Formation of structures and mechanical properties of low-carbon steel after longitudinal and helical rolling.pdf Введение Термомеханическая обработка (ТМО) позволяет существенно изменять структурно-фазовое состояние и механические свойства материалов. Особое значение ТМО имеет при получении из-делий из низкоуглеродистых, малолегированных сталей, широко применяемых в нефтегазовой, судостроительной и строительной сферах. В зависимости от способа и степени деформации, тем-пературных режимов прокатки возможно получение повышенного уровня прочностных характе-ристик стали [1-5]. Однако одновременно с повышением прочности не всегда удается получить удовлетворительную пластичность и ударную вязкость разрушения. Поэтому задача исследовате-лей сводится к оптимизации режимов ТМО для получения требуемого сочетания прочностных ха-рактеристик, вязкости разрушения и хладостойкости. Традиционным и наиболее распространенным способом обработки является продольная про-катка (ПП), при которой валки вращаются в противоположных направлениях и расположены па-раллельно друг другу. При поперечно-винтовой прокатке (ПВП) на трехвалковых станах изделие в процессе прокатки получает и вращательное, и поступательное движение [6-8]. В силу особенно-стей напряженно-деформированного состояния при вращательном движении заготовки в поверх-ностных слоях реализуется интенсивная сдвиговая деформация. Поэтому эффект измельчения структуры при поперечно-винтовой прокатке достигается с существенно меньшими усилиями, чем при продольной прокатке. Было показано, что при сопоставимых обжатиях уровень энергосило-вых параметров при ПВП может быть в 12-15 раз ниже, чем при ПП [6]. Помимо этого, высокие сдвиговые деформации сопровождаются разогревом металла (до 100-150 °С), что позволяет опти-мизировать температурный интервал и исключить промежуточные подогревы [6]. В работе [9] от-мечали, что заготовки после поперечно-винтовой прокатки по механическим свойствам превосхо-дят аналогичную продукцию, полученную с использованием продольной прокатки. Однако де-тального сравнительного анализа структур и механических свойств низкоуглеродистых сталей, полученных при реализации разных вариантов прокатки, не было проведено. В связи с этим цель настоящей работы - изучение влияния продольной и поперечно-винтовой прокаток на особенно-сти формирования микроструктур и механические свойства низкоуглеродистой стали класса прочности К60. Материалы и методики исследований В работе исследовали низкоуглеродистую, малолегированную трубную сталь класса прочно-сти К60 следующего химического состава, 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. Сталь в исходном горячекатаном состоянии подвергали обработ-ке продольной прокаткой в ручьистых валках и поперечно-винтовой прокаткой. ПВП проводили на трехвалковом министане РСП «14-40», оси валков располагались под углом 120° друг к другу, угол подачи по отношению к оси прокатки составлял 8°. Режимы прокаток приведены в табл. 1. В обоих случаях прокатка начиналась от температуры 850 °С, что соответствовало области вблизи критической точки Ar3 . Прокатку осуществляли без дополнительных подогревов. Число проходов выбиралось таким образом, чтобы суммарная степень деформации , где Fi-1 и Fi - начальная и конечная площади поперечных сечений прутков, после прокатки была одинаковой. При ПВП степень деформации, равная 1.7, была достигнута за 6 проходов, а при продольной про-катке - за 13. Вследствие низкой температуры окончания ПП для стали был проведен дополни-тельный отпуск при 550 °С в течение 30 мин. Таблица 1 Параметры режимов прокатки стали Вид прокатки Температура начала прокатки,°С Завершение прокатки, °С Число проходов Размеры исходной заготовки, мм Размеры конечной заготовки, мм Степень дефор-мации поперечное сечение ПП 850 550-600 13 23×23 10×10 1.66 ПВП 850 750-780 6 40 17.4 1.69 Исследования микроструктур стали проводили на оптическом микроскопe марки Zeiss Axiovert 25 и с помощью системы с электронными и сфокусированными ионными пучками Quanta 200 3D с приставкой «NORDLYS Oxford Instruments HKL Technology» для автоматического анали-за дифракции обратнорассеянных электронов (EBSD). Травление шлифов для выявления границ зерен проводили в 3%-м спиртовом растворе HNO3. Электролитическое полирование для исследо-вания структур методом EBSD-анализа выполняли в растворе 25 мл CrO3 + 210 мл H3PO4 при ком-натной температуре и напряжении U = 13 В. При проведении EBSD-анализа шаг сканирования по-верхности варьировали от 0.3 до 0.5 мкм. Микротвердость по Виккерсу измеряли с помощью прибора ПМТ-3 с нагрузкой 50 г. Меха-нические испытания на статическое растяжение образцов в форме двойной лопатки с размерами рабочей части 15×3×1 мм выполняли на установке типа Поляни. Испытания на ударный изгиб стандартных образцов с V-образным надрезом и размерами 10×10×55 мм проводили на маятниковом копре INSTRON MPX 450 в диапазоне температур испы-тания от +20 до -70 °С с автоматической записью диаграмм разрушения в координатах «нагрузка - прогиб». По результатам испытаний оценивали работу зарождения и распространения магист-ральной трещины, которую определяли с помощью измерения площадей под кривой диаграммы нагружения. С использованием растровых электронных микроскопов Philips SEM 515 и Tesla BS300 исследовали микромеханизмы разрушения стали. Результаты и их обсуждение Микроструктурные исследования стали В горячекатаном состоянии микроструктура стали К60 представлена вытянутыми в направле-нии прокатки областями из квазиполигональных зерен феррита и перлита (рис. 1, а). Средний раз-мер ферритных зерен, определенный методом секущих на оптических снимках, составляет ≈ 12 мкм. Объемная доля перлита - 20%. В структуре преобладают большеугловые границы (БУГ) зерен (94%), а доля малоугловых границ (МУГ) зерен составляет 6%. В результате продольной прокатки структура измельчается, характеризуется значительной вытянутостью ферритных зерен вдоль направления прокатки и разнозернистостью (рис. 1, б; 2, а). Ширина удлиненных ферритных зерен составляет 0.8-1.5 мкм, а более крупных достигает 3-4 мкм. Перлитные зерна имеют меньшие размеры по сравнению с горячекатаным состоянием и расположены вдоль границ ферритных зерен (рис. 2, б). В структуре также присутствуют отдель-ные частицы цементита в теле ферритных зерен и по их границам (рис. 2, б). За счет выделения отдельных частиц цементита объемная доля перлита снижается до 14-15%. В структуре стали по-сле продольной прокатки наблюдали повышение доли МУГ зерен до 40%, что свидетельствует о формировании развитой субструктуры. Границы между удлиненными ферритными зернами явля-ются большеугловыми, а внутри зерен присутствуют малоугловые разоориентации. Из анализа обратных полюсных фигур обнаружено, что в плоскости прокатки стали К60 преобладают ориен-тировки кристаллографических плоскостей, близкие к {001}, а направление прокатки совпадает с направлением (рис. 2, в). Таким образом, сформирована кристаллографическая текстура прокатки {001}, характерная для металлов с ОЦК-решеткой [10]. Рис. 1. Микроструктуры стали К60 в горячекатаном состоянии (а), после продольной (б) и поперечно-винтовой прокаток (в) Рис. 2. Результаты EBSD-анализа стали после продольной (а-в) и поперечно-винтовой (г-е) прокаток: зе-ренная структура α-фазы (а, г), карты распределения фаз (б, д), обратные полюсные фигуры (г, д), получен-ные в плоскости прокатки: НН - нормаль к плоскости прокатки, НП - направление прокатки В отличие от продольной, структура стали после поперечно-винтовой прокатки отличается квазиравноосной формой ферритных зерен (рис. 1, в; 2, г), средний размер которых составляет 3.3 мкм. Области перлитных зерен существенно меньше по размеру (рис. 2, д) по сравнению с горячекатаным состоянием и продольной прокаткой. Доля перлитных зерен уменьшается до 8%. В работе [11] при исследовании тонкой структуры данной стали после поперечно-винтовой про-катки было показано, что в структуре наряду с ферритом и перлитом формируется дисперсная бейнитная составляющая с объемной долей 15-20%. Таким образом, структура характеризуется более однородным распределением структурных составляющих (рис. 1, в). Доля МУГ зерен со-ставляет 16%. В стали формируется аксиальная текстура со значительным ее рассеянием (рис. 2, е), при этом интенсивность величин текстурных компонент ниже, чем после продольной прокатки. Механические свойства стали Рис. 3. Диаграммы растяжения (а), сериальные кривые ударной вязкости (б), кривые ударного нагружения при температуре испытаний -70 °С (в) стали K60: кр. 1 - в горячекатаном состоянии; кр. 2 - после продольной прокатки; кр. 3 - после продольной прокатки и отпуска; кр. 4 - после поперечно-винтовой прокатки В горячекатаном состоянии микротвердость ферритных областей составляет 1620 МПа, пер-литных - 2300 МПа. После продольной прокатки наблюдали существенный рост величин микротвердости до 2900 МПа, что связано с зернограничным и субзеренным упрочением, повышением плотности дислокаций, дисперсионным упрочнением за счет выделения при прокатке карбидных частиц Fe3C в объеме ферритных зерен. После проведения дополнительного отжига микротвердость уменьшилась до 2460 МПа за счет снижения внутренних напряжений. После поперечно-винтовой прокатки вследствие уменьшения действующего размера зерна и упрочнения феррита дисперсными частицами микротвердость феррита повысилась примерно до 1900 МПА по сравнению с горячекатаным состоянием. Однако эти значения ниже, чем после про-дольной прокатки. Величины пределов текучести σ02 и прочности σв стали после продольной прокатки увеличились в 2.5 и 1.6 раза, однако пластичность ε снизилась почти в 6 раз по сравнению с горячекатаным состоянием (рис. 3, а). Проведение дополнительного отпуска образцов стали после продольной прокатки приводит к некоторому снижению прочностных характеристик (σ02 = 760 МПа, σв = 900 МПа), но в то же время к улучшению пластичных свойств стали до ε = 15%. После поперечно-винтовой прокатки характеристики прочности повысились на 20-30% по сравнению с горячекатаным состоянием, при этом пластичность снизилась всего на 5% (рис. 3, а). На диаграммах растяжения таких образцов практически отсутствует площадка текучести, характерная для исходного феррито-перлитного состояния стали. Это связано с уменьшением доли перлита и формированием бейнитной составляющей [2]. По данным испытаний на ударный изгиб (рис. 3, б), сталь в горячекатаном состоянии характеризуется высоким значением ударной вязкости разрушения (KCV = 250 Дж/см2) при комнатной температуре испытаний (Тисп). Однако при снижении Тисп происходит резкое их уменьшение. Температура вязко-хрупкого перехода (Тхв) стали составляет ≈ -32 °С. После продольной прокатки стали уровень величин KCV снижается уже при комнатной температуре испытаний до 180 Дж/см2, а Тхв соответствует значениям для горячекатаного состояния (-35 °С). Таким образом, существенное упрочнение стали (σв = 1050 МПа) не позволяет сохранить достаточный уровень вязкости разрушения. После отпуска стали общий уровень KCV повышается (рис. 3, б) и при пониженных Тисп значительно превышает характеристики для горячекатаного состояния. Явно выраженного вязко-хрупкого перехода не наблюдается. После поперечно-винтовой прокатки стали значения KCV повышаются во всем температурном интервале испыта-ний (до 275 Дж/см2) и практически не уменьшаются при снижении Тисп. Вязко-хрупкий переход не происходит вплоть до Тисп = -70 °С. Оценка работ зарождения и распространения трещины по кривым ударного нагружения (рис. 3, в) дает дополнительную информацию о вязкопластичных характеристиках материала и о его сопротивляемости хрупкому разрушению. Наибольшая критическая нагрузка, требуемая для зарождения и роста трещины, достигается в образцах после продольной прокатки (рис. 3, в), что связано с высокой прочностью материала. При этом работа, затраченная на зарождение трещины, минимальна по сравнению с другими режимами обработки стали (табл. 2). При комнатной Тисп ра-бота распространения имеет высокие значения для всех структурных состояний стали. Процесс разрушения образцов в горячекатаном состоянии и после поперечно-винтовой прокатки происхо-дит преимущественно путем порообразования. После продольной прокатки на изломах образцов обнаружены крупные расщепления и элементы вязкого и хрупкого разрушения. Таблица 2 Работа зарождения и распространения трещины при ударном нагружении стали К60 Состояние стали Работа зарождения трещины, Дж Работа распространения трещины, Дж Тисп = +20 °С Тисп = -70 °С Тисп = +20 °С Тисп = -70 °С Горячекатаное 56 4 145 6 ПП 14.5 0.7 135 46 ПП+отпуск 35 16.5 155 135 ПВП 66 60 155 145 При снижении температуры испытаний до -70 °С на диаграммах нагружения стали в горяче-катаном состоянии и после продольной прокатки при достижении максимальной нагрузки наблю-дается резкое падение (рис. 3, в). Это свидетельствует о лавинном хрупком распространении тре-щины, что подтверждают результаты фактографических исследований. Характер разрушения с вязкого меняется на хрупкий скол (рис. 4, а, б). Рис. 4. Поверхности разрушения образцов стали К60 в горячекатаном состоянии (а), после продольной прокатки (б), продольной прокатки и отпуска (в, г), поперечно-винтовой прокатки (д) после ударных испытаний при температуре -70 °С После продольной прокатки и отпуска стали работа зарождения и распространения трещины повышается (табл. 2), при этом при Тисп -70 °С ее значения существенно выше по сравнению с го-рячекатаным состоянием. На диаграммах ударного нагружения присутствуют прямолинейные участки (рис. 3, в, кривая 3), характерные для хрупкого разрушения, однако после их коротких участков обнаружены ступеньки, свидетельствующие о затуплении трещины. Ступенчатое рас-пространение трещины четко отражено на лицевой поверхности образца (рис. 3, в, выделено в рамке). После отпуска на поверхностях разрушения стали также присутствуют расщепления. Од-нако вследствие снижения напряжений на границах ферритных зерен развитие трещины носит квазихрупкий характер (рис. 4, в), нет типичных гладких поверхностей, характерных для скола, а поры и развитый рельеф поверхности наряду с элементами квазихрупкого разрушения свидетель-ствуют о развитии пластической деформации при разрушении (рис. 4, г). После поперечно-винтовой прокатки стали значения работ зарождения и распространения трещины самые максимальные, при этом при уменьшении Тисп они не снижаются (табл. 2). Вязкий, ямочный характер разрушения образцов наблюдали вплоть до температур -70 °С (рис. 4, д). Таким образом, разный вид прокатки определяет разный уровень вязкости разрушения стали К60 при низких температурах испытаний. Известно, что измельчение зерна является главным фак-тором в повышении ударной вязкости разрушения и хладостойкости стали [12]. После продольной прокатки, несмотря на измельчение структуры, формируются вытянутые ферритные зерна с пре-имущественной кристаллографической ориентацией плоскостей {001}, которые усиливают склон-ность стали к образованию расщеплений [10]. Образование расщеплений связано с пониженной температурой окончания прокатки и формированием вытянутых ферритных зерен с напряженны-ми границами. В работе [13] отмечали, что расщепления понижают ударную вязкость и являются нежелательными, поскольку характер их раскрытия хрупкий. Авторы [14] показали, что формиро-вание расщеплений происходит ступенчато в результате коалисценции соседних микротрещин, образованных на межфазных границах карбидов и матрицы. Поэтому выделение частиц второй фазы на границах удлиненных ферритных зерен увеличивает вероятность хрупкого разрушения при снижении температуры испытаний. Это наблюдали в стали К60 после продольной прокатки. Для сохранения высокой пластичности и вязкости разрушения дисперсные карбиды должны быть распределены внутри матрицы [15]. К противоположному мнению о влиянии расщеплений пришли в работе [16]. Авторы обнару-жили, что в высоковязких сталях с гетерофазной структурой расщепления могут повышать вяз-кость разрушения, поскольку их возникновение приводит к релаксации полей внутренних напря-жений, формированию в окрестностях расщеплений участков вязкого разрушения и росту общей работы разрушения. Похожий результат был получен после отпуска стали К60 после ПП. Несмот-ря на формирование расщеплений, ударная вязкость стали при низких температурах находится на высоком уровне и в области расщеплений присутствуют участки вязкого разрушения. Формирова-ние более «мягкой» матрицы и снижение внутренних напряжений способствуют повышению за-паса пластичности материала и высокой работе распространения трещины. После ПВП в стали формируется дисперсная, равноосная структура, в которой отсутствует кубическая компонента текстуры {001}. Структура характеризуется меньшей долей перлитных зе-рен, более однородным распределением структурных составляющих и меньшим разбросом значе-ний по размеру зерен (см. рис. 1, а), что обеспечивает более высокий уровень ударной вязкости разрушения [12, 17]. В структуре стали преобладают БУГ зерен, которые действуют как препятст-вия, тормозящие распространение трещин скола, что отмечали в работе [18]. В совокупности эти структурные факторы обеспечивают сохранение вязкопластичных характеристик стали после по-перечно-винтовой прокатки при понижении температуры испытаний. Заключение 1. Применение продольной прокатки стали К60 в интервале 850-600 °С приводит к измельче-нию феррито-перлитной структуры, но разнозернистости и вытянутости структурных элементов вдоль направления прокатки. В структуре сформирована высокая доля малоугловых границ зерен (до 40%) и преимущественная ориентировка кристаллографических плоскостей {001}, которые приводят к образованию расщеплений при ударном нагружении. В результате структурных изме-нений микротвердость стали возросла до 2900 МПа, а величины пределов текучести σ02 и прочно-сти σв - до 910 МПа и 1050 МПа соответственно. При этом пластичность и величины ударной вяз-кости разрушения резко снизились при пониженных температурах испытаний (ε = 4%, KCV-70 °С = 25 Дж/см2). 2. Проведение дополнительного отпуска после продольной прокатки способствовало сниже-нию микротвердости (до 2460 МПа) и прочностных свойств (до σ02 = 760 МПа, σв = 900 МПа), но улучшению пластичности стали (до ε = 15%) и ударной вязкости разрушения во всем температур-ном интервале испытаний (KCV-70 °С = 195 Дж/см2). 3. В результате поперечно-винтовой прокатки стали сформирована равноосная, дисперсная структура (d = 3.3 мкм), в которой отсутствует кубическая компонента текстуры {001}. Структура характеризуется меньшей долей и размерами перлитных зерен, более однородным распределением структурных составляющих. Благодаря этому в стали сохраняется высокий уровень ударной вяз-кости разрушения при понижении температуры испытаний (KCV-70 °С = 260 Дж/см2), а вязко-хрупкий переход не происходит вплоть до температур -70 °С.

Скачать электронную версию публикации