкоуглеродистого бейнита и управления процессами их формирования необходимо учитывать следующие особенности.
1. Основные понятия о структурах промежуточного типа сложились (и описаны в литературе) для среднеуглеродистых сталей после термической обработки. А структура низкоуглеродистых сталей, в особенности после термомеханической прокатки, выглядит иначе.
2. В отличие от структур с матрицей полигонального феррита структуры промежуточного типа при визуально наблюдаемой дисперсной структуре могут иметь пониженную вязкость и хладостойкость.
3. Для ферритно-перлитных и сталей с ферритной матрицей установлены соотношения структура-свойства, для бейнитных сталей такие соотношения не установлены.
4. Реализация идеи низкоуглеродистых сталей осуществлялась в комплексе с применением КП и УО и через оптимизацию легирования (управление формой бейнитной области на диаграмме превращения при непрерывном охлаждении), но этого оказалось недостаточно для управления свойствами.
5. При непрерывном охлаждении в низкоуглеродистых сталях формируется смесь различных продуктов превращения аустенита.
Первые систематические работы и классификация таких структур, вероятно, были проведены Бейнитным комитетом Iron and Steel Institute of Japan. Классификация выглядит следующим образом: полигональный феррит αp, квазиполигональный феррит αq, видманштеттов феррит αw, гранулярный бейнит αb, бейнитный феррит αob, мартенсит αm'.
Практически все дальнейшие исследования основываются на этой классификации, дополняют или уточняют ее, иногда определяются новые варианты микроструктур, обычно представляющие собой новые комплексы тех же структур матрицы и несколько иной морфологии второй (прочной) структурной составляющей. В этой схеме могут дополнительно появляться нижний бейнит (как вариант бейнитного феррита) и игольчатый феррит.
Бейнитные микроструктуры в настоящее время все в большей степени используют для получения трубных сталей с уровнем прочности и вязкости, требуемых для высоко-ультравысокопрочных сталей. Для того чтобы получить сталь с заданными свойствами, соответствующими классам прочности X100 и Х120, необходимо не только эффективное измельчение структуры, обеспечиваемое мелким и сверхмелким бейнитным ферритом, но и формирование определенного типа бейнита. Например, характеристики вязкости экстремально чувствительны к типу и распределению второй фазы. Поэтому очень важно определить элементы структуры бейнита, которые контролируют свойства. Бейнит — наиболее сложная структура, обнаруживаемая в стали, в том числе для количественной интерпретации. Его характеристики не определяются оптической микроскопией и могут быть надлежащим образом охарактеризованы с использованием современных металлографических методов, основанных на применении сканирующей электронной микроскопии высокого разрешения (FEG-SEM) и дифракции обратнорассеянных электронов (EBSD).
Основная проблема количественной оценки бейнита состоит в определении эффективного размера зерна. В особенности важно выяснить — определяются ли свойства, такие как прочность и вязкость, всеми границами зерен, присутствующими в структуре, или только границами с определенными углами разориентировки. Современные исследования с применением технологии EBSD сделали возможным получение информации об относительной частоте существования границ с различными уровнями разориентации, которая позволяет идентифицировать эффективный размер зерна.
В работе исследованы стали с содержанием углерода 0,03-0,06% С, разрабатываемые для труб классов прочности XlOO и Х120. Это стали различных систем легирования: Mo, Mo-Ni, Cu-Ni и Mo-Ni-Cu-Cr с микролегирующими добавками Nb, Ti, V (как с добавками бора, так и без них). В работе были определены пять морфологических типов низкоуглеродистого бейнита: гранулярный бейнит, верхний бейнит, вырожденный верхний, нижний и вырожденный нижний. Для сравнения был исследован самоотпущенный пластинчатый мартенсит.
Гранулярный бейнит определяется как микроструктура, состоящая из иррегулярного феррита со второй фазой, распределенной между его зернами. В зернах иррегулярного феррита часто выявляют травлением дислокационную субструктуру; такой феррит также называют квазиполигональным (рис. 3.14). С помощью электронной микроскопии высокого разрешения обнаружено, что феррит растет по диффузионно-контролируемому ступенчатому механизму, и формирующиеся непластинчатые кристаллы вынуждают остаточный аустенит принимать зернистую или равноосную форму. Иными словами — микроструктура гранулярного бейнита формируется в температурной области, которая минимизирует формирование пленок аустенита или областей карбидов, которые могут существовать между субблоками бейнита. Размер зерна иррегулярного феррита зависит в первую очередь от химического состава стали. Углерод, который выделяется из бейнитного феррита, стабилизирует аустенит, так что конечная микроструктура может содержать какой-либо продукт превращения, который может формироваться из обогащенного углеродом аустенита. Было установлено, что образование различных высокоуглеродистых фаз и структурных составляющих связано с влиянием легирующих элементов на ферритное превращение, что, в свою очередь, определяет размер зерна и содержание углерода в последних порциях превращающегося аустенита. В исследованных сталях наблюдали вторую фазу (структурную составляющую) следующих морфологий: вырожденный перлит или частицы цементита, бейнит, смесь продуктов неполного превращения, М/А, мартенсит (рис. 3.15). При более высоких температурах превращения, когда кооперативный рост цементита и феррита возможен, могут формироваться короткие участки вырожденного перлита. При более низких температурах формируются более хаотические ферритно-цементитные агрегаты с участками цементита по границам и внутри зерен. При повышении скорости охлаждения или снижении температуры окончания охлаждения обогащенный углеродом аустенит превращается в бейнит. Когда образование цементита заторможено, удлиненные частицы М/А-составляющей формируются внутри маленьких бейнитных зерен.
В работе описана необычная микроструктура, которая состоит из фрагментированных участков феррита, цементита и М/А, идентифицированных как продукт незавершенного превращения (рис. 3.16). Неполное превращение создает большую объемную долю второй фазы. Обычно подобная структура идентифицируется как бейнит.
Мартенсит и остаточный аустенит (М/А) — наиболее распространенный элемент структуры гранулярного бейнита. Составляющая М/А формируется в виде маленьких островков, распределенных между ферритными зернами или покрывающих поверхность бейнитных зерен. Мартенситные участки в М/А расположены пачками и разделены слоями остаточного аустенита. Тип и объемная доля второй фазы (структурной составляющей) зависят преимущественно от системы легирования, скорости охлаждения и температуры окончания ускоренного охлаждения. Максимальная объемная доля второй фазы формируется в промежуточной температурной области, где доля обогащенного углеродом остаточного аустенита максимальна. Существование незавершенного превращения может при благоприятных условиях давать 20% второй структурной составляющей в стали с 0,06% С.
В верхнем бейните феррит имеет реечную морфологию вследствие более низкой температуры превращения относительно температуры превращения гранулярного бейнита. Типичная структура верхнего бейнита, состоящая из удлиненных реек, организованных в пакеты с цементитом, расположенные на границах реек, показана на рис. 3.17, а. Отдельные бейнитные рейки обычно ориентированы под углом 40-60° к направлению прокатки и имеют высокую плотность дислокаций внутри реек, но без явной субстструктуры. Вырожденный верхний бейнит образуется, когда предотвращено образование цементита, при этом микроструктура состоит из феррита реечной формы и участков обогащенного углеродом остаточного аустенита или мартенсита (М/А) на границах реек (см. рис. 3.17, б).
Нижний бейнит, который формируется в низкоуглеродистых сталях, также имеет реечную морфологию феррита. Существенная разница между верхним и нижним бейнитом связана с выделениями карбидов. Нижний бейнит характеризуется выделениями цементита внутри ферритных реек (рис. 3.18, а). У цементитных частиц длинные оси наклонены под углом около 60° к направлению роста ферритных реек и большинство частиц находится в контакте со сторонами ферритных реек. Некоторые из них, более мелкие, могут также располагаться внутри ферритных реек. Вырожденный нижний бейнит впервые упомянут в работе и обнаружен авторами в Mo-Ni-Cu-Cr-B-стали. В этой необычной микроструктуре внутриреечный М/А заменил цементит (см. рис. 3.18, б). При высоких скоростях превращения скачок градиента концентрации углерода, вероятно, формируется в аустените с высоким пересыщением углеродом на межфазной границе α-γ. Как следствие высокого пересыщения, выделения цементита появляются здесь в процессе превращения. Когда скорость превращения понижается, градиент углерода распределяется на большую дистанцию в аустените и концентрация углерода на межфазной поверхности также снижается; при этом образование цементита становится более сложным, приводя к образованию вырожденного нижнего бейнита.
Субструктура реечного мартенсита, образовавшегося в комплекснолегированной бористой стали, состоит из дислокаций высокой плотности, организованных в ячейки. Реечный мартенсит в низкоуглеродистых сталях всегда самоотпущенный и его морфология очень похожа на морфологию нижнего бейнита за исключением цементита, который выделяется из пересыщенного феррита.
Важнейшими характеристиками тонкой структуры низкоуглеродистого бейнита являются количество и природа границ в микроструктуре. EBSD-ориентационные карты и относительная доля границ с определеннной разориентировкой для ГБ, ВБ и НБ показаны на рис. 3.19. Результаты ясно показывают, что распределение разориентировок границ дает способ достоверного распознавания (различия) типов бейнита (гранулярного, верхнего и нижнего):
— НБ имеет высокую долю границ с разориентировкой 50-60° и очень мало границ с низкой разориентировкой (≤ 20°);
— ВБ имеет высокую долю низкоугловых границ (≤ 20°) и меньше высокоугловых границ (≥ 50°);
— в ГБ с иррегулярным ферритом распределение границ зерен более равномерное с широким пиком около 45°; существование субструктуры дает меньший пик ниже 20°.
Хотя распределение разориентировок границ дает полезную информацию для распознавания различных микроструктур, механические свойства также определяются количеством границ. Чем больше количество границ, тем меньше эффективный размер зерна. Средний размер зерна может быть определен включением только границ с разориентировкой выше критической.
Таким образом, авторы работы отождествляют матрицу гранулярного бейнита с иррегулярным ферритом. Во бейните всех остальных типов феррит имеет реечную морфологию. Количество и природа границ в микроструктуре, полученной с помощью карт EBSD, обеспечивают средство распознавания различных типов бейнита, а также, что не менее важно, — способ определения эффективного размера зерна, который контролирует прочность и, что более важно, — вязкость и хладостойкость.
Нельзя сказать, чтобы все было ясно с формированием структур бейнита различного типа, если даже они образуются в одной стали при определенном режиме охлаждения. Вероятно, это связано с тем, что все разновидности промежуточного превращения нельзя разделить по дилатометрическим эффектам.
Охарактеризуем рассмотренные структурные составляющие (рис. 3.20).
Полигональный феррит (равноосный феррит) образуется при низкой скорости охлаждения и максимально высокой температуре. Образование центров кристаллизации зерна феррита происходит в основном в угловых зонах границ аустенитных зерен, причем границы зерна феррита пересекают первоначальные границы зерна аустенита, в случае деформированного аустенита зарождение феррита наблюдается и внутри зерен аустенита (двойниках, полосах деформации и др.).
Квазиполигональный феррит (феррит с нерегулярными границами) образуется при более высоких скоростях охлаждения, чем полигональный феррит. Вследствие более высоких скоростей охлаждения мигрирующая граница раздела феррита растет неравномерно и образует ферритные зерна нерегулярной (неравноосной) формы с зубчатыми границами.
Видманштеттов феррит состоит из крупных, вытянутых пластин феррита, образование центров кристаллизации которых происходит на границах аустенитного зерна. Этот феррит образуется при более высоких скоростях охлаждения и в следующем более низком температурном диапазоне.
Гранулярный бейнит (зернистый бейнитный феррит) — зернистая микроструктура, в которой пакеты параллельных игл (реек), имеющиеся в обычном бейните, отсутствуют. Углерод, вытесненный из бейнитной фазы, содержится в карбидах или в М/А. Зернистый бейнит образуется при несколько более низких значениях скорости охлаждения, чем игольчатый феррит. Ho нет твердой уверенности, в том, что матрицу гранулярного бейнита и квазиполигональный феррит (массивный феррит) можно четко разделить.
Игольчатый феррит — в классификации Бейнитного комитета эта структура отсутствует, вероятно, потому, что не была обнаружена в металле после термомеханической обработки. Ho реально она существует. Однако все публикации об ИФ относятся к сталям с крупным или даже очень крупным зерном (в зоне термического влияния при сварке). По сравнению с обычным в игольчатом феррите центры кристаллизации образуются внутри исходных зерен аустенита. Микроструктура игольчатого феррита состоит из нерегулярно расположенных пластин и реек различной величины, переплетенных друг с другом. В матрице рассеяны в виде мелких островков цементит и составляющая М/А. Прежняя сеть границ зерен аустенита в структуре не обнаруживается.
Бейнитный феррит, бейнит характеризуется пакетной структурой, состоящей из параллельно расположенных реек или пластин. Вдоль границ пластин формируются участки М/А или стержнеобразные карбиды. Таким образом, в случае низкоуглеродистых сталей с точки зрения металловедения — это структура верхнего бейнита. Образование центров кристаллизации происходит на границах аустенитного зерна, поэтому остается четко различимая сеть границ зерен аустенита.
Можно предположить, что типы бейнитных микроструктур можно классифицировать в соответствии с возрастанием скорости охлаждения (снижением температуры превращения). Исключение составляют бейнит и игольчатый феррит: в ряде работ сообщается, что игольчатый феррит образуется при более высоких скоростях охлаждения, чем бейнит. Объясняется это конкуренцией между внутризеренным образованием игольчатого феррита и образованием центров зарождения бейнита на границах аустенитного зерна. Так как границы зерна представляют собой места преимущественного зарождения, легче образуются зародыши бейнита по сравнению с игольчатым ферритом. Увеличение скорости охлаждения принципиально повышает термодинамическую движущую силу образования центров зарождения и приводит тем самым к увеличению доли активных центров, в результате чего равновесие смещается в сторону внутризеренного зарождения.
Известно и другое мнение: указывают на то, что бейнит образуется при более высоких скоростях охлаждения, чем игольчатый феррит.
Вообще с термином «игольчатый феррит» существует некоторая путаница уже много лет. В литературе этот термин используется для обозначения двух видов структур:
— феррит игольчатой формы, его зарождение обычно происходит внутри зерен, например на включениях, и этот термин был использован для феррита, наблюдаемого в основном в сварном соединении;
— в большинстве публикаций, рассматривающих бейнитное превращение, термин «игольчатый феррит» употребляется наряду с термином «бейнитный феррит» для микроструктуры, которая не содержит карбидов и поэтому отличается от верхнего и нижнего бейнита.
Например, сталью с игольчатым ферритом называли сталь, которую производила компания IPSCO уже в начале 70-х годов в. и использовала во многих проектах; сталь обычно содержала 0,06% С; 1,75% Mn; 0,35% Mo и добавки Nb. Добавки молибдена и ниобия тормозили формирование полигонального феррита при охлаждении на воздухе. Структура представляла собой не классический бейнит, а смесь бейнитного феррита с высокой плотностью дислокаций и обогащенные углеродом островки мартенсита. Диаграмма превращения при непрерывном охлаждении такой стали приведена на рис. 3.21. Область M2 на диаграмме означает превращение обогащенного аустенита в мартенсит при медленном охлаждении. Наличие таких фаз естественно ограничивало вязкость стали, поэтому необходимо было снижать содержание углерода.
Из многочисленных публикаций видно, что стали со структурой игольчатого феррита обладают очень хорошей вязкостью. Игольчатый феррит по внешнему виду сильно отличается от структуры бейнита (рис. 3.22). Он образуется в том же температурном диапазоне, что и бейнит (450-600 °С), по такому же механизму превращения, но места зарождения отличаются. Обычный бейнит зарождается на существующих границах аустенитного зерна и растет в форме пакетов, в которых преобладают близкие кристаллографические ориентации. Рейки феррита в пределах одного пакета разделяются границами зерен с малым углом разориентации. Бейнитные пакеты растут до тех пор, пока не столкнутся либо с противоположной границей зерна, либо с другим пакетом. Участки М/А между рейками состоят в значительной мере из «блочного» мартенсита с очень высокой плотностью дислокаций.
В противоположность этому зарождение игольчатого феррита происходит внутри зерен аустенита. Рост осуществляется в форме отдельных ферритных реек или групп реек и заканчивается, как только ферритные рейки сталкиваются с другими рейками. Ферритные рейки в игольчатом феррите разделяются в отличие от обычного бейнита границами с большим углом разориентации. Остаточный аустенит трансформируется в М/А, существкющую в форме дисперсных частиц диаметром ~0,5 мкм, преимущественно из «блочного» мартенсита с очень высокой плотностью дислокаций.
Мартенситно-аустенитная составляющая (М/А). Растворимость углерода в аустените значительно выше, чем в феррите. Поэтому если превращение «аустенит-феррит» происходит при температуре, при которой может произойти диффузия, то атомы углерода переходят из образовавшегося феррита в непревращенный аустенит. В результате аустенит вследствие повышенного содержания углерода стабилизируется; области обогащенного углеродом аустенита располагаются между растущими рейками феррита. В зависимости от состава сплава во время непрерывного охлаждения часть этого углерода выделяется в виде цементита, либо обогащенный углеродом аустенит превращается полностью или частично в мартенсит. При этом формируется мартенситно-аустенитная структурная составляющая (М/А). Как прочность, так и вязкость бейнитных сталей сильно зависят от размера и объемной доли М/А, а также, вероятно от морфологии.
Верхний и нижний бейнит. В классификации Бейнитного комитета эти понятия отсутствуют, поскольку связаны не со структурой матрицы, а со второй фазой. «Нижним» называют бейнит, образовавшийся при более низких температурах, в отличие от «верхнего» бейнита. Особым признаком, который характеризует разницу между верхним и нижним бейнитом, является распределение карбидов. В нижнем бейните часть углерода выделяется из пересыщенного бейнитного феррита с образованием цементита внутри бейнитных пластин. В верхнем бейните весь углерод вытесняется сначала в окружающую аустенитную фазу, а затем выделяется в виде цементита. Обогащение углеродом стабилизирует аустенит и отчасти препятствует его превращению в бейнит. Вследствие этого микроструктура нижнего бейнита содержит меньше остаточного аустенита и меньше цементита, чем микроструктура верхнего бейнита при одинаковом содержании углерода в стали. Это является причиной различных значений вязкости этих микроструктур. Надо отметить, что эта причина, вероятно, не основная — основной является размер эффективного зерна и распределение углов разориентировок (в нижнем бейните выше доля высокоугловых границ). Нижний бейнит, как матрица, формируется в легированных сталях (преимущественно с бором), в небольших количествах — в любых сталях из обогащенного углеродом непревращенного аустенита.
Если говорить о термокинетических диаграммах, то можно привести пример из работы: сталь с 0,055% С (система легирования C-Mn-Ni-Cu-Nb), из которого видно (рис. 3.23), что основные превращения происходят в температурном интервале 750-350 °С, которые заметно подавлены благодаря наличию сильных стабилизирующих аустенит элементов — Ni, Mn, Cu,. Характеристики микроструктурного превращения в этом температурном интервале включают αp — полигональный феррит; αq — квазиполигональный феррит; αw — видманштетгов феррит; αв — гранулярный бейнит; α'в — бейнитный феррит; α'м — пластинчатый мартенсит. Диаграмма показывает значительный интервал, связанный с промежуточной структурой, часто обозначаемый как бейнитный. При температуре примерно 300 °C (линия Ms (М/А)) небольшие обогащенные углеродом участки на межпластинчатых или межпакетных границах бейнитной структуры, сформированных на более ранних стадиях, превращаются в мартенсит. Перемещение линии Ms (М/А) область более низких температур связано с обогащением углеродом островков остаточного аустенита при формировании продуктов ферритного превращения при более высоких температурах.
Мощным инструментом исследования и идентификации структурных составляющих является просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ). На рис. 3.24 показаны электронные микрофотографии гранулярного и бейнитного феррита.
Двойникованный мартенсит образуется из островков непревращенного аустенита, обогащенного углеродом в процессе образования ферритных продуктов (рис. 3.25, 3.26). В связи с тем, что использование ПЭМ дает большие увеличения, на микрофотографиях отображаются локальные участки структуры. При этом каждый раз следует определять: образовалась фаза и (или) структурная составляющая из аустенита, соответствующего составу стали, или сформировалась из участков непреывного аустенита, обогащенного углеродом (цементит, бейнит и мартенсит могут формироваться одним из этих двух способов). Здесь также важно учитывать увеличение, при котором производятся исследования (доля и распределение фазы).
Основываясь на данных дилатометрических экспериментов, ступенчатой закалки и металлографических исследований, было установлено, что полигональный феррит (ПФ) обычно зарождается и растет от границ зерен аустенита. Этот процесс связан с изменением состава, которое происходит путем диффузии и обеспечивает превращение с нормальной кинетикой. Рост зерен ПФ контролируется диффузией на большие расстояния растворенных атомов с локальным равновесием у границы раздела γ-α. Так как формирование ПФ включает диффузионное перераспределение атомов железа при относительно высоких температурах, этот процесс не приводит к накоплению деформации превращения в феррите, поскольку происходит термически активируемая релаксация. В результате внутри зерен феррита отсутствует субструктура, и они нечувствительны к травлению (белые зерна). Конечная структура определяется границами зерен феррита и областями перлита или вырожденного перлита.
При более низких температурах превращения схема роста феррита становится явно анизотропной, а конечная его форма — иррегулярной и часто имеет зазубренные границы (рис. 3.27). Этот феррит иррегулярной формы называют квазиполигональным (idiomorphic ferrite — αi) и массивным. Хотя формирование полигонального и квазиполигонального феррита не дает ясного дилатометрического разрешения при превращении в ходе непрерывного охлаждения, эксперименты по ступенчатой закалке показывают, что температура начала превращения квазиполигонального феррита несколько ниже типичной для полигонального феррита и формирование обеих форм феррита продолжается до температуры Bs.
Вероятно, образование квазиполигонального феррита может начаться на существующем полигональном феррите на границах аустенитных зерен при снижении температуры до необходимого уровня. Видманштеттов феррит (αw) формируется путем анизотропного (бокового) роста от феррита на границах зерен аустенита (рис. 3.28). Бейнитный феррит (α'в), напротив, зарождается непосредственно на границах аустенитных зерен (см. рис. 3.28). Игольчатая форма αw и αв кристаллов, которая минимизирует поверхностную энергию, в процессе превращения отличает эти формы феррита от полигонального и квазиполигонального феррита. В работах предложили бездиффузионный механизм превращения при образовании видманштеттового феррита в отношении элементов замещения с диффузией углерода в остаточный аустенит (иными словами — по промежуточной кинетике). Видманштеттова и бейнитная структуры характеризуются формой в виде пластин или реек и относительно высокой плотностью дислокаций. Хотя структура видманштеттова феррита имеет несколько более низкую плотность дислокаций в сравнении с бейнитным ферритом, часто наблюдалось, что видманштеттов феррит имеет четкую кристаллографическую ориентационную связь и хорошо определяемую габитусную плоскость, которая близка к наблюдаемой для бейнитного феррита. Однако места зарождения для этих двух структур различны: видманштеттов феррит растет от зернограничного феррита, образованного полностью по диффузионному механизму, в то время как бейнитный феррит (предположительно) зарождается по бездиффузионному механизму в низкоуглеродистых областях поблизости от границ аустенитного зерна. Более того, есть характерная разница между видманштеттовым и бейнитным ферритом, основная разница в большем размере элементов структуры, большей толщине и более низкой плотности дислокаций в видманштеттовом феррите. Образование видманштеттова и бейнитного феррита не показывает ясного разрешения на дилатометрической кривой при непрерывном охлаждении. Ферритные структуры обоих этих типов формируются по одинаковому механизму превращения, что подтверждается формированием двойникованного мартенсита или М/А-фазы в результате обогащения углеродом непревращенного аустенита.
Гранулярный бейнит (αв) и бейнитный феррит (α'в). Морфология и субструктура ферритной матрицы являются функцией скорости охлаждения и температурного интервала превращения. Образование продуктов промежуточного превращения, вероятно, происходит в следующие стадии: пластинчатые кристаллы бейнита формируются на ранней стадии превращения и впоследствии участки обогащенного углеродом аустенита, захваченные бейнитной матрицей, превращаются полностью или частично в различные высокоуглеродистые продукты, или остается непревращенный аустенит. Тот факт, что области аустенита, смежные с бейнитными кристаллами, остаются непревращенными при температуре превращения можно объяснить следующим образом: концентрация углерода возрастает (как следствие превращения) до такой степени, что образование бейнитной структуры окончательно становится термодинамически невозможным. Если содержание углерода в областях остаточного аустенита большое, формирование бейнитного феррита приостанавливается на ранних стадиях превращения и, следовательно, объемная доля остаточных фаз больше. Температурный интервал образования феррита и бейнитных структур четко разделен на дилатометрических кривых, границы аустенитных зерен сохраняются в случае формирования бейнита, в отличие от полигонального и квазиполигонального феррита, что говорит о разных механизмах превращения. Гранулярный бейнит характеризуется более глобулярными дисперсными островками мартенсита и/или аустенита в относительно неигольчатой ферритной матрице. Было установлено, что кинетика образования этих двух типов бейнитной структуры не показала ясного дилатометрического разрешения в процессе превращения при непрерывном охлаждении, что предполагает один механизм превращения. Однако эксперименты по прерванной закалке дают возможность установить, что структура гранулярного бейнита была сформирована при более высокой температуре, кроме того, он несколько мягче, чем бейнитный феррит. Можно предположить, что разница между αв и α'в не качественная (тип или природа), а количественная — пластины αв несколько шире, плотность дислокаций немного меньше, островки М/А крупнее и менее удлиненные, что связано с формированием при более низких скоростях охлаждения или при более высоких температурах.
Бейнитный феррит и мартенсит. Как распознать бейнит и мартенсит в низкоуглеродистой стали с учетом того, что мартенситная точка в таких сталях соответствует более высокой температуре и мартенсит практически всегда самоотпущенный. В работе показано, что мартенсит и бейнитный феррит могут быть идентифицированы за счет различной восприимчивости к травлению. Так как бейнитное превращение происходит при более высоких температурах в сравнении с температурами мартенситного превращения, углерод может диффундировать к участкам остаточного аустенита и к границам между пластинами. При травлении образца с такой структурой границы островков остаточного аустенита или продуктов его превращения травятся сильнее, давая общий вид пластинчатой формы ферритной матрицы, совмещенной с дисперсными темными контрастными «частицами».
Мартенситное превращение характеризуется кластерами очень мелких ферритных пластин, которые формируются при низких температурах. Так как распределение углерода в мартенситной структуре более равномерно, он травится более равномерно. Просвечивающая электронная микроскопия также показывает, что кристаллы бейнитного феррита имеют постоянное кристаллографическое ориентационное соотношение с исходной аустенитной фазой, аналогично низкоуглеродистому реечному мартенситу. Однако очевидно, что температура начала превращения бейнитного феррита заметно выше, чем для мартенситного превращения, и, следовательно, бейнитный феррит мягче, чем мартенсит. Более того, структура бейнитного феррита характеризуется тонкими и очень длинными параллельными рейками, которые зарождаются непосредственно на границах аустенитных зерен, в то время как мартенситная структура развивается путем зарождения и роста пакетов ферритных реек различных вариантов ориентировки внутри аустенитных зерен (рис. 3.29). В структуре бейнитного феррита рейки данного пакета почти все одинаковой ориентации и поэтому разделены малоугловыми границами.
В работе приводятся примеры классификации типов промежуточных структур по результатам исследований с применением оптической и сканирующей микроскопии. Вероятно, можно создавать различные классификации структур в низкоуглеродистых сталях, но на основе вышеизложенного предлагается следующая (рис. 3.30).
1. Полигональный феррит (обозначение в классификации бейнитного комитета — αр): равноосные зерна полиэдрической формы, в основном рекристаллизованы; вторая структурная составляющая, вероятно, может быть любой; образуется при минимально низкой скорости охлаждения и максимально высокой температуре, границы зерна феррита пересекают границы исходного зерна аустенита.
2. Квазиполигональный феррит (αq): ферритные зерна нерегулярной (неравноосной) формы часто с зубчатыми границами, вторая структурная составляющая, вероятно, может быть любой; формируется при пониженных в сравнении с полигональным ферритом температурах; границы зерен феррита пересекают границы исходных зерен аустенита.
3. Гранулярный бейнитный феррит (гранулярный бейнит) (αв): зерна иррегулярной формы, иногда пластины, наблюдается дислокационная структура, пакеты параллельных пластин, имеющиеся в бейнитном феррите, отсутствуют; иногда отождествляется с αq; вторая структурная составляющая М/А (цементит отсутствует), по другим данным — любая, располагается между зернами, форма зернистая или равноосная; ГБ образуется при несколько более низких значениях скорости охлаждения, чем игольчатый феррит.
4. Видманштеттов феррит (αw) состоит из крупных, вытянутых пластин феррита; вторая структурная составляющая отсутствует; в сравнении с квазиполигональным ферритом образуется при более высоких скоростях охлаждения и в следующем более низкотемпературном диапазоне; ВФ зарождается на границах исходного аустенитного зерна (на феррите).
5. Игольчатый феррит (в классификации бейнитного комитета отсутствует, поскольку не обнаружен в сталях после ТМП); он состоит из нерегулярно расположенных пластин и реек различной величины, переплетенных друг с другом, вторая структурная составляющая — мелкие островки цементита и М/А; зарождается внутри аустенитных зерен; границы зерен исходного аустенита не обнаруживаются при 100% ИФ, что весьма редко наблюдается
6. Бейнитный феррит (α'b) пакетного типа со структурой из параллельно расположенных реек или пластин; вторая структурная составляющая — вдоль границ пластин феррита пластины М/А, стержнеобразные карбиды (если имеется М/А, то характеризуется как вырожденный); нет четкого мнения о том, при большей или меньшей скорости охлаждения образуется в сравнении с ИФ; зарождение происходит на границах аустенитных зерен; сохраняются границы бывших аустенитных зерен. С точки зрения классического металловедения классифицируется как верхний бейнит.
7. Нижний бейнит (в качестве матрицы упоминается в легированных сталях класса прочности Х120, также встречается как вторая структурная составляющая): реечная морфология; выделения цементита внутри бейнитных реек (если присутствует фаза М/А, характеризуется как вырожденный); сохраняются границы бывших аустенитных зерен.
8. Дислокационный мартенсит (α'm): мартенсит пластинчатого типа, высокая плотность дислокаций, ячеистая субструктура; в сталях с высокой Ms происходит самоотпуск; интервал превращения самый низкий из всех рассматриваемых типов структуры, сохраняются границы бывших аустенитных зерен.
Здесь не совсем ясна разница между матрицей гранулярного бейнита и квазиполигональным ферритом, а также игольчатым и видманштеттовым ферритом.
На самом деле наиболее важными являются: способ (методика) идентификации структуры данного типа; установление связи со свойствами; определение элементов структуры, контролирующих комплекс свойств; определение типа структуры, необходимой для получения данного комплекса свойств и установление способа получения данной структуры.
Известно, что прочность повышается со снижением температуры превращения. Вязкость связана с размером эффективного зерна, который, в свою очередь, определяется характером границ продуктов превращения и структурным состоянием исходного аустенита. Важные факторы — содержание углерода, тип и морфология второй структурной составляющей.
Возможность управления структурой сталей — это практически основа всего использования сплавов на основе железа, одна из причин их массового применения.
По мере того как температура превращения снижалась за счет применения ускоренного охлаждения на толстолистовом стане или снижения температуры смотки на полосовом стане, прочность стали увеличивалась. С понижением температуры превращения структура стали менялась от ферритно-перлитной к ферритно-бейнитной, ферритно-мартенситной, преимущественно бейнитной, и даже мартенситной.
С тех пор, как вязкость и свариваемость были приняты основными требованиями к стали для труб и сварных конструкций, содержание углерода в высокопрочных сталях очень низкое, часто не превышающим 0,04-0,06%. Хорошо известно, что низкое и сверхнизкое содержание углерода в бейните и мартенсите может обеспечивать крайне высокий комплекс свойств. Предел текучести, превышающий 800 МПа (Х120), был достигнут в микролегированных сталях за счет использования технологии TMCP. Остаются два очевидных вопроса.
Во-первых, что может быть причиной почти двойного увеличения прочности — с 350-420 до 700-850 МПа. Хорошо известно, что прочность бейнита определяется главным образом содержанием углерода в стали и температурой Bs, а также зависит от исходной структуры аустенита. Известно, что при снижении температуры Bs как количество растворенного углерода, так и плотность дислокаций увеличиваются (рис. 3.31). Увеличение количества растворенного углерода с уменьшением температуры, главным образом, связано с наклоном кривой растворимости феррита и линий T0 на диаграмме Fe-Fe3C. Таким образом, упрочнение твердого раствора углеродом и увеличение плотности дислокаций в результате сочетания изменения объема и превращения по сдвиговому типу будут приводить к более высокой прочности стали при снижении температуры превращения.
Во-вторых, механизмы упрочнения таких сталей могут быть связаны с дисперсионным упрочнением. Выделение частиц карбонитридных фаз определяется диффузией не только углерода, но и легирующих элементов, поэтому упрочнение по такому механизму при использовании технологии TMCP затруднено (из-за относительно низких температур и недостатка времени). В целом подход к разработке сталей, производимых по технологии ТМСР, заключается в легировании элементами, сужающими температурный интервал превращения (туда входят и микролегирующие элементы, например ниобий, находящийся в твердом растворе). Выделения частиц в продуктах промежуточного превращения возможно; по экспериментальным наблюдениям особенно вероятно проявление эффекта дисперсионного твердения в случае смотки полосы в рулон или отпуска листовой стали.
Повышение прочности стали обычно приводит к ухудшению свариваемости. В работе предложена идея «постоянной» структуры, что означает создание композиции легирования, обеспечивающей диаграмму превращения с широкой областью превращения, например бейнитного. Методологической основой концепции являются снижение содержания углерода до ~0,02% и формирование однофазной бейнитной структуры для высокой прочности. Этот подход позволил получать металл, прочность которого соответствовала классу К60 (σв ≥ 590 Н/мм2) для проката толщиной от 10 до 100 мм даже в горячекатаном состоянии. Экстремально низкое содержание углерода делает возможным полностью отказаться от подогрева при сварке. Вдобавок структура и свойства ОШЗ новой стали в меньшей степени зависели от тепловложения при сварке. Сверхнизкоуглеродистая бейнитная сталь имеет следующие характеристики:
— минимальная зависимость структуры от скорости охлаждения, что обеспечивает упрочнение в горячекатаном состоянии;
— трудность образования мартенсита при высоких скоростях охлаждения, что ограничивает твердение и улучшает свариваемость;
— трудность формирования составляющей М/А даже при высокой скорости охлаждении, обеспечиваемой тепловложением при сварке до 20 кДж/мм.
Типичный химический состав стали класса прочности 570 Н/мм2 в толщинах до 75 мм, мас. %: 0,012 С; 0,3 Si; 1,56 Mn с добавками Cu, Ni, Nb, В; C3 = 0,294, Pсм = 0,137.
Получение дисперсной структуры бейнита с высокими характеристиками сопротивления разрушению возможно в случае применения контролируемой прокатки с деформацией аустенита при температуре ниже температуры остановки рекристаллизации. Дальнейшее развитие стали с бейнитной структурой получили в производстве металла для труб и автомобилестроения.