The martensite-austenite constituent formation in X65 low-carbon steel under thermomechanical treatment and welding.pdf Введение Ускоренное охлаждение после термомеханической обработки (ТМО) и сварки низкоуглеродистых малолегированных сталей приводит к протеканию бейнитно-мартенситных превращений и формированию разнообразных микроструктур [1-5]. При меньших скоростях охлаждения превращение протекает при более высоких температурах и формируется гранулярный и верхний бейнит. При увеличении скорости охлаждения формируется нижний бейнит и мартенсит. Условия охлаждения определяют морфологию и размеры вторых фаз, в качестве которых могут быть цементит, остаточный аустенит, мартенсит или мартенситно-аустенитная (М-А) составляющая [4, 6]. В работе [4] отмечали, что классификация бейнитных структур, полученная для сталей после ТМО, не может быть использована для описания структур, полученных при сварке. Это связано с тем, что в деформированном аустените устойчивость переохлажденного аустенита снижается, интервал распада смещается в область более высоких температур [7], стимулируются процессы ферритного и бейнитного превращений. При сварке высокая температура нагрева металла способствует росту зерна и повышению устойчивости аустенита при последующем охлаждении. В результате более высоких скоростей нагрева и охлаждения аустенит характеризуется неоднородным распределением углерода, что также влияет на кинетику его распада [8]. Эти факторы приводят к формированию сложной смеси микроструктурных составляющих в металле шва и зонах термического влияния (ЗТВ). Однако, несмотря на различие процессов, протекающих при распаде переохлажденного аустенита после ТМО и сварки, в обоих случаях наблюдается формирование М-А-составляющей. Пристальное внимание исследователей к М-А-составляющей обусловлено тем, что ее доля, форма и размеры оказывают большое влияние на сопротивление материала распространению трещин [9]. Было показано [4, 6], что при малых скоростях охлаждения после ТМО в интервале температур 600-550 °С формируются крупные участки М-А-составляющей. При больших скоростях охлаждения и низких температурах превращения (500-450 °С) формируется остаточный аустенит в виде прослоек между бейнитными рейками. В условиях сварки наблюдали похожую тенденцию в изменении морфологии М-А-составляющей. При увеличении скорости охлаждения М-А-составляющая изменялась с массивной формы на удлиненную, либо на форму, близкую к точечной (типа «ожерелье» по границам зерен) [10]. В М-А-составляющей массивной формы остаточный аустенит был обнаружен в центре, а мартенсит - на периферии [11], либо наоборот [12]. В ряде случаев было обнаружено, что М-А-составляющая имеет сложное строение без упорядоченного расположения мартенсита и остаточного аустенита [11]. Поскольку литературные данные о строении М-А-составляющей отличаются и недостаточно систематизированы, целью данной работы стал сравнительный анализ влияния разных типов обработки стали на особенности формирования М-А-составляющей. Материалы и методики исследований В работе исследована низкоуглеродистая, малолегированная сталь класса прочности X65, содержащая (мас.%) 0.13 С; 1.6 Mn; 0.4 Si; 0.3 Cu; 0.05 V; 0.04 Nb; 0.05 Ti; 0.029 Al; 0.013 P; 0.01 S. Для обеспечения разных условий формирования М-А-составляющей применяли различные варианты термических обработок. В первом случае использовали поперечно-винтовую прокатку за шесть проходов от температур 1000, 920 и 810 °С с последующим непрерывным охлаждением на воздухе. Подробное описание условий проведения прокатки и исследование микроструктур стали приведены в [13]. Было показано, что снижение температуры поперечно-винтовой прокатки стали Х65 привело к уменьшению размеров ферритных зерен и доли перлитных зерен (таблица), а также к формированию бейнитной фазы (рис. 1, а-в) с объемной долей 15-20% [13, 14]. Режимы обработки стали Х65 [13] Маркировка образцов Температура начала прокатки, °С Температура завершения прокатки, °С dф*, мкм Фазовый состав Х65 (исходное) - - 12 Ф+20%П Х65-1000 1000 γ-область 5.4 Ф+15%Б+14%П Х65-920 920 γ-область, вблизи Ar3 5.1 Ф+17%Б+11%П Х65-810 810 Вблизи Аr1 3.4 Ф +20%Б+8%П Примечание. *dф - средний размер ферритных зерен, Ф - феррит, Б - бейнит, П - перлит. Рис. 1. Оптические изображения микроструктур стали Х65-1000 (а), Х65-920 (б), Х65-810 (в) [13], сварного шва стали Х65-920 (г) [15], схематическое изображение участка М-А-составляющей (д) Для изменения условий охлаждения и превращения переохлажденного аустенита проводили лазерную сварку с использованием автоматизированного технологического комплекса «Сибирь-1». Комплекс оснащен непрерывным СО2-лазером с максимальной мощностью излучения до 8 кВт. Прямоугольные пластины для сварки толщиной 1.2 мм вырезали из прокатанных заготовок стали Х65-920 вдоль направления прокатки. Сварка осуществлялась в направлении, перпендикулярном оси заготовки, за один проход. Мощность лазерного излучения Р составляла 1.2 кВт, скорость сварки V - 1 мм/мин, заглубление фокуса ∆f - 2 мм от верхней поверхности листа. Для защиты сварного шва и корня шва использовался гелий. Детальные исследования структур в разных зонах термического влияния выполнены в работе [15]. В настоящей работе исследования сконцентрированы на анализе участков М-А-составляющей, сформированных после разных вариантов обработки стали. Исследования тонкой структуры выполняли на просвечивающем электронном микроскопе (ПЭМ) HT-7700. Перед вырезкой фольг анализировали изображения с помощью растрового электронного микроскопа и выявляли области, соответствующие бейнитной структуре. Далее выбор участка образца и приготовление образцов для ПЭМ проводили с использованием системы с фокусируемым ионным пучком FIB (FIB2100). Для локального исследования участков М-А-состав¬ляющей снимали микродифракции с выбранных областей (SAED) (рис. 1, д) в режиме сходящего электронного пучка (диаметр пучка 100 нм). Для выявления расположения участков остаточного аустенита и карбидов использовали метод анализа изображений в темном поле. Средний размер элементов структуры определяли с помощью ПЭМ-изображений с использованием метода случайных секущих линий. Результаты и их обсуждение Образование М-А-составляющей в условиях малой скорости охлаждения после поперечно-винтовой прокатки Несмотря на то, что охлаждение стали после поперечно-винтовой прокатки проводили на воздухе, в структурах выявлены бейнитные области (рис. 1, а-в). Это связано с тем, что за счет легирования ниобием, ванадием, титаном повышается устойчивость аустенита при распаде и расширяется область бейнитного превращения. В работе [13] с помощью ПЭМ было показано, что при разных температурах прокатки сформирован разный тип бейнитной структуры. Поскольку уровень тепловложения при прокатке стали от 1000 °С выше по сравнению с другими режимами прокатки, скорость охлаждения меньше и больше времени для диффузии углерода. Это приводит к формированию преимущественно гранулярного бейнита. На его границах выявлены области М-А-составляющей массивной формы со сложным внутренним строением (рис. 2, а, тип I). Такие области содержат в себе реечный мартенсит, линзовидный мартенсит, двойникованный мартенсит, прослойки остаточного аустенита по границам элементов М-А-составляющей. Структура реечного и двойникованного мартенсита отличается дисперсностью реек (рис. 3, а, б). В других случаях М А-составляющая представлена обширными участками двойникованного мартенсита (рис. 2, а, тип II). Часть исследователей определяют М-А-составляющую как область, содержащую две фазы: мартенсит и остаточный аустенит [6]. Другая часть исследователей подразделяют М-А-составляющую на три группы: состоящую только из двойникованного мартенсита, только из остаточного аустенита, либо смеси мартенсита и остаточного аустенита [16]. В нашем случае мы будем пользоваться вторым вариантом классификации. Рис. 2. Схематические изображения разновидностей М-А-составляющей, которые формируются в стали Х65-1000 (а), Х65-920 (б), Х65-810 (в), в области 1 ЗТВ (д) и областях 2 и 3 ЗТВ (е) сварного шва стали Х65-920 (рис. 1, г); расшифровка схем структурных элементов, используемых на рис. 2 (г) Поскольку при снижении температуры прокатки в стали Х65-920 формируется реечный и пластинчатый бейнит [13], тип М-А-составляющей изменяется. Вдоль границ пакетов бейнита обнаружены участки М-А-составляющей удлиненной формы (рис. 2, б, тип III), состоящей из двойникованного мартенсита и остаточного аустенита на ее границах. В зависимости от значения коэффициента формы R, где R = Lmax/Lmin, а Lmax и Lmin - максимальный и минимальные размеры области, М-А-составляющую относят к массивной (R < 4 мкм) или удлиненной (R > 4 мкм) [17]. В структуре между рейками бейнита обнаружены прослойки остаточного аустенита удлиненной формы (рис. 2, б, тип IV). Строение участков неоднородно, видна тонкая реечная структура (рис. 3, в), которая может быть обусловлена присутствием двойникованного мартенсита. В структуре также выявлены отдельные участки двойникованного мартенсита небольших размеров (рис. 2, б, тип II). Рис. 3. Светлопольные изображения структур в областях М-А-составляющей стали Х65-1000 (а, б); стали Х65-920 (в) Прокатка стали Х65-810 осуществлялась в нижней части (γ+α)-интервала и заканчивалась вблизи критической точки Аr1. Перед охлаждением в структуре сформирована большая доля дисперсных ферритных зерен, а оставшийся переохлажденный аустенит значительно обогащен углеродом и неоднороден по составу. После охлаждения в структуре обнаружены крупные участки М-А-составляющей со сложным строением, состоящей из реечного мартенсита, двойникованного мартенсита и остаточного аустенита (рис. 2, в, тип I). Помимо этого, в структуре стали обнаружена большая доля областей, состоящих полностью из двойникованного мартенсита (рис. 2, в, тип II). Таким образом, в случае ТМО и непрерывного охлаждения на воздухе в стали Х65 формируется преимущественно островковый тип М-А-составляющей, подобно тому, что описано в работе [4], со сложной внутренней структурой (рис. 2, а-г). В зависимости от типа бейнита такие островковые участки могут быть либо массивной формы (рис. 2, а), либо удлиненной (рис. 2, б). Наибольшие размеры участков М-А-составляющей наблюдали в структурах стали Х65-1000 и Х65-810 (рис. 4). В первом случае при высокой температуре прокатки и наиболее крупном размере зерен (см. таблицу) скорость зарождения фаз низкая, а скорость их роста высокая. Поэтому размеры Рис. 4. Схематическое изображение изменения размеров М-А-составляющей в зависимости от температуры прокатки и области ЗТВ сварного шва стали Х65-920 М-А-составляющей (dМ-А) достигают 1.5×2 мкм [13]. В случае прокатки от 810 °С крупные размеры М-А-составляющей (dМ-А = 1×2 мкм) обусловлены пересыщением аустенита углеродом, повышением его стабильности и замедлением диффузии углерода. Образование М-А-составляющей в условиях высокой скорости охлаждения после лазерной сварки Совершенно иные условия охлаждения достигаются при лазерной сварке стали Х65-920. Самые большие скорости охлаждения соответствуют зоне металла шва, поэтому в ней формируется структура пакетного реечного мартенсита [15]. Между рейками мартенсита обнаружены включения цементита в виде тонких прослоек. М-А-составляющей в металле шва не обнаружено. В основе фазовых и структурных превращений в ЗТВ сварного соединения лежат процессы распада аустенита, образовавшегося при сварочном нагреве. Высокая скорость охлаждения металла в зонах, прилегающих к металлу шва (см. рис. 1, г, зона 1) ограничивает условия для протекания диффузии углерода. В этой зоне сформирован реечный мартенсит (рис. 5, а) и реечный бейнит (рис. 5, б) [15]. Между рейками бейнитного феррита обнаружены удлиненные участки М-А-составляющей, состоящей либо из остаточного аустенита (рис. 5, в), либо двойникованного мартенсита (рис. 5, г и 2, д). Особенностью областей М-А-составляющей в ЗТВ сварного шва стали Х65-920 является присутствие на картинах электронной дифракции диффузионного рассеяния рефлексов. Так, на дифракционной картине (рис. 5, е) обнаружены основные рефлексы γ-фазы с осью зоны [001] и дополнительные рефлексы (сателлиты) вокруг основных рефлексов. Причина образования сателлитных пятен будет обсуждена ниже. Рис. 5. Электронно-микроскопические изображения структур стали Х65-920 в области 1 ЗТВ: светлопольные изображения (а, б, г, д); темнопольное изображение в рефлексе 002γ (в); микродифракционная картина (е) с участка на рис. 5, д (SAED 1): обозначены рефлексы зоны [001]γ По мере удаления от линии сплавления температура нагрева металла и скорость охлаждения уменьшаются. В межкритической области ЗТВ (см. рис. 1, г, зона 2) в структуре сформирован преимущественно верхний реечный бейнит. Между рейками бейнита выявлены участки М-А-составляющей удлиненной формы, состоящей из остаточного аустенита (см. рис. 2, е, тип IV). На границах пакетов присутствуют массивные области двойникованного мартенсита (рис. 2, е, тип II). Появление М-А-составляющей массивной формы объясняется неоднородным распределением углерода в структуре за счет формирования обедненных и обогащенных углеродом участков феррита и аустенита. При быстром охлаждении в высокоуглеродистых участках происходит формирование двойникованного мартенсита, поскольку точки мартенситных превращений в этих областях понижаются. По мере приближения к основному металлу (рис. 1, г, зона 3) распределение углерода в нагретом металле еще более неоднородное. Поэтому М-А-составляющая в такой структуре представлена преимущественно двойникованным мартенситом (рис. 2, е, тип II). Островковых участков М-А-составляющей со сложной внутренней структурой, подобных тем, что наблюдали в структурах стали после поперечно-винтовой прокатки (рис. 2, а-в, типы I и III), в ЗТВ сварного шва стали Х65-920 не выявлено. Это обусловлено более высокими скоростями охлаждения в ЗТВ сварного шва, ограничением времени для протекания диффузии, дисперсностью структур и преимущественным формированием реечных структур. Эти же факторы объясняют меньшие размеры участков М-А-составляющей в ЗТВ сварного шва (см. рис. 4). Во второй и третьей областях ЗТВ сварного шва также наблюдали сателлитные пятна на дифракционных картинах. В литературе представлено несколько причин образования сателлитов на дифракционных картинах, полученных с мартенситно-аустенитных участков [18-22]. Возникновение диффузного рассеяния на микродифракционных картинах связывали с явлением множественной дифракции, когда отраженный луч от решетки аустенита может действовать как падающий луч для решетки мартенсита в М-А-составляющей [18]. Однако в работе [19] возникновение диффузного рассеяния объясняли ближним порядком в расположении атомов углерода - очагов искажений в решетке мартенсита. Было показано, что сателлитные пятна образованы не вследствие двойной дифракции, а из-за периодического смещения атомов железа от их первоначального положения в условиях периодического распределения углеродных кластеров в мартенситном кристалле [20]. Аналогично этому, в высокоуглеродистой стали сразу после мартенситного превращения наблюдали перераспределение углерода в междоузельные кластеры, что сопровождалось появлением диффузных всплесков вокруг основных дифракционных пятен [21]. Появление сателлитных пятен на электронограммах может быть также вызвано наличием плоских и линейных дефектов, спиноидальным распадом или регулярным массивом кристаллических дефектов [22]. В нашем случае в условиях сварочного нагрева и высоких скоростей охлаждения в зонах, близких к металлу шва, формируется мартенсит и небольшая доля реечного бейнита. Присутствие последнего и М-А-составляющей (см. рис. 2, д) свидетельствует о частичном диффузионном перераспределении углерода. При этом протекание диффузии углерода существенно ограничено. Неоднородность распределения углерода в М-А-составляющей может вызывать появление сателлитных пятен на дифракционных картинах. В межкритической области ЗТВ скорость охлаждения снижается, что должно стимулировать диффузионное перераспределение углерода. С другой стороны, сформированный аустенит пересыщен углеродом, что повышает его устойчивость. Можно предположить, что локальное пересыщение аустенита углеродом является вторым фактором, который способствует образованию сателлитов. Иными словами, их формирование может быть результатом промежуточного состояния системы при перестройке ГЦК-решетки в ОЦК-решетку, или, как отметили в работе [20], из-за периодического смещения атомов железа от первоначального положения вследствие формирования углеродных кластеров. В случае поперечно-винтовой прокатки сателлитных пятен на дифракционных картинах не было обнаружено. Поскольку скорость охлаждения была низкой, это обеспечивало условия для протекания диффузии и перестройки системы при бейнитном превращении. В единичных случаях такие сателлиты были обнаружены на электронограммах стали Х65-810, где переохлажденный аустенит был существенно пересыщен по углероду. Это подтверждает факт формирования сателлитных пятен на микродифракционных картинах, полученных с областей с локальной повышенной концентрацией углерода. Заключение В работе проанализированы особенности формирования мартенситно-аустенитной (М-А)-составляющей в структурах стали Х65 после термомеханического (поперечно-винтовой прокатки) и термического (лазерной сварки) воздействий. Выявлено четыре разных варианта формирования М-А-составляющей в структурах стали. Показано, что после термомеханической обработки и медленного охлаждения на воздухе в стали Х65 формируется преимущественно островковый тип М-А-составляющей со сложной внутренней структурой (тип I и III), состоящей из реечного и двойникованного мартенсита, линзовидного мартенсита и остаточного аустенита по границам реек мартенсита. В зависимости от формирования гранулярного или реечного бейнита М-А-составляющая может быть массивной (тип I) или удлиненной (тип III) форм. Другим вариантом М-А-составляющей являются участки, состоящие преимущественно из двойникованного мартенсита (тип II). После лазерной сварки стали изменятся тип М-А-составляющей, что обусловлено увеличением скорости охлаждения, образованием реечных структур и более дисперсной структурой. Вместо островковых многофазных участков М-А-составляющей формируются дисперсные удлиненные участки, состоящие из остаточного аустенита (тип IV) либо двойникованного мартенсита. В структурах также присутствуют массивные участки двойникованного мартенсита (тип II). Обнаружено формирование сателлитных пятен на микродифракционных картинах, полученных с участков М-А-составляющей в зонах термического влияния сварного шва стали. Сделано предположение, что их образование связано с локальным пересыщением углерода в М-А-состав¬ляющей и его неоднородным распределением вследствие ограничения процессов диффузии при ускоренном охлаждении. Авторы благодарят И.П. Мишина за помощь в проведении поперечно-винтовой прокатки стали. Электронно-микроскопические исследования выполнены в Федеральном исследовательском центре Институт физики им. Л.В. Киренского СО РАН.

Скачать электронную версию публикации