CC BY
64
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ И ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ
УДК 621.7.044: 669.14: 620.18
Чукин М.В., Полецков П.П., Копцева Н.В., Барышников М.П., Ефимова Ю.Ю., Никитенко О.А., Ишимов А.С., Гущина М.С., Бережная Г.А.
СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ НЕПРЕРЫВНОМ ОХЛАЖДЕНИИ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СРЕДНЕУГЛЕРОДИСТЫХ КОМПЛЕКСНО-ЛЕГИРОВАННЫХ НИЗКООТПУЩЕННЫХ СТАЛЕЙ*
Аннотация. С использованием исследовательского комплекса Gleeble 3500 установлено влияние различных скоростей охлаждения на структурно-фазовые превращения, положение критических точек, количественные параметры структуры и твердость при непрерывном превращении переохлажденного аустенита в высокопрочных сталях. Построены термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита в исследуемых сталях. Сделаны рекомендации по выбору легирующего комплекса и скорости охлаждения заготовок, обеспечивающих сочетание высокой прочности и достаточной ударной вязкости после закалки и низкого отпуска.
Ключевые слова: высокопрочные стали, исследовательский комплекс Gleeble 3500, дилатометрия, термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита, структура, твердость, ударная вязкость.
Введение
Высокопрочными принято называть стали, которые можно термически обрабатывать на прочность выше 1500 Н/мм2 В Европе такие стали производятся с начала 1960-х годов, постепенно завоевывая все большую популярность в мире. В России они начали применяться с начала 1990-х годов и со временем становятся все более востребованными. Эти стали, благодаря оптимальному химическому составу и отпуску, проведенному по особому режиму, помимо высокой прочности характеризуются высокой ударной вязкостью при пониженной температуре и хорошей свариваемостью [1, 2].
Применение высокопрочных конструкционных сталей позволяет достичь оптимизации затрат. В частности, использование более тонких, но более прочных стальных листов позволяет снизить общей вес конструкций, повысить грузоподъемность подьемно-транспортного оборудования при сохранении неизменным веса всей машины, снизить вес автомобилей сократить расход топлива и т.д. [3 - 6].
В рамках выполнения комплексного проекта по созданию высокотехнологичного производства, выполняемого по инициативе ОАО «Магнитогорский металлургический комбинат» (ОАО «ММК») с участием ФГБОУ ВО «Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова» (ФГБОУ ВО «МГТУ), разрабатывается инновационная [5-8]
* Работа выполнена при финансовой поддержке Минобрнауки России в рамках реализации комплексного проекта по созданию высокотехнологичного производства, выполняемого с участием российского высшего учебного заведения (договор 02.G25.31.0105).
© Чукин М.В., Полецков П.П., Копцева Н.В., Барышников М.П., Ефимова Ю.Ю., Никитенко О.А., Ишимов А.С., Гущина М.С., Бережная Г.А., 2016
технология производства импортозамещающего листового проката с уникальным комплексом механических свойств: прочность 700-2000 Н/мм2, твердость свыше 280 HB, удлинение не менее 8%.
В связи с этим актуальным является исследование влияние скорости охлаждения при термической обработке на структурные и фазовые превращения и свойства сталей с различной химической композицией с последующим построением термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита, что позволило бы корректировать режимы их термической обработки, обеспечивающих требуемый уровень свойств.
Большие возможности для изучения превращений переохлажденного аустенита при непрерывном охлаждении открывает использование исследовательских комплексов Gleeble 3800, 3500 [8, 9]. Этот комплекс, по сути, представляет собой высокоскоростной пластометр с возможностью программирования практически неограниченного числа стадий обработки металлов с постоянной или переменной по ходу обработки температурой или скоростью деформации. Нагрев образца осуществляется прямым пропусканием тока, что позволяет нагревать образцы со скоростью до 10000°С/с и/или поддерживать постоянную температуру. Простое в использовании программное обеспечение на базе операционной системы Windows и блок мощных процессоров обеспечивают очень удобный интерфейс для создания программ термомеханических испытаний и физического моделирования, а также сбора и анализа полученных данных.
В соответствии с вышесказанным в работе с использованием комплекса Gleeble 3500 исследовано влияние режимов охлаждения на структурно-фазовые превращения и свойства сталей.
Материал и методика исследования
Химический состав исследуемых сталей представлен в табл. 1.
Эксперименты по выплавке и прокатке были осуществлены в лабораторном комплексе ООО «Термоде-форм-МГТУ». Обжатие слитков выполняли с применением гидравлического пресса П 6334. Прокатку заготовок проводили на одноклетевом реверсивном стане горячей прокатки 500 «ДУО» до толщины 8 мм. Полученные раскаты охлаждали на воздухе. Термическая обработка заключалась в нагреве до аустенитного состояния с последующим низким отпуском.
Комплекс дилатометрических, металлографических исследований и испытаний механических свойств был выполнен в ЦКП НИИ Наносталей при ФГБОУ ВО «МГТУ».
На комплекс Gleeble 3500 образцы диаметром 6 мм и длиной 80 мм для перевода стали в аустенитное состояние нагревали в вакууме со скоростью 1°С/с до 1000°С с последующей выдержкой в течение 15 мин. Для исследования распада переохлажденного аустени-та охлаждение образцов осуществляли со скоростями в диапазоне от 1 до 10°С/с. Критические точки стали определяли на основе дилатометрических испытаний, которые проводились на модуле Pocket Jaw комплекса. Данный модуль характеризуется возможностью регулирования скорости, времени и температуры нагрева образцов, а также управления скоростью охлаждения, что необходимо для эксперимента. По результатам дилатометрических испытаний были построены дилатометрические кривые - зависимости изменения диаметра образца от температуры, по перегибам на которых и определялись критические точки.
Для микроанализа из образца по стандартной методике были приготовлены микрошлифы. Приготовление шлифа проводилось с использованием запрессовки образцов в смолу «Transoptic» на автоматическом прессе Simplimet 1000 на линии пробоподготов-ки фирмы ВиесЫет.
Для выявления микроструктуры поверхность шлифа подвергалась травлению в четырехпроценом растворе азотной кислоты в этиловом спирте методом погружения полированной поверхности в ванну с реактивом. Для выявления качественных и количественных характеристик формирующейся структуры использовался оптический микроскоп Meiji Techno с применением системы компьютерного анализа изображений Thixomet PRO [10]. Микроструктура при
увеличениях более 1000 крат исследовалась с помощью сканирующего электронного микроскопа JSM 6490 LV во вторичных электронах.
Микротвердость определяли на твердомере ВисЫег Mikгomet методом вдавливания алмазной пирамидки с углом между противоположными гранями 136° в соответствии с ГОСТ 9450-60 при нагрузке 1 кг и длительности нагружения 10 с.
Полученные опытные образцы высокопрочного листового проката после термической обработки (закалка + низкий отпуск) испытывали на растяжение в соответствии с ГОСТ 1497, на ударный изгиб образ-
цов с V-образным надрезом - в соответствии с ГОСТ 9454; измерение твердости по Бринеллю HBW проводились по ГОСТ 9012.
Результаты исследований и их обсуждение
Микроструктура образцов стали №2 после охлаждения с различными скоростями приведена на рис. 1.
Анализ полученных результатов свидетельствует, что, при малых скоростях охлаждения (1°С/с) в структуре наблюдается бейнит (Б), небольшое количество мартенсита (М) и по границам зерен небольшие участки феррита (Ф) (рис. 1, а, б). При скорости охлаждения 3°С/с количество бейнита (Б) сильно уменьшается, участки феррита не наблюдаются и микроструктура почти полностью состоит из мартенсита (М) (рис. 1, в, г) При более высоких скоростях охлаждения (5-10°С/с) в структуре преобладающей становится полностью мартенситная составляющая (рис. 1, д-з).
Микротвердость образца, охлажденного со скоростью 1°С/с, составила 3941 МПа. Относительно невысокое значение твердости объясняется присутствием феррита (Ф) и большого количества бейнита (Б). Начиная со скорости охлаждения 3°С/с, твердость повышается до 5379 МПа и при 10°С/с становится равной 5544 МПа.
На основе анализа результатов комплексного дилатометрического, металлографического анализов и измерения твердости были установлены закономерности структурно-фазовых превращений, происходящих в стали №2 при непрерывном охлаждении.
При охлаждении со скоростью от 1°С/с распад переохлажденного аустенита начинается с выделения при температурах 600-550оС небольшого количества избыточного феррита (см. рис. 1, а, б). При увеличении скорости охлаждения температура начала выделения феррита понижается, а его количество в структуре уменьшается.
Таблица 1
Химический состав исследуемых сталей
Массовая доля элементов, %
не более или в диапазоне в диапазоне или более прочие
C Si Mn S P Cu Mo Cr Ni
0,7-1,0 0,8-1,2
0,32 0,1-0,3 1,25 0,009 0,011 0,1-0,2 0,3-0,4 0,4-0,6 0,8-1,2 V, Ti, Nb, B
0,7-1,0 3,0
г д
Рис. 1. Макроструктура стали №2 после охлаждения со скоростями, 1 (а, б), 3 (в, г), 5 и 10 (д, е)
При скоростях охлаждения от 2 и до 5°С/с распад переохлажденного аустенита происходит по промежуточному механизму с образованием бейнита. Но промежуточное (бейнитное) превращение, начинающееся при температуре примерно 400°С, не идет до конца и поэтому в структуре наряду с бейнитом присутствует мартенсит. При скорости более 5°С/с бейнитное превращение подавляется сдвиговым бездиффузионным путем и образуется только мартенситная составляющая (см. рис. 1, д-з). Таким образом, верхняя критическая скорость закалки составляет 5°С/с.
На основании результатов комплексного исследования были построены термокинетические (ССТ) диаграммы распада переохлажденного аустенита сталей № 1, 2 (рис. 2, 3).
°С/с:
1000
800
о 700 -
600
ш 500
300
100
Рис. 2. Термокинетическая диаграмма распада переохлажденного аустенита стали №1
1 10 100 1000 Время (с)
Рис. 3. Термокинетическая диаграмма распада переохлажденного аустенита стали №2
Сравнительный анализ с термокинетической диаграммой, построенной для стали базовой марки стали, показал, что дополнительное легирование марганцем (1,25%) приводит к повышению устойчивости переохлажденного аустенита, к снижению критической скорости закалки и повышению твердости при всех скоростях охлаждения.
Микроструктура образцов стали №3 после охлаждения с различными скоростями приведена на рис. 4.
Анализ полученных результатов показал, что в этой стали уже при малых скоростях охлаждения (1°С/с) в структуре наблюдается большое количество мартенсита (М) и немного бейнита (Б), выделение феррита (Ф) подавлено полностью (рис. 4, а, б). При скорости охлаждения 3°С/с бейнита (Б) не обнаруживается и микроструктура полностью состоит из мартенсита (М) (рис. 4, в-з). Аналогичная структура выявлена при 5 и 10°С/с (рис. 4, д-е).
е
ШМшШтт
где Рис. 4. Микроструктура стали №3 после охлаждения со скоростями, °С/с: 1 (а, б), 3 (в, г), 5 и 10 (д-е)
Таким образом, анализ структурно-фазовых превращений показал, что при малых скоростях охлаждения (1°С/с) превращение переохлажденного аустенита (в интервале 500-400оС) идет в основном по промежуточному механизму с образованием верхнего бейнита игольчатой морфологии. При больших скоростях охлаждения превращение идет сдвиговым бездиффузионным механизмом, структура состоит только из мартенсита.
На основе анализа результатов дилатометрического и металлографического анализов, испытания твердости и установленных закономерности структурно-фазовых превращений, происходящих при непрерывном охлаждении, была построена термокинетическая диаграмма (ССТ) распада переохлажденного аустенита для стали №3, представленная на рис. 5.
При скорости охлаждения 1°С/с микротвердость составила 4748 МПа, а при скорости 10°С/с -5496 МПа. Повышенное значение твердости объясняется присутствием уже при малых скоростях охлаждения большого количества мартенсита (М).
Результаты количественного анализа и измерения твердости исследуемых марок сталей представлены в табл. 2.
Таблица 2
Количественные характеристики микроструктуры и твердость исследуемых сталей при различной скорости охлаждения
со о.
0) [=
£
Время (с)
Рис. 5. Термокинетическая диаграмма распада переохлажденного аустенита стали №3
Скорость Относительная объемная доля Твердость, HV
охлаждения, структурных составляющих, %
оС/с Феррит Бейнит Мартенсит*
1 5 92 3 324
3 0 10 90 476
5 0 5 95 497
10 0 0 100 491
20 0 0 100 503
1 5 88 7 394
3 0 3 97 537
5 0 0 100 545
10 0 0 100 554
1 0 5 95 474
3 0 2 98 536
5 0 0 100 545
10 0 0 100 549
* - включая количество остаточного аустенита
Сравнительный анализ с термокинетической диаграммой стали базовой марки стали №1 и стали
№3 показал, что дополнительное легирование никелем (3,2% Мп) также приводит к повышению устойчивости переохлажденного аустенита и значительному снижению критической скорости закалки и повышению твердости на всех скоростях охлаждения. При этом твердость в стали №3 уже при малых скоростях охлаждения будет выше, чем в сталях №1 и 2. То есть никель в большей степени способствует снижению критической скорости закалки.
Полученные результаты позволили установить скорость охлаждения, при которой достигается максимальная твердость.
Результаты механических испытаний исследованных сталей после закалки и низкого отпуска представлены в табл. 3.
Таблица 3
Результаты механических испытаний проката после закалки и низкого отпуска
Твердость HBW Ударная вязкость KCV-40, Дж/см2
495 38
540 35
530 40
Заключение
Таким образом, результаты исследования структурно-фазовых превращений переохлажденного аустенита при непрерывном охлаждении высокопрочных сталей и анализ построенных термокинетических диаграмм для этих сталей позволяют сделать следующее заключение:
1. Дополнительное легирование стали базового состава марганцем (1,25%) позволяет получить высокие значения твердости (более 540 НУ) при скорости охлаждения 5°С/с и более при отсутствии в структуре бейнита и феррита. Однако дополнительное легирование марганцем приводит по сравнению с базовой маркой стали к некоторому понижению ударной вязкости КСУ-40 с 38 до 35 Дж/см2
2. Дополнительное легирование стали базового состава никелем (более 3%) позволяет достигать высокие значения твердости (более 540 НУ ) при более низких скоростях охлаждения (3°С/с), что объясняется формированием уже при этих скоростях структуры мартенсита.
Таким образом, дополнительное легирование никелем (более 3%) привело к более значительному по-
вышению устойчивости переохлажденного аустенита и снижению критической скорости закалки, чем марганец. Кроме того, никель по сравнению с базовой маркой стали несколько повысил ударную вязкость KCV-40 с 38 до 40 Дж/см2.
Список литературы
1. Потак Я.М. Высокопрочные стали. М.: Металлургия, 1972. 208 с.
2. Новые высокопрочные стали / Л.Н. Беляков, А.Ф. Петраков, Н.Г. Покровская, А.Б. Шалькевич // Металловедение и термическая обработка металлов. 1997. № 8. С. 24-28.
3. Гехт А.Х. О применении высокопрочных сталей для крано-строения // Технология машиностроения и организация производства. 2014. №2. С. 23-26.
4. Горынин И.В., Рыбин В.В., Мылышевский В.А. Основные аспекты создания и применения высокопрочной конструкционной стали // Вопросы материаловедения. 1999. Вып. 3(20). С. 7-21.
5. Анализ технических требований, предъявляемых к наноструктурированному высокопрочному листовому прокату / М.В. Чукин, В.М. Салганик, П.П. Полецков, Г.А. Бережная, М.С. Гущина, А.С. Кузнецова, Д.Ю. Алексеев // Обработка сплошных и слоистых материалов. 2014. №2. С.19- 28.
6. Основные виды и области применения стратегического высокопрочного листового проката / М.В. Чукин, В.М. Салганик, П.П. Полецков, С.В. Денисов, А.С. Кузнецова, Г.А. Бережная, М.С. Гущина // Вестник Магнитогорского государственного технического университета им. Г.И. Носова. 2014. №4. С. 41 - 44.
7. Исследование влияние температуры нагрева при закалке на механические свойства низколегированной высокопрочной стали / В.М. Салганик, П.П. Полецков, Г.А. Бережная, М.С. Гущина, Д.Ю. Алексеев // Производство проката. 2015. С. 32-37.
8. Физическое моделирование процессов производства горячекатаного листа с уникальным комплексом свойств / В.М. Салганик, С.В. Денисов, П.П. Полецков, П.А. Стеканов, Г.А. Бережная, Д.Ю. Алексеев // Вестник Магнитогорского государственного технического университета им. Г.И. Носова. 2014. № 3. С. 37 -39.
9. Исследование влияния скорости охлаждения на формирование структуры катанки из стали 80Р, предназначенной для производства высокопрочной арматуры / Н.В. Копцева, Д.М. Чукин, Ю.Ю. Ефимова, О.А. Никитенко, А.С. Ишимов // Черные металлы. 2014. № 2. С. 23-31.
10. Koptseva N.V., Chukin M.V., Nikitenko O.A. Use of the Thixomet pro software for quantitative analysis of the ultrafine-grain structure of low-and medium-carbon steels subjected to equal channel angular pressing // Metal Science and Heat Treatment. 2012. Т. 54. № 7-8. С. 387-392.
Сведения об авторах
Чукин Михаил Витальевич - д-р техн. наук, проф., зав. кафедрой технологий обработки материалов, первый проректор-проректор по научной и инновационной работе, Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова, Магнитогорск, Россия. E-mail: m.chukin@mail.ru.
Полецков Павел Петрович - д-р техн. наук, проф. кафедры технологий обработки материалов, Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова, Магнитогорск, Россия. Тел.: 8(3519)29-85-25. E-mail: pavel_poletskov@mail.ru.
Барышников Михаил Павлович - канд. техн. наук, проф. кафедры технологий обработки материалов, Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова, Магнитогорск, Россия. Тел.: 8(3519)29-85-12. E-mail: ar-cosmag@mail.ru.
Копцева Наталья Васильевна - д-р техн. наук, проф. кафедры литейного производства и материаловеденеия, Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова, Магнитогорск, Россия. Тел.: 8(3519)29-84-68. Email: koptsev2002@mail.ru.
Ефимова Юлия Юрьевна - канд. техн. наук, доц. кафедры технологий обработки материалов, Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова, Магнитогорск, Россия. Тел.: 8(3519)29-85-12. E-mail: jefimova78@mail.ru.
Никитенко Ольга Александровна - канд. техн. наук, доц. кафедры технологий обработки материалов, Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова, Магнитогорск, Россия. Тел.: 8(3519)29-85-12. E-mail: ol-ganikitenko@list.ru.
Ишимов Алексей Сергеевич - аспирант кафедры технологий обработки материалов, Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова, . Магнитогорск, Россия. Тел.: 8(3519)29-85-12. Email: ttsoprano.a@gmail.com.
Гущина Марина Сергеевна - студентка кафедры технологий обработки материалов, Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова, Магнитогорск, Россия. Тел.: 8(3519)29-85-25. E-mail: marina.mgn.89@mail.ru.
Бережная Галина Андреевна - канд. техн. наук, доц. кафедры технологии, сертификации и сервиса автомобилей, Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова, Магнитогорск, Россия. Тел.: 8(3519)29-84-31. E-mail: galina_1609@mail.ru.
INFORMATION ABOUT THE PAPER IN ENGLISH
STRUCTURAL AND PHASE TRANSFORMATIONS OF MEDIUM-CARBON COMPLEX-ALLOYED LOW TEMPERED STEEL AT UNINTERRUPTED COOLING
Chukin Mihail Vitalevich - D.Sc. (Eng.), Professor, First Vice-Rector-Vice Rector for Science and Innovation, Nosov Magnitogorsk State Technical University, Magnitogorsk, Russia. E-mail: m.chukin@mail.ru.
Poletskov Pavel Petrovich - D.Sc. (Eng.), Professor, Nosov Magnitogorsk State Technical University, Magnitogorsk, Russia. Phone: 8(3519)29-85-25. E-mail: pavel_poletskov@mail.ru.
Baryshnikov Mikhail Pavlovich - Ph.D. (Eng.), Professor, Nosov Magnitogorsk State Technical University, Magnitogorsk, Russia. Phone: 8(3519)29-85-12. E-mail: arcosmag@mail.ru.
Koptseva Natalya Vasilyevna - Ph.D. (Eng.), Professor, Nosov Magnitogorsk State Technical University, Magnitogorsk, Russia. Phone: 8(3519)29-84-68. E-mail: koptsev2002@mail.ru.
Efimova Yuliya Yuryevna - Ph.D. (Eng.), Associate Professor Nosov Magnitogorsk State Technical University, Magnitogorsk, Russia. Phone: 8(3519)29-85-12. E-mail: jefimova78@mail.ru.
Nikitenko Olga Aleksandrovna - Ph.D. (Eng.), Associate Professor Nosov Magnitogorsk State Technical University, Magnitogorsk, Russia. Phone: 8(3519)29-85-12. E-mail: olganikitenko@list.ru.
Ishimov Aleksey Sergeevich - Postgraduate Student, Nosov Magnitogorsk State Technical University, Magnitogorsk, Russia. E-mail: ttsoprano.a@gmail.com.
Gushchina Marina Sergeevna - Student, Nosov Magnitogorsk State Technical University, Magnitogorsk, Russia. E-mail: marina.mgn.89@mail.ru.
Berezhnaya Galina Andreevna - Ph.D. (Eng.), Associate Professor, Nosov Magnitogorsk State Technical University, Magnitogorsk, Russia. Phone: 8(3519)29-84-31. E-mail: galina_1609@mail.ru.
Abstract. The impact of different cooling rates on the structural and phase transformations, the location of the critical points, the quantitative parameters of structure and hardness of high-strength steels at uninterrupted cooling was established with a use of research complex Gleeble 3500. The continuous cooling transformation diagram was made. The guidelines for choosing the alloying complex and cooling rate for steel to achieve the combination of high strength and sufficient impact strength after hardening and low-temperature tempering.
Keywords: high-strength steel, research complex Gleeble 3500, dilatometry, continuous cooling transformation diagram, structure, hardness, impact strength.
♦ ♦ ♦
