CC BY
22
В1СНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХШЧНОГО УНШЕРСИТЕТУ
Вип.№10
2000 р.
УДК 669.017.07
Ткаченко И.Ф.*
ПОВЫШЕНИЕ КОМПЛЕКСА МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ПРОКАТА ВЫСОКОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ ЗА СЧЕТ НОВЫХ РЕЖИМОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Предложена методика теоретической количественной оценки влияния легирующих элементов на кинетику начальной стадии распада переохлажденного аустенита. Выявлены основные факторы, определяющие характер и степень влияния легирования на процессы зарождения и роста новой фазы при охлаждении. Впервые выполнены расчеты величины инкубационного периода для ряда легированных сталей, результаты которых хорошо согласуются с известными опытными данными. Установлено, что одной из основных причин охрупчивания высокопрочных сталей является преимущественное выделение частиц упрочняющих фаз на границах бывших аустенитных зерен. Показано, что изотермическая выдержка при оптимальных температурах в субкритической области с последующим охлаждением в воде, обеспечивает формирование структуры с однородным распределенным дисперсных участков остаточного аустенита. На этой основе разработана новая технология термического упрочнения, обеспечивающая существенное повышение комплекса свойств листового проката высокопрочных сталей.
Высокопрочные конструкционные стали широко применяются в настоящее время для изготовления изделий от которых, наряду с высокой прочностью, требуются приемлемые пластичность и сопротивление разрушению. Сочетание высоких значений альтернативных показателей механических свойств сталей возможно при совместном действии нескольких механизмов упрочнения, что может быть обеспечено только путем формирования комплексной микроструктуры. Одной из наиболее важных проблем при этом является достижение однородного распределения структурных составляющих, особенно в изделиях больших сечений. Общеизвестно, что наиболее высокой степени однородности микроструктуры можно достичь только в результате развития без диффузионных фазовых превращений, приводящих к формированию мартенсита или нижнего бейнита. Однако, количественный теоретический прогноз степени устойчивости переохлажденного аустенита * легированных сталях вообще, и в высокопрочных конструкционных, в особенности, до настоящего времени невозможен, что создает трудности для производителей металлопродукции, в частности, при выборе оптимальных систем и степеней легирования проката различной толщины. Кроме того, значения основных структурных параметров высокопрочных конструкционных сталей должны находиться в достаточно узких пределах, выход за которые приводит, как правило, к резкому падению одной из характеристик свойств [1]. По этой причине требуется поддерживать точно заданные концентрации легирующих элементов и их однородное распределение в микро- и макрообьемах изделий [2]. Многолетний опыт производства листового проката высокопрочных сталей на ОАО «МК Азовсталь» показал, что потенциально высокий комплекс свойств этих сталей далеко не всегда реализуется полностью, несмотря на проведение различных видов внепечной обработки, ЭШП, ПФО, окончательной термообработки, предотвращающей отпускное охрупчивание. Значительная часть листов имеет пониженные значения относительного сужения, ударной вязкости, а, в ряде случаев, и предела текучести. Наблюдается также неоднородное распределение указанных характеристик по длине листов. При этом, во всех случаях охрупчивания, какие либо изменения в структуре листов с использованием стандартных методов исследований не обнаруживаются. В связи с
* 111 ТУ, канд. техн. наук, доц.
изложенным, актуальными проблемами являются: разработка методики теоретической количественной оценки влияния легирующих элементов на величину инкубационного периода распада переохлажденного аустенита; выяснения природы наблюдаемого; охрупчивания проката высокопрочных сталей, а также разработка новых технологий его термического упрочнения, обеспечивающих получение в условиях реального производства оптимальных микроструктур и высокого комплекса механических свойств, особенно листов большой толщины.
1. Теоретический анализ влияния легирующих элементов на устойчивость к переохлажденного аустенита. Устойчивость переохлажденного аустенита характеризуется величиной инкубационного периода, который на практике определяется как время, в течение которого образуется ~5 % новой фазы. Известно, что величина Г;% зависит от числа зародышей новой фазы m и средней скорости их роста т. В случае зародышей сферической формы, эта зависимость имеет вид:
Ъ%&(0.15/4жт)ш/ш (1)
Как видно, величина г¡% является значительно более чувствительной к изменению скорости роста чем к изменению числа зародышей новой фазы. Можно легко показать, что линейная скорость роста в течение инкубационного периода изменяется в соответствии с выражением:
со, = cojl-ro/r),
где о® - скорость роста при г =<*>, г0 - радиус критического зародыша. При этом: т = 0.5со*,. Известно [3], что линейная скорость роста новой фазы определяется скоростью миграции межфазной границы, которая в свою очередь контролируется граничной самодиффузией. При наличии градиента химического потенциала железа в пределах граничного слоя толщиной S, скорость его перемещения может быть выражена соотношением:
(D!F/RT)(Aj2y/ae/d)(l-lfn), (2)
где Lfp* - коэффициент граничной самодиффузии железа; R- газовая постоянная, Ацг/1е -разность химических потенциалов железа в у- и а-фазах; ие г /г0-2. Из выражения (2) следует, что для расчета т необходимо иметь данные о влиянии легирующих элементов на величины Iff> и 4ity**- Согласно [4], коэффициент граничной самодиффузии может быть принят равным коэффициенту миграции вакансий. Данные о влиянии легирующих элементов на эту величины приведены в работе[5], Значения Afi^J* для чистого железа при различных температурах определена в работе [7]. Обработка этих данных позволила получить зависимость вида:
Afity/f-l. 78*1(?(Г/А?)*- 2.03*103(T/A3J2-1.2*103(T/As)+1496, (3)
где А3 - температура равновесного у~ш превращения. Для учета влияния углерода на величину разности химических потенциалов в случае разбавленного твердого раствора, следует использовать выражение.
AfXy/a p*^=Afjr/aFt+RTlnf(I *Nrc)/(I- Na)], (4)
где Ny и Na - молярные доли углерода в у- и а-твердых растворах, соответственно. Кроме того, необходимо учесть также влияние легирующих элементов на температуру А$. Очевидно, что в первом приближении можно принять:
Aidm = Ai+^AA3I+^AA}u+...> (5)
где /^•концентрация / - растворенного элемента; АА3'- смещение точки А3 при введении 1 % (ат) I - легирующего элемента. Воспользовавшись уравнениями (2)....(5) можно рассчитать значения х$% при различных температурах по уравнению (1) при условии, что известны соответствующие значения /к. Однако, при решении прикладных задач, как следует из уравнения (1), возможными изменениями т можно пренебречь. В связи с этим, будем использовать значение т=2*10?см3, соответствующее зерну № 7 стандартной шкалы, наблюдаемому после изотермической выдержки при температуре минимальной устойчивости у-фазы стали с 0.4 %С. Температурные зависимости Ts% были рассчитаны для ряда сталей, содержащих 0.4 %С , а также Cr, Si, Ni, Mn, Со в количестве 1 % ат. исходя из опытных данных, приведенных в работах [3,5,7]. Результаты расчетов ts% в интервале температур минимальной устойчивости аустешгга Тм приведены в таблице 1. Из данных таблицы видна, что нелегированный аустенит имеет минимальное значение Ts%: 9 с. Максимальная значение
Т5% ~ 570 с, наблюдается в присутствии Сг. При переходе огг 81 к Со, Тз% снижается от 76 до 16 с. Температура минимальной устойчивости аустенита для нелегированного аустенита составляет: 980 К (707 °С) В присутствии Сг Тм повышается до 1000 °С; под влиянием 81, № и Мп она снижается до 960 °С. Отметим, что параметры диффузии вакансий, использованные
Таблица 1 - Влияние легирующих элементов на при температуре минималь-ной устойчивости аустенита. ___
- * • ; ■ С* < . V » . & ..... - ; Л» "'¡а' АШ Со
щ 9 570 76 68 37 16
: >4» Шш 980 1000 970 970 970 960
в настоящих расчетах, отражают фактически совместное влияние одного из указанных легирующих элементов и 1.2 % кремния. Именно по этой причине, полученное при расчетах значение т5чл = 16 с. для сплава с кобальтом, оказывается выше чем т5% = 9 с, для нелегированного аустенита. В то же время, > что согласуется с хорошо известными данными.
2. Исследование природы охрупчивання проката высокопрочных сталей и разработка новых технологий его термического упрочнения
Получение заданной структуры, однако, не всегда гарантирует достижение требуемого комплекса механических свойств в связи с действием охрупчивающих факторов. Исследования в указанных направлениях выполнялись на сталях 09Г2ФБ, 14ХГНМДАФБ, 14ХГН2МДАФБ, ЮХНЗМДФШ, 10Х2Н4МДФШ, выпускаемых ОАО «МК Азовсталь» в виде проката толщиной от 9 до 100 мм в улучшенном состоянии. В процессе производства, слитки ЭШП и подкаты проходят термообработку по соответствующим режимам, рключающим, как правило, фазовую перекристаллизацию и длительную изотермическую выдержку при субкритических температурах Аналогичной термообработке в качестве ПФО, подвергают и листы перед улучшением. Изучение природы охрупчивания проката проводилось, на стали типа 10Х2Н4МДФШ, как наиболее склонной к указанному виду хрупкости. В результате
2200 -г
Рис. 1 - Сериальные кривые стали типа Рис.2 - Влияние температур закалки и отпуска на
10Х2Н4МДФШ ударную вязкость проката стали типа
10Х2Н4МДФШ в охрупченном состоянии.
проведенных комплексных исследований установлено, что прокат в охрупченном состоянии характеризуется:- повышенной травимостью границ бывщих аустенитных зерен; -межзеренным характером вязкого разрушения; -повышенным порогом хладноломкости; -неоднородным распределением ударной вязкости и величины порога хладноломкости по толщине и длине листов, (см. рис Л.) Механические свойства проката при этом находятся на уровнях: аса «800-980 МПа; ств>1000 МПа; 6 ¿15 %; у « 45-50 %; КСУ«400-785 кДж/м2. Влияние
температуры закалки, TiyCT , и последующего отпуска, Тощ, на характер разрушения и уровень ударной вязкости проката в охрупченном состоянии изучалось путем термообработки в полупромышленных условиях по режимам, параметры которых изменялись в пределах: Т«у« = 900-1300 ° Тощ = 400-650 . Результаты исследований показали (см. рис.2), что аустенитизация при Т^ >1100 °С полностью устраняет влияние факторов, вызывающих наблюдаемое зернограничное .охрупчивание. В этих условиях отпуск при указанных температурах вызывает в основном снижение сопротивления разрушению. При этом, характер разрушения изменяется от транскристаллитного скола к квазисколу. В то же время, закалка от температур TsycT< 1100 "С, а также последующий отпуск, практически не оказывают влияния на вязкий межзеренный характер разрушения охрупченной стали и пониженный комплекс механических свойств. Результата проведенных комплексных исследований свидетельствуют о том, что наблюдаемое охрупчивание высокопрочных74 сталей обусловлено неоднородным распределением частиц утючняющих выделений меди, а также карбидов и (или) карбонитрвдов Nb, Mo, V, Ti, образующихся преимущественно на границах бывших аустенитных зерен.
На основе полученных экспериментальных данных, а также результатов проведенных ранее теоретических исследований [8,9], был разработан ряд новых режимов термической обработки . проката высокопрочных сталей, обеспечивающих получение дисперсных, однородных микроструктур и высокого комплекса механических свойств в изделиях больших сечений.
Выполненные исследования [8] показали, что существенное влияние на процесс зарождения новой фазы должны оказывать дислокационные субграницы. При этом, в случае превращений ,при нагреве, следует ожидать последовательного образования зародышей аустенита на границах зерен феррита и субграницах при увеличении температуры. Очевидно, что наиболее однородное распределение частиц новой фазы может быть достигнуто только на определеннбм этапе превращения перед началом преимущественного роста зародышей на границах зерен феррита. Этот вывод согласуется с общепринятыми представлениями теории фазовых превращений [10] и был подтвержден экспериментально, в результате дилатометрических и металлографических исследований. Впервые установлено, что началу фазового превращения а—> у в сталях этого класса соответствует не одно, строго определенное значение температуры, а интервал температур, начало которого лежит на —20-40 С ниже справочных значений критических точек А^. (см. рис.3.) Для стали типа 10Х2Н4МДФШ указанный интервал температур составляет: 660-700 °С. Показано, что изотермическая выдержка в этой температурной области при нагреве, вызывает существенные изменения морфологии частиц новой фазы. При пониженных температурах выдержки, 660-670 °С, участки у-фазы имеют форму равноосных частиц, «островков», и располагаются
исключительно на границах зерен исходной а-фазы. В средней части указанного интервала, 680-690 °С, «островки» образуются не только на границах зерен, но и в объеме зерна. При дальнейшем повышении температуры изотермической выдержки, выше 700 °С, наблюдаются
Тмопратур«. гр«С
Рис.3 - Дилатометрическая кривая нагрева Рис. 4 - Влияние температуры выдержки в субкрити-сталитипа 10Х2Н4МДфШ. ческой области на ударную вязкость стали
типа 10Х2Н4МДФШ.
1(В
пластинчатые аустенитные участки как на границах так и в объеме зерна. В соответствии с описанными особенностями формирования микроструктуры находятся механические свойства сталей. Как и следовало ожидать, наиболее благоприятный комплекс механических свойств в закаленном состоянии достигается в результате выдержки при температурах, соответствующих образованию «островков» аудгенита С наиболее однородным распределением в структуре. Как видно из рис, 4, для стали типа 10Х2Н4МДФШ область оптимальных температур составляет: 680-690 °С, при температуре точки А^ » 700 °С. При этом формируются свойства на уровне: ао 2 =720-740 МПа; аЕ = 980-1000 МПа; 6 =12-17 %; л|/ =37-66 %; КСУ^ЗОО-ШО кДж/м2, КС\^40=1050-1500 кДж/м2. Приведенные данные свидетельствуют, однако, о пониженной
прочности сталей после указанной изотермической обработки, в связи с присутствием в структуре 18-20 % остаточного аустенита. По этой причине, а также в связи с требованиями стандартов к состоянию поставки изделий из исследованных сталей, изучалось также влияние параметров технологии окончательного улучшения на структуру и механические свойства проката. Установлено, что благоприятный эффект предварительной изотермической выдержки при субкритических температурах может быть реализован только при оптимальных температурах аустенитизации вблизи точки Асз и сокращенной выдержке по сравнению со стандартными режимами обработки. Отклонения параметров технологии от оптимальных значений приводят к резкому ухудшению свойств. При этом влияние заключительного отпуска является менее заметным чем закалки. Параметры разработанных режимов термообработки проката ряда высокопрочных сталей, приведены в таблице 2. В таблице 3 представлены свойства исследованных сталей йбсле термообработки по предложенным режимам. Как видно, они существенно превосходят требования действующей нормативноАгехнической документации. Проведенные металло-, рентгено- и фрактографические исследования показали, что в улучшенном состоянии стали обладают структурой сорбита отпуска с однородным распределение частиц упрочняющих выделений по объему зерен, при отсутствии остаточного аустенита и признаков межзеренного разрушения.
Таблица 2 - Параметры разработанных режимов термообработки проката высокопрочных сталей
Мйрза ЖШбЙ-;'"1^ Тойщида ■rtpojtat^ Иэотермитоша* обработка
Температура Выдержка, : .ХмшЙш Г '. ВыдераЬя, MHWMM Тейгй^гура. Выдержка, ШтЁШ/Ш^
ЮХ2Н4 МДФШ 49 . 680±5 25 810±5 "' 3 595±5 ' 5 ■
14ХГН2 МАФБ 10 680±5 25 840±5 .. з. ■ 630±5 5
14ХГН ЩАФ БРТ 9 730+5 , 25 870±5 3 '. 630+5 5
Таблица 3 - Механические свойства проката после термообработки по предложенным режимам.
Мврка степи Тшдш, ' проиюа. щттт МПа -F* "i Ша 8, щт ; %
4ОЧС7'. -40t
10Х2Н4 МДФШ 49 990-1050 1030-1300 15- . 18 60-65 - - 1230-1830 1100-1500
14ХГН2 МАФБ - 10 770-820 880-920 16-18 66-68 - - 800-1290
шшшш * - ■ i........ • ''-.Л': V V ..... £400
14ХГН МДАФ БРТ 9 840-860 930-940 15-16 sisa 770-1050 710-920 480-600 -
Ép.........i Ш7.? Л* < - r.
Исходя из, полученных данных, формирование указанной микроструктуры следует связывать с благоприятным влиянием на процессы выделения при отпуске «островков» аустенита, сохраняющихся в структуре, возможно, в виде химических микронеоднородностей, в результате особых условий аустенитизации. Разработанные режимы термообработки защищены авторским свидетельством на изобретение и прошли успешное промышленное опробование в условиях ОАО «МК Азовсталь».
Выводы
1. Разработана методика количественного анализа кинетики начальной стадии распада переохлажденного аустенита в легированных сталях.
2. Впервые установлены факторы, однозначно определяющие характер и степень влияния легирующих элементов на величину инкубационного периода распада переохлажденного аустенита.
3. Рассчитаны значения времени, в течение которого образуется ~5 % продуктов распада аустенита для ряда легированных сталей, содержащих 0.4 %С. Результаты выполненных расчетов хорошо согласуются с известными экспериментальными данными.
4. Показано, что одной из основных причин наблюдаемого охрупчивания сложнолегированных высокопрочных сталей является преимущественное выделение частиц упрочняющих фаз на границах бывших аустенитных зерен, растворение которых достигается только при температурах выше ~1100 °С.
5. Установлено, что образование аустенита при нагреве исследованных сталей начинается при температурах на 20-40 °С ниже точки Aei.
6. Показано, что изотермическая выдержка при оптимальных температурах в субкритической области с последующим охлаждением в воде, обеспечивает формирование в структуре однородно распределенных «островков» остаточного аустенита.
7. Разработана новая технология термического упрочнения проката высокопрочных сталей, обеспечивающая получение высокого комплекса механических свойств, которая включает в себя:
-предварительную изотермическую выдержку при температурах: Aei-(20...40).°С в течение времени из расчета 25 мин/мм;
- закалку от температур А^+(10-30) °С, после выдержки из расчета 1.5-3 мин/мм;
- отпуск при температурах 550-650 °С в течение времени из расчета 5 мин/мм, в зависимости от требуемого сочетания механических свойств.
Перечень ссылок
1. Мартин Дж. Микромеханизмы дисперсионного твердения сплавов. -М.: Металлургия,
1983,- 164 с.
2. РиттерАМ., Брайент KJI. Влияние частиц вторых фаз на разрушение в конструкционных сплавах.// Охрупчивание конструкционных сталей и сплавов.-М.: Металлургия, 1988.-С.59-65.
3. Бокштейн Б.С., Копецкий Ч.В., Швиндлерман Л.С. Термодинамика и кинетика границ зерен в металлах.-М.: Металлургия, 1986. -224 с.
4. ГерцрикенМ.А., ДехтярКЯ. Диффузия в металлах и сплавах.-М.. Металлургиздат, 1960.-564 с.
5. Криштал М.А. Диффузионные процессы в железных сплавах. -М.: Металлургиздат, 1963.-227 с.
6. Кубашевский О. Диаграммы состояния двойных систем на основе железа.- М.: Металлургия, 1985.-183 с.
7. Кауфман Л., БернстейнХ. Расчет диаграмм состояния с помощью ЭВМ.-М: Мир, 1972.-326с.
8. Ткаченко И.Ф., Тихонюк СЛ., Тихонюк Л.С. Влияние субграниц на состояние переохлажденного аустенита// Известия РАН. Металлы,- 1996,- №2. -С. 34-37.
9. Ткаченко И.Ф., Ткаченко К.И. Особенности образования у-фазы на начальной стадии аустенитизации//Изв. вузов. Черн. Металлургия.-1999.-№6. -С.46-48.
10. Дьяченко С.С. Образование аустенита в железо-углеродистых сплавах,- М.: Металлургия, 1982.-122с.
Ткаченко Игорь Федорович. Канд. техн. наук, доцент кафедры материаловедения, окончил Мариупольский металлургический институт в 1978г. Основные направления научных исследований - развитие теории фазовых превращений в сплавах на основе железа, исследование влияния микроструктуры на механические свойства кристаллов, совершенствование технологии термообработки листового проката.
