Сборник трудов конференции Павловские чтения 2010
Подождите немного. Документ загружается.
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
520
Применение СВМПЭ может стать основой для создания новых композиционных
материалов на полимерной основе с армирующими элементами различного назначения и
химического состава: волокон Вискерса, включений в виде частиц, например керамики; в том
числе наноструктурированных фрагментов в виде отдельных элементов или направленных
структур.
Список литературы:
1. Меттьюз Ф.Л., Ролингз Р.Д. Композиционные материалы. Механика и технология. М.,
Техносфера, 2004.-408с.
2. Брызгалин Г.И. Проектирование деталей из композиционных материалов волокновой
структуры. М., Машиностроение, 1982.-84с.
3. Либенсон Г.А. Основы порошковой металлургии. М., «Металлургия»,1975, 200с.
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
521
ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ИНДУЦИРОВАННОГО ДЕФОРМАЦИЕЙ
ДИНАМИЧЕСКОГО РАСПАДА АУСТЕНИТА НА МИКРОСТРУКТУРУ
И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ТРУБНОЙ СТАЛИ Х80
Соколов Д.Ф., Васильев А.А., Колбасников Н.Г., Соколов С.Ф.
Россия, Санкт-Петербург, Политехнический университет, vasilyev_aa@mail.ru
Введение
Измельчение микроструктурных составляющих (феррита, бейнита и др.) горячекатаных
сталей за счет выбора оптимальных режимов прокатки является одним из основных способов
повышения их механических свойств. В случае современных трубных сталей значительного
уменьшения размера зерна феррита и гранулярного бейнита можно достичь за счет проведения
заключительных проходов контролируемой прокатки при температурах ниже критической
температуры рекристаллизации аустенита. Это позволяет накопить пластическую деформацию
аустенита, что стимулирует зарождение зерен феррита/гранулярного бейнита при его распаде в
условиях ускоренного охлаждения и, соответственно, приводит к измельчению зерна отмеченных
составляющих микроструктуры.
Последние годы значительное внимание исследователей в области фазовых превращений в
сталях уделяется изучению динамического ферритного превращения (ДФП) (DIFT – Deformation
Induced Ferrite Transformation) [1–11].
Основная особенность этого превращения состоит в том, что
в результате достаточно высокой пластической деформации переохлажденного аустенита имеет
место интенсивное зарождение зерен феррита, которое происходит в процессе деформации, т.е.
динамически. При таком превращении может формироваться ферритная микроструктура с
ультрамелким зерном (1÷2 мкм), обеспечивающая высокие механические свойства.
Несмотря на активные экспериментальные исследования ДФП [1–9], результаты которых
обобщены, например, в обзоре [7], и попытки количественного моделирования рассматриваемого
превращения [10,11], его природа до конца не выяснена. Однако, потенциал ДФП в части
измельчения зерна феррита уже находит практическое применение [8]. Отметим, что основная
часть работ, касающихся ДФП, выполнена для простых углеродистых сталей. Существует только
несколько работ, в которых проведено исследование этого превращения для микролегированных
сталей трубного класса [8,9] и показано, что и для этих сталей использование ДФП является
перспективным направлением создания новых научно обоснованных технологий горячей
прокатки.
В настоящей работе представлены некоторые результаты экспериментального исследования
влияния ДФП на микроструктуру и механические свойства микролегированной трубной стали
категории прочности Х80.
Методика проведения экспериментов и использованное оборудование
Все исследования были выполнены на образцах, изготовленных из штрипса трубной стали
категории прочности Х80. Химический состав и механические свойства стали в исходном
состоянии приведены в табл.1, а соответствующая микроструктура представлена на рис.1.
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
522
Таблица 1. Химический состав стали и механические свойства штрипса.
Химический состав (масс.%) Механические свойства
С Mn Si Mo Nb V Ti N σ
0,2
, МПа σ
B
, МПа δ, %
0,1 1,5 0,21 0,22 0,05 0,06 0,01 0,006 470 599 38,8
Эксперименты по термомеханической обработке образцов проведены с использованием
модуля Pocket Jaw испытательного комплекса Gleeble 3800.
На первом этапе всех обработок образцы нагревали со скоростью 5ºС/с до температуры
1050°С и выдерживали в течении 60 с (см., например, рис.2). Средний размер формирующегося
при этом зерна аустенита составляет 17 мкм. Для определения этого размера образец стали после
указанной термообработки был охлаждён со скоростью 30°С/c с целью получения
микроструктуры реечного бейнита, специальное травление которой позволяет отчетливо выявить
границы исходных зерен аустенита. Оптические изображения микроструктуры шлифа,
полученные после его травления, были обработаны с помощью программы анализа изображений
Thixomet.
Сравнительно низкая температура аустенизации стали (1050°С) выбрана для понижения
содержания ниобия в твердом растворе аустенита и минимизации эффекта торможения, которое
он оказывает на ДФП [8, 9]. Расчеты, проведенные с помощью программного пакета Thermo-Calc,
показали, что при этой температуре в твердом растворе сохраняется менее трети (0,015 масс.%) от
полного содержания этого элемента в исследуемой стали (табл.1). Отметим, что практически весь
ванадий (0,058 масс.%) при такой обработке находится в твердом растворе.
Схема проведения экспериментов по исследованию эффекта однократной пластической
деформации сжатием в одно- и двухфазной областях на конечную микроструктуру стали,
формирующуюся при непрерывном охлаждении со скоростью 1°С/с, представлена на рис.2. Были
использованы две степени деформации (0,2 и 0,6), которую проводили со скоростью 1 с
-1
.
Материал деформировали при температурах 860; 790; 735; 711; 679; 656°С. Наиболее высокая из
этих температур соответствует однофазному состоянию, а другие – отвечают моментам времени,
для которых при использованной скорости охлаждения доля распавшегося аустенита составляет 1
(
начало превращения), 5, 10, 30 и 50 % соответственно. Указанные температуры были определены
на основании термокинетической кривой распада аустенита, полученной при той же скорости
охлаждения в отсутствии деформации (рис.3).
Рис. 1. Микроструктура штрипса из исследуемой стали.
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
523
Рис. 2.
Схема проведения экспериментов
по исследованию влияния деформации в
одно- и двухфазной областях на конечную
микроструктуру стали при непрерывном
охлаждении
со скоростью 1°С/с.
Рис. 3.
Термокинетическая кривая распада
аустенита при скорости охлаждения 1°С/с.
Стрелками отмечены температуры
деформирования материала.
Для подтверждения факта динамического (в процессе деформации) формирования зерен
феррита были выполнены дополнительные эксперименты, схема которых приведена на рис. 4. В
этих экспериментах образцы охлаждали с максимальной скоростью (~ 200°С/с) сразу после
завершения их деформации, что позволило зафиксировать зерна «динамического» феррита и
получить информацию об их морфологии и распределении по объему зерна аустенита.
Дополнительно к отмеченным исследованиям эффекта однократной деформации было
проведено аналогичное исследование с использованием двукратной деформации. При этом
первую деформацию (ε
1
) проводили в однофазной области при температуре T
1
* = 860°С, а вторую
(ε
2
) – в двухфазной области при температуре T
2
*, соответствующей распаду 10% аустенита. Схема
данных экспериментов с указанием степеней деформации и температур приведена на рис. 5.
Температуры T
2
* были найдены с использованием термокинетических кривых распада аустенита,
деформированного при температуре 860°С со степенями 0,2 и 0,4, в процессе его охлаждения со
скоростью 1°С/с.
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
524
Рис. 4.
Схема проведения экспериментов по
изучению механизма зарождения зёрен
феррита во время деформации в двухфазной
области.
Рис. 5.
Схема проведения экспериментов по
исследованию влияния двукратной
деформации, проводимой в одно – и
двухфазной областях, на конечную
микроструктуру стали.
Механические испытания и измерения твёрдости образцов выполнены с использованием
оборудования фирмы Zwick Roell. Для исследования микроструктур использован оптический
микроскоп Axio Observer «Carl Zeiss», оснащенный системой анализа изображений «Thixomet».
Сканирующая электронная микроскопия некоторых из полученных микроструктур выполнена на
микроскопе SUPRA 55VP «Carl Zeiss». Образцы для исследований микроструктуры вырезали и
шлифовали с использованием системы шлифоподготовки фирмы Buehler.
Результаты и их обсуждение
Результаты количественного анализа микроструктур основной части образцов,
обработанных по различным режимам, а также данные по их твердости приведены в табл. 2. Из
таблицы видно, что, по сравнению с микроструктурой исходного штрипса, микроструктура
образца №2, полученная в результате распада недеформированного аустенита, отличается
значительно более высокой долей бейнитной составляющей. Размеры зерен феррита в этих
структурах близки и составляют около 7 мкм. Как и следовало ожидать, деформация аустенита в
однофазной области (образцы №3, 8) приводит к уменьшению доли бейнита и измельчению зерна
феррита, средний размер которого при деформации ε = 0,2 снижается до 5 мкм, а при ε = 0,6 – до
4,6 мкм.
С понижением температуры деформации в двухфазной области размер зерна феррита
изменяется не монотонно. Например, для ε = 0,6 при понижении температуры от 860 вплоть до
711⁰С происходит измельчение зерна и при температуре деформации 711⁰С средний размер зерна
достигает своего минимального значения, равного 2,3 мкм. Однако при самой низкой температуре
деформации (656⁰С), соответствующей 50% доле распада аустенита, зафиксировано заметное
увеличение размера зерна феррита и резкое возрастание доли бейнита (образец №12). Качественно
аналогичная ситуация наблюдается и для ε = 0,2 при понижении температуры деформации от 735
до 711⁰С (образцы №5, 6). Отмеченную особенность можно связать с тем, что интенсивность
стимуляции формирования феррита и бейнита в результате деформации существенно зависит от
температуры и степени распада аустенита.
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
525
Таблица 2. Результаты исследования микроструктур, полученных при разных режимах
деформации,
и данные по твердости (Ф; Б – объемные доли феррита и бейнита; d
α
– размер зерна феррита).
Максимальное измельчение зерна феррита за счет эффекта ДФП было достигнуто в
результате деформации со степенью 0,6 при температуре 711⁰С, соответствующей 10% распада
аустенита (образец № 11). В этом случае размер зерна феррита понижается в 3 раза по сравнению
с его размером в промышленном металле и приближается к 2 мкм. Доля бейнитной составляющей
в микроструктуре рассматриваемого образца также является минимальной.
Сравнение оптических изображений микроструктур (рис. 6,а,в), полученных для разных
степеней деформации при температуре 711⁰С, отчетливо демонстрирует их большое различие как
по морфологии, так и по размерам соответствующих структурных элементов. Исходя из этих
результатов, можно заключить, что степень деформации 0,6 превышает критическую
деформацию, необходимую для «запуска» механизма ДФП, в результате чего достигается
существенное измельчение размера зерна феррита и подавление формирования бейнита (рис. 6,в).
№
образц
а
Параметры
обработки
Ф,
%
Б,
%
d
α
,
мк
м
HV10
1 Исходный штрипс 87 13 7,1 224
2 ε = 0 62 38 6,9 228
3
ε = 0,2
T* =
860
⁰С
89 11 5,0 200
4 790 83 17 5,3 181
5 735 82 18 3,8 182
6 711 56 44 5,4 199
7 656 – – – 211
8
ε = 0,6
T* =
860⁰С
90 10 4,6 200
9 790 86 14 3,5 179
10 735 87 13 2,8 193
11 711 91 9 2,3 206
12 656 19 81 3,0 230
13
ε
1
=
0,2; ε
2
= 0,4
T
1
* =
860⁰С; T
2
*
= 749
⁰С;
93 7 3,9 195
14
ε
1
=
0,4;
ε
2
= 0,2
T
1
* =
860⁰С; T
2
*
= 747
⁰С;
93 7 4,2 185
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
526
а)
б)
в)
г)
Рис. 6.
Микроструктуры, полученные в результате распада аустенита после его деформации
в двухфазной области:
а, в) деформация в момент распада 10% аустенита (Т* = 711ºС) со степенями 0,2 и 0,6;
б, г) деформация в момент распада 50% аустенита (Т* = 656ºС) со степенями 0,2 и 0,6.
Интенсивная деформация на поздней стадии распада (образец № 12), согласно полученным
результатам, сопровождается динамическим формированием мелких зерен феррита, но при этом
сильно интенсифицирует образование бейнита, доля которого в конечной структуре материала
оказывается подавляющей (рис. 6,г).
Эксперименты по закалке образца сразу после его максимальной деформации при
температуре 711°С однозначно подтверждают факт ДФП, в результате которого в процессе
деформации образуется множество преимущественно равноосных мелких зерен феррита,
формирующихся как по границам зерен аустенита, так и в их объеме (рис.7,в,г). Этот вывод
очевиден из сравнения оптических (рис.7,а,б) и электронных (рис.7,в,г) изображений
микроструктур деформированного и недеформированного образцов.
Перейдем к результатам исследования влияния двукратной деформации аустенита,
проводимой в одно – и двухфазной областях. Полученные микроструктуры являются весьма
сходными по морфологии (рис.8) и характеризуются максимальной (93%) долей феррита
квазиполигональной морфологии (табл.2). Как ожидалось, меньший размер ферритного зерна был
получен в случае большей деформации (0,4), проводимой в двухфазной области (образец №13).
Наличие большого числа мелких зерен феррита в рассматриваемых образцах, наряду со
сравнительно крупными зернами, позволяет считать, что при обсуждаемых режимах деформации
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
527
также удается достичь эффекта ДФП. Отметим, что полученный размер зерна феррита более чем в
1,5 раза меньше соответствующего размера для материала штрипса (табл.2).
а)
б)
в)
г)
Рис. 7. Изображения микроструктур, полученных закалкой от температуры 711°С.
а, б) оптическая микроскопия; в, г) сканирующая электронная микроскопия.
а, в) без деформации; б, г) после деформации ε = 0,6.
Зародыши феррита
Зародыши феррита
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
528
а)
б)
Рис. 8. Микроструктуры, полученные в результате распада аустенита после его
последовательной деформации в одно- (ε
1
) и двухфазной области (ε
2
): а) ε
1
= 0,2, ε
2
= 0,4; T
1
*
= 860⁰С; T
2
* = 749⁰С; б) ε
1
= 0,4, ε
2
= 0,2;
T
1
* = 860⁰С; T
2
* = 747⁰С. Деформация в двухфазной области проведена в момент распада
10% аустенита.
Механические свойства при растяжении были определены для образцов № 11,12,
подвергнутых максимальной деформации в двухфазной области. Выбор этих образцов определен
тем, что первый из них характеризуется минимальным размером зерна феррита, а второй –
максимальной твердостью. Из данных образцов были изготовлены специальные небольшие
образцы для проведения механических испытаний на растяжение. Результаты этих испытаний,
совместно с данными по механическим свойствам штрипса, представлены в табл.3.
Таблица 3. Механические свойства образцов стали, обработанных по разным режимам.
№
образца
σ
0,2
,
МПа
σ
в
, МПа
δ, %
1 470 599 38,8
11 558 715 45,8
12 559 695 34,4
По данным табл. 3 видно, что исследованные образцы имеют практически одинаковый
предел текучести, превышающий предел текучести материала исходного штрипса на 90 МПа.
Предел прочности образца №11 выше соответствующего предела для образца №12 с
преимущественно бейнитной микроструктурой на 20 МПа, а для материала штрипса более чем на
115 МПа при значительно более высокой пластичности.
Отметим, что все исследованные микроструктуры получены при сравнительно низкой
скорости охлаждения (1°С/c), что способствует росту зародышей зерен феррита, возникших в
результате ДФП, и подавляют распад не охваченного превращением объема аустенита с
образованием бейнитных элементов микроструктуры. На основании этого можно предположить,
что использование более высоких скоростей охлаждения после завершения ДФП приведет к
дополнительному существенному приросту характеристик прочности при сохранении
пластичности.
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
529
Заключение
Представленные результаты исследования влияния индуцированного деформацией
динамического ферритного превращения (ДФП) показывают, что использование этого
превращения позволяет добиться значительного измельчения зерна феррита и повысить
механические свойства микролегированной трубной стали. Применение ДФП, базирующееся на
данных его систематического исследования, представляется перспективным направлением
создания новых научно обоснованных технологий горячей прокатки сталей, способных
обеспечить достижение требуемых категорий прочности.
Настоящая работа выполнена в рамках Госконтракта №02.740.11.0822 по теме: «Управление
структурой и свойствами трубных микролегированных сталей при прокатке толстого листа с
использованием методов физического и математического моделирования», финансируемой
Федеральным агентством по образованию РФ.
Литература
1. H. Yada, C.-M. Li, H. Yamagata. Dynamic
γ→α
Transformation during Hot Deformation in Iron-
Nickel-Carbon Alloys // ISIJ International, 2000, Vol. 40, No. 2, pp. 200–206.
2. P.J. Hurley, B.C. Muddle, P.D. Hodgson. Nucleation Sites for Ultrafine Ferrite Produced by
Deformation of Austenite During Single-Pass Strip Rolling // Metall. Mater. Trans. A, 2001, Vol.
32A, pp.1507–1517.
3. M.R. Hickson, P.J. Hurley, R.K. Gibbs, G.L. Kelly, P.D. Hodgson. The Production of Ultrafine
Ferrite in Low-Carbon Steel by Strain-Induced Transformation // Metall. Mater. Trans. A, 2002,
Vol. 33A, pp. 1019–1026.
4. J.-K. Choi, D.-H. Seo, J.-S. Lee, K.-K. Um, W.-Y. Choo. Formation of Ultrafine Ferrite by Strain-
induced Dynamic Transformation in Plain Low Carbon Steel // ISIJ International, 2003, Vol. 43,
No. 5, pp. 746–754.
5. Z. Yang, R. Wang. Formation of Ultra-fine Grain Structure of Plain Low Carbon Steel through
Deformation Induced Ferrite Transformation // ISIJ International, 2003, Vol. 43, No. 5, pp. 761–
766.
6. S.C. Hong, S. H. Lim, H. S. Hong, K. J. Lee, D. H. Shin, K.S. Lee. Effects of Nb on Strain Induced
Ferrite Transformation in C-Mn Steel // Mater. Sci. Eng. A, 2003, A355, pp. 241–248.
7. H. Dong, X. Sun. Deformation Induced Ferrite Transformation in Low Carbon Steels // Current
Opinion in Solid State and Materials Science, 2005, Vol. 9, pp. 269–276.
8. H. Dong, X. Sun, W. Hui, S. Zhang, J. Shi, M. Wang. Grain Refinement in Steels and the
Application Trials in China // ISIJ International, 2008, Vol. 48, No. 8, pp. 1126–1132.
9. J.K. Park, K.H. Kim, J.H. Chung, S.Y. Ok. Deformation-Induced Austenite-to-Ferrite Massive
Transformation in Medium Carbon Steel // Metall. Mater. Trans. A, 2008, Vol. 39A, pp. 235–242.
10. M. Militzer, Y. Brechet. Phenomenological Model for Deformation-Induced Ferrite Transformation
// Metall. Mater. Trans. A, 2009, Vol. 40A, pp. 2273–2282.
11. C. Zheng, N. Xiao, L. Hao, D. Li , Y. Li. Numerical Simulation of Dynamic Strain-Induced
Austenite–Ferrite Transformation in a Low Carbon Steel // Acta Materialia, 2009, Vol. 57, pp.
2956–2968.