В. А. Марченко, Н. И. Карчевская и авторы исследовали малоуглеродистую сталь, микролегированную ванадием и бором, а также ванадием и ниобием, после закалки и отпуска. Изучили особенности превращений, тонкой структуры, прочность, пластичность, сопротивление хрупкому и вязкому разрушению. Установлена также взаимосвязь морфологии структуры закалки и отпуска с различными характеристиками разрушения.
Как отмечалось выше, особенностями низколегированных малоуглеродистых сталей при закалке являются высокая температура начала мартенситного превращения, низкая устойчивость аустенита, наличие во многих случаях развитой области промежуточных превращений, прилегающей вплотную к мартенситной. Образующийся в таких сталях мартенсит, как правило, претерпевает самоотпуск. По указанным причинам в сталях рассматриваемого типа сложно разделить структуру мартенсита и нижнего бейнита. С другой стороны, именно эти типы структур представляют наибольший интерес при исследовании механизмов термоупрочнения стали.
Методом дилатометрического анализа изучали характер превращений при непрерывном охлаждении от температур 900 и 960° С конструкционных и низколегированных сталей и определяли влияние повышения температуры на характер превращений и соответственно на свойства стали. При закалке от 900° С формируется бейнито-мартенситная структура, которой в довольно широком температурно-временном интервале сопутствует ферритная область.
Повышение температуры закалки несколько повышает температуру начала мартенситного превращения, смещает всю бейнито-мартенситную область к более высоким температурам, расширяет температурно-временной интервал формирования бейнито-мартенситной структуры, сдвигает область ферритного превращения к более низким скоростям охлаждения. Сравнение размеров зерен, проведенное в дополнение к термокинетическому анализу, показало существенное различие их при разных температурах закалки: после закалки от 900° С зерно имело размер, соответствующий 8 баллу, после закалки с 960° С — 6 баллу. Известно, что в районе температур 900-1000° С происходит активное растворение карбидов ванадия. При 1000°С они находятся практически полностью в твердом растворе. Эта особенность в известной мере определяет наблюдаемое поведение стали.
Для исследования взаимосвязи структурных параметров и характеристик разрушения на термокинетическую диаграмму превращения при нагреве до 900° С нанесены кривые охлаждения центра сечения заготовок размерами 111 х 11 х 60 мм, охлажденных от той же температуры со скоростями 120° С/с (в воде) и 60° С/с (в масле) в интервале температур 800-600° С. Скорость охлаждения 120° С/с обеспечила получение полностью мартенситной структуры; при охлаждении со скоростью 60° С/с получили смешанную мартенситно-бейнитную структуру при соотношении 50 % мартенсита, 50 % нижнего бейнита с вкраплениями отдельных зерен феррита.
Изучали также образцы, подвергнутые закалке от 960° С, охлажденные со скоростью 120° С/с и имевшие структуру крупноигольчатого мартенсита.
Исследование микроструктуры мартенсита и бейнита проводили методом трансмиссионной электронной микроскопии на микроскопе "Tesla BS-613". Образцы изготавливали методом химической полировки в реактиве 90 % Н2O2 + 10 %HF.
Установлено, что в процессе самоотпуска мартенсита, образовавшегося при охлаждении с температуры закалки со скоростью 60° С/с, происходит выделение карбидных частиц пластинчатой формы нескольких ориентировок. Длина частиц достигает ~0,1 мкм. В структуре нижнего бейнита цементитные пластинки имеют линзообразную форму и вытянуты вдоль направления, образующего угол 60° с длинной осью ферритного кристалла. В каждом кристалле нижнего бейнита цементитные частицы имеют только одну ориентировку, при этом длина их составляет ~0,2 мкм. В мартенсите, образовавшемся при скорости охлаждения 120° С/с, они имеют размер 0,04 мкм. При скоростях охлаждения 60 и 120° С/с размеры пакетов мартенсита примерно одинаковы: длина — 2... 15 мкм, ширина до 7 мкм. Ширина образующихся мартенситных кристаллов при увеличении скорости охлаждения с 60 до 120°С/с возрастала с 0,1—0,3 мкм до 0,2—0,9 мкм.
Повышение температуры закалки до 960° С приводит к образованию пакетов мартенсита больших размеров: длина 13-20 мкм при ширине 1-15 мкм, при этом ширина мартенситных пластин составляет 0,16-0,30 мкм.
Образцы после закалки с различной скоростью охлаждения подвергали отпуску при температуре 660° С без выдержки и с выдержкой 60 мин. В процессе отпуска по двум режимам в структуре образуются мелкие карбидные частицы, причем они мельче в структуре, образовавшейся из мартенсита, полученного при большей скорости охлаждения. При обоих режимах отпуска карбидные частицы в мартенсите отпуска ориентированны вдоль бывших вытянутых мартенситных кристаллов. Карбиды в отпущенном бейните имеют равноосную форму и равномерно распределены по зерну.
После отпуска без выдержки карбиды представлены цементитной фазой Fe3C, а с выдержкой 60 мин, как показывает микродифракционный анализ, одновременно с цементитной фазой происходит выделение дисперсных карбидов ванадия.
В тонкой структуре матриц, полученных при разных скоростях охлаждения, процессы отпуска протекают по-разному. Отпуск при 660° С с выдержкой 1 ч инициирует в стали, закаленной со скоростью охлаждения 120° С/с, процессы полигонизации. При таком же отпуске в стали, охлажденной при закалке с меньшей скоростью, протекают процессы рекристаллизации — видны отдельные, четко ограненные зерна феррита, чередующиеся с участками дислокационной структуры. Можно полагать, что рекристаллизация, в первую очередь, охватывает участки с бейнитной структурой.
Следует отметить значительное, в 195 Н/мм2 различие прочности стали, закаленной с разными скоростями. Соответствующее различие имеется и по пределу текучести. Относительное удлинение несколько выше для стали, охлажденной с меньшей скоростью (на 1,2%). После отпуска при 660° С без выдержки прочность и пластичность стали при обеих вариантах закалки практически одинаковы. Увеличение времени выдержки при отпуске несколько снижает прочность, соотношение сохраняется прежним. Относительное удлинение при отпуске с выдержкой 1 ч выше на 5 % для стали, закаленной со скоростью охлаждения 60° С/с.
Из приведенных данных видно, что наиболее интенсивное разупрочнение происходит в первые моменты отпуска. При увеличении времени выдержки темп разупрочнения снижается.
Оценку сопротивления вязкому разрушению опытной стали проводили, определяя ударную вязкость KCV при температурах вязкого разрушения (+60° С; +100° С). Осциллографирование процесса разрушения позволило получить диаграммы разрушения и разделить ударную вязкость на составляющие — работу зарождения и работу развития трещины.
Ударная вязкость стали, закаленной в масле, выше, чем стали, закаленной в воде. После отпуска ударная вязкость заметно возрастает и становится одинаковой при обеих скоростях охлаждения. Что касается поведения составляющих ударной вязкости после закалки и отпуска, то можно отметить две особенности. Во-первых, в состоянии закалки при обеих скоростях охлаждения работа зарождения трещины выше работы развития, в то время как после отпуска работа развития резко возрастает и становится выше работы зарождения. Во-вторых, работа зарождения трещины меняется незначительно при отпуске стали в сравнении с исходным закаленным состоянием. Работа развития трещины отпущенной стали возрастает особенно интенсивно в первые моменты отпуска. В данном случае структурно-чувствительным параметром оказывается работа развития трещины. Во всех случаях работа развития трещины выше для стали с бейнито-мартенситной структурой. Работа зарождения несколько выше в закаленной и ниже в отпущенной стали с бейнито-мартенситной структурой.
Охрупчивание низколегированной стали характеризуется постепенным увеличением площади участков кристалличности, сосредоточенных в центре излома. Ударная вязкость при этом снижается пропорционально увеличению площади, занятой кристаллическим изломом. По интенсивности снижения ударной вязкости или по абсолютным значениям количества кристаллической составляющей в изломе можно судить о сопротивлении стали хрупкому разрушению. Можно при этом отметить, что наличие кристаллической составляющей снижает работу развития трещины, не влияя на работу ее зарождения.
Сопротивление хрупкому разрушению определяли при температуре -20° С. Закаленная с разными скоростями охлаждения сталь без отпуска имеет примерно одинаковую ударную вязкость. При этом наблюдается полностью кристаллический излом. Можно считать, что энергия разрушения вся затрачивалась на зарождение трещины.
После отпуска при 660° С сталь, закаленная в масле, имеет значительно более высокую ударную вязкость, чем закаленная в воде. Это различие одинаково проявляется как при отпуске с кратковременной, так и длительной выдержкой. Приведенные рядом результаты оценки кристалличности излома указывают на прямую связь ударной вязкости с параметрами излома, поскольку при вязком разрушении ударная вязкость практически одинакова, т. е. при равной прочности после отпуска сталь со структурой мартенситно-бейнитной смеси обеспечивает более высокое сопротивление хрупкому разрушению по сравнению со сталью, закаленной на мартенсит. Подобные зависимости отмечены для других типов низколегированной стали, и это, вероятно, можно обобщить в закономерность, связанную с особенностями строения бейнита и мартенсита низколегированной стали.
Более низкое сопротивление хрупкому разрушению стали со структурой отпущенного мартенсита по сравнению со сталью, имеющей бейнитную структуру, связано с особенностями процессов отпуска этих двух структур. В стали с мартенситной структурой в закаленном состоянии наблюдается выделение тонких пластинок цементита, сохраняющих при отпуске ориентацию вдоль бывших мартенситных кристаллов. Эти ориетированные скопления являются очагами возникновения и распространения хрупких трещин по плоскостям, на которых образуются эти скопления.
Повышенная устойчивость аустенита при введении в сталь бора определяется наличием последнего в твердом растворе. Для оценки содержания бора в твердом растворе и возможных соединений с бором методика исследования включала:
- количественный химический анализ бора, исключающий какие-либо потери общего содержания его в стали;
- получение анодного осадка металла со структурой, обеспечивающей минимальное содержание цементитной фазы, т.е. стали, закаленной на мартенсит;
- идентификацию фаз с помощью рентгеноструктурного анализа анодных осадков, предварительно обработанных разбавленной НС1;
- определение содержания связанного бора и азота экстракционно-фотометрическим способом с помощью антипиринового красителя.
Использованные методы анализа показали, что основное количество бора содержится в связанном виде (BN) и меньшее в α-твердом растворе.
Изучение изотермического превращения аустенита подтвердило, что при отсутствии бора в твердом растворе и наличии фазы BN наблюдается пониженная устойчивость аустенита. Прочность труб из такой стали после закалки не превышает 900 Н/мм2. Максимальное содержание нитрида бора наблюдали при наибольшем введении ферробора, которое однако не приводило к повышению содержания бора в а-твердом растворе. Поэтому для удержания бора в твердом растворе необходимо введение в металл определенного количества активных нитридообразующих элементов.
Поскольку содержание азота в конвертерной стали колеблется в пределах 0,007-0,009 %, использование добавок нитридообразующих элементов (титана, циркония) даже в незначительных количествах весьма существенно улучшает прокаливаемость стали при условии дополнительного раскисления металла алюминием.
Сталь, выплавленная с использованием 0,01 % Zr, характеризуется торможением ферритного превращения и образованием структур перлито-бейнитного типа. В стали с титаном, а также титаном и цирконием в большей степени развиты бейнито-мартенситные превращения. Уровень прочности 750 Н/мм2 в стали, модифицированной цирконием, достигается после отпуска при температуре 600-630° С.
В стали с цирконием и титаном эта прочность обеспечивается при более высокой температуре отпуска — 660...680° С. При недостаточном раскислении алюминием, т.е. остаточном его содержании менее 0,02%, и в отсутствие модифицирующих добавок сталь, как правило, имела пониженный уровень прочности. В этих случаях σв > 700 Н/мм2 удавалось достигнуть на плавках с высоким углеродным эквивалентом (более 0,46), т. е. благодаря повышенному (более 0,20 %) содержанию углерода в стали.
Таким образом, при массовом изготовлении стали с бором необходимо раскислять металл алюминием (расчетное содержание не менее 0,02 %) и вводить дополнительно титан и цирконий не менее 0,01 % каждого.
В рабе те исследовали тонкую структуру низколегированной стали с ванадием и бором и ее сопротивление разрушению. Была сделана попытка оценить влияние процессов рекристаллизации и выделения дисперсных фаз на характер сопротивления термоупрочненной стали разрушению.
Характер изменения свойств с повышением температуры отпуска от 600 до 730° С соответствует обычно наблюдаемому для такого типа сталей значительному разупрочнению при соответствующем повышении пластичности.
При отпуске 600° С в мартенситной структуре наблюдается протекание процессов полигонизации, размеры фрагментов составляют 0,3-0,4 мкм. С повышением температуры отпуска как объем полигонизированной структуры, так и средние размеры ее фрагментов увеличиваются и при температуре отпуска 680° С становятся равными 0,8-0,9 мкм. При температуре отпуска 680° С в отдельных участках наблюдается зарождение рекристаллизованных зерен.
Одновременно с процессами возврата и рекристаллизации протекают процессы выделения и коагуляции карбидов. При отпуске 600° С наблюдается выделение карбидов Fe3C по большеугловым границам, размер этих частиц достигает 0,4 мкм; по границам бывших мартенситных кристаллов выделяются карбиды, вытянутые в направлении длинной оси кристалла, размером 0,04-0,2 мкм.
В карбидной фазе, выделившейся в мартенсите закаленной стали в процессе самоотпуска, при температуре отпуска 600° С процессов коагуляции не наблюдается. С повышением температуры отпуска происходит укрупнение карбидных частиц по границам зерен и мартенситных кристаллов в результате уменьшения доли дисперсной цементитной фазы внутри мартенситных пластин.
Температура отпуска 630° С является температурой начала выделения специального карбида VC. Частицы этого карбида выделяются на дислокациях и имеют размер ~50—100 А. Соответственно на кривых зависимости ударной вязкости от температуры отпуска наблюдается при этой температуре перегиб в сторону повышения ударной вязкости.
С повышением температуры отпуска частицы специального карбида увеличиваются незначительно (до 200-300 А при температуре отпуска 680° С) при заметном увеличении их количества. Распределены частицы карбида VC в структуре стали равномерно.
При отпуске выше 680° С в структуре стали наблюдается общее очищение границ зерен от карбидов в результате их интенсивной коагуляции, а также интенсивное протекание процессов рекристаллизации. На кривых изменения механических свойств это проявляется в более резком падении предела текучести при одновременном увеличении ударной вязкости.
При температуре отпуска в районе 730° С наблюдается появление новой структурной составляющей — пластинчатого перлита, начинается фазовая перекристаллизация стали. Это проявляется в резком изменении всех механических характеристик стали. Происходят снижение ударной вязкости, доли волокнистой составляющей в изломе и резкое увеличение временного, Сопротивления. При этом наблюдается лишь замедление падения предела текучести.
Характер излома (доля волокнистой составляющей 5, %) в области перехода из вязкого состояния в хрупкое при различной температуре отпуска и составляющих ударной вязкости (работы зарождения и развития вязкой трещины при вязком разрушении) показывают, что изменения ударной вязкости в зависимости от температуры отпуска: возрастание в интервале температур 600-700° С и снижение при 730° С — обусловлены одновременным соответствующим изменением всех трех характеристик в указанном интервале температур отпуска в области смешанного разрушения.
Наиболее сильное разупрочнение наблюдается при выдержках до 15 мин, затем интенсивность разупрочнения заметно снижается. Вязкость при увеличении продолжительности отпуска плавно увеличивается с 25 Дж/см2 при отпуске без выдержки и до 40 Дж/см2 при отпуске с выдержкой 60 мин. Дальнейшее увеличение времени выдержки на ударную вязкость влияния не оказывает. Доля волокна в изломе при этом составляла 30-50%.
При исследовании влияния времени выдержки при отпуске на сопротивление стали хрупкому разрушению зависимости характера излома от продолжительности отпуска установлено не было.
Исследование влияния на тонкую структуру стали времени выдержки при отпуске показало, что увеличение выдержки до 0,5 ч заметно не меняет дислокационную структуру, дальнейшее увеличение выдержки приводит к незначительному росту фрагментов в мартенсите с 0,3—0,5 до 0,3-0,7 мкм. При увеличении времени выдержки происходят заметные изменения в выделении карбидных частиц. Частицы цементита на границах бывших мартенситных кристаллов укрупняются с 0,1 до 0,8 мкм. При выдержке более 5 мин становится заметным выделение частиц карбида VC длиной 50-200А. Дальнейшее увеличение выдержки приводит к увеличению их количества. Присутствие частиц карбида VC при выдержках в процессе отпуска более 15 мин изменяет вид кривой разупрочнения: она становится более пологой.
Фазовый анализ, проведенный рентгеновским и химическим методами, показал, что около 98 % карбидных включений в отпущенной стали представляют собой карбиды железа (Fе3С) и около 1,8% — карбиды ванадия (VC).
По результатам электронно-микроскопического исследования влияния температуры и времени отпуска на тонкую структуру стали был проведен статистический анализ влияния тонкой структуры на механические свойства. Определение размеров включений, расстояния между ними и их объемной доли производили по известной методике. В зависимости от дисперсности, выделяющиеся в процессе отпуска карбиды были условно разделены на четыре размерные группы (мкм): до 0,026 (1); 0,1 (II); 0,2 (III) и 0,4 (IV). Частотные распределения карбидов всех размеров показывают уменьшение количества карбидов I—III групп при увеличении времени и температуры отпуска. В соответствии с этим среднее расстояние между карбидами возрастает, причем наиболее резко в интервале температур 660-700° С. Количество карбидов IV группы остается практически постоянным при изменении времени отпуска, однако повышение температуры вызывает некоторое увеличение количества крупных карбидов и уменьшение расстояний между ними.
Авторами совместно с В. А. Марченко и др. исследована эффективность термического упрочнения малоуглеродистой стали с ванадием и ниобием. Благоприятное влияние ванадия и ниобия, тормозящих рост аустенитного зерна, задерживающих феррито-перлитное превращение, образующих карбонитридные соединения высокой дисперсности, используется в термоулучшаемых среднеуглеродистых сталях.
При закалке со скоростью охлаждения 150° С/с и выше твердость высока, что косвенно свидетельствует о наличии в стали структур закалки. Исследования микроструктуры установили мартенситно-бейнитную структуру. Отношение мартенсит/бейнит при скорости охлаждения 150° С/с составляет ориентировочно 20 : 80, при скорости 300° С/с — 60 : 40. При скорости охлаждения 80° С/с в стали наблюдается 70% бейнита и 30 % феррита. При медленном охлаждении на воздухе формируется феррито-перлитная смесь. Полученные данные находятся в соответствии с результатами термокинетических исследований стали близкого состава.
Исследовали влияние времени выдержки при температуре отпуска 650° С и температуры отпуска при выдержке 10 мин на механические свойства опытной стали после закалки ее со скоростью охлаждения 150° С/с. Термической обработке подвергали заготовки 10,5 х 10,5x55 мм. Механические свойства определяли при статическом растяжении цилиндрических образцов и при испытаниях на ударный изгиб призматических образцов типа 1 и 11 по ГОСТ 9454-78.
При всех выдержках наблюдается высокий уровень прочности исследуемой стали. Увеличение выдержки от 2 до 10 мин повышает прочность стали, снижая пластичность и ударную вязкость образцов с острыми надрезами, и испытанных при температуре —15° С. Дальнейшее увеличение выдержки до 60 мин закономерно снижает прочностные свойства, повышая пластичность и вязкость. Можно предполагать, что наблюдаемое изменение свойств связано с выделением при отпуске, помимо цементита, карбонитридов ванадия и ниобия. Повышение прочности связано с выделением мелкодисперсных фаз, снижение — с их коагуляцией. При невысоком содержании углерода в исследуемой стали и высокой температуре отпуска сталь при самой длительной выдержке сохраняет высокую прочность. Этот факт, по-видимому, также можно связывать с наличием специальных карбонитридных фаз, устойчивых против коагуляции.
Исследование влияния температуры отпуска при выдержке 10 мин, которая обеспечила максимальное упрочнение стали, показывает, что повышение температуры отпуска вплоть до 620° С приводит к снижению прочности стали.
При этом пластичность и вязкость незначительно, но постоянно возрастают. При отпуске 650° С наблюдается пик прочности при соответствующем снижении пластичности и вязкости, что, по-видимому, можно объяснить выделением при этой температуре специальных карбидов и карбонитридов ванадия и ниобия. Дальнейшее повышение температуры отпуска при всех выдержках снижает прочность, повышая пластичность и вязкость. Так, при температуре отпуска 710° С, близкой к критической точке стали, прочность находится на уровне 630 Н/мм2. Этот факт дополнительно свидетельствует о склонности стали к дисперсионному упрочнению.
Сопротивление стали хрупкому разрушению после закалки и отпуска 680° С с выдержкой после нагрева 2 мин оценивали по уровню ударной вязкости и характеру излома на образцах с острым и полукруглым надрезами при различных температурах испытания. Режим отпуска был выбран из соображений достижения оптимального сочетания прочности, пластичности и вязкости стали и минимальных затрат на термообработку. Образцы для испытаний отбирали поперек прокатки. Процент вязкой составляющей определяли на образцах с острым надрезом.
Исследование влияния температуры и продолжительности отпуска на свойства опытной стали показывает склонность ее к дисперсионному упрочнению, что характеризуется наличием пиков упрочнения при определенных температурно-временных условиях нагрева.
При оптимальных режимах отпуска термическое упрочнение малоуглеродистой стали с ванадием и ниобием обеспечивает высокие характеристики прочности, пластичности и ударной вязкости при высокой хладостой кости, не уступающие свойствам термоулучшенной стали с ванадием и бором.
Закалка исследованной стали с отпуском может быть рекомендована для повышения прочности горячекатаной малоуглеродистой стали, сохраняющей при этом высокую пластичность и вязкость. Такая сталь характеризуется лучшей технологичностью при непрерывной разливке, по сравнению со сталью с бором.
