ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2015, том 116, № 3, с. 289-299
СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.15-194.53:539.32
РАЗВИТИЕ РОТАЦИОННОЙ МОДЫ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ ПРИ ВОЛОЧЕНИИ ПЕРЛИТНЫХ СТАЛЕЙ РАЗЛИЧНЫХ СИСТЕМ ЛЕГИРОВАНИЯ
© 2015 г. Н. А. Терещенко*, И. Л. Яковлева*, М. В. Чукин**, Ю. Ю. Ефимова**
*Институт физики металлов УрО РАН, 620990 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18 **Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова, 455000 Магнитогорск, пр. Ленина, 38 e-mail: labmet@imp.uran.ru Поступила в редакцию 23.06.2014 г.; в окончательном варианте — 26.08.2014 г.
С применением просвечивающей электронной микроскопии исследована эволюция структуры тонкопластинчатого перлита в процессе волочения ряда сталей эвтектоидного состава, отличающихся природным легирующим комплексом. Установлена связь между развитием ротационной моды в пластинчатом перлите и формированием осевой текстуры при деформации сталей, содержащих микродобавки легирующих элементов.
Ключевые слова: перлитная колония, пластинчатый цементит, механизмы деформации, текстура. DOI: 10.7868/S0015323015030158
ВВЕДЕНИЕ
Стратегия развития железнодорожного транспорта в нашей стране включает ускоренное развитие сети высокоскоростных железных дорог. Одной из важных проблем при реализации этой программы является производство современных комплектующих для строительства железных дорог, и, в частности, высокопрочной арматуры для железобетонных шпал. Внедрение схем укрупненного армирования за счет использования высокопрочной арматуры диаметром до 10.0 мм с повышенным комплексом эксплуатационных свойств позволяет значительно сократить металлоемкость конструкций, снизить трудоемкость и энергетические затраты.
При разработке технологии производства высокопрочной арматуры больших диаметров возможны исследования в нескольких направлениях. Одно из них базируется на сочетании методов холодной пластической деформации с последующим термическим упрочнением арматуры из кремнистой стали [1, 2]. Опыт производства арматуры из кремнистой стали марок 40С2 и 55С2 показал, что ограничением для использования данной технологической схемы является невысокая производительность линий термической обработки [3].
Альтернативное направление основано на деформационном упрочнении в сочетании с совмещенной механотермической обработкой. В настоящее время освоено производство высокопрочной арматуры по данной технологии из новых высоко-
углеродистых сталей 80ХФЮ, 85ХФЮ и 85ФЮ [4]. Как видно из перечисленных марок, для достижения заданной прочности требуется легирование хромом, ванадием и алюминием, что удорожает готовую продукцию. Практика применения более экономичной углеродистой стали эвтектоидного состава показала, что в процессе волочения такого материала при некоторой критической степени обжатия осуществлять дальнейшее утонение становится невозможным из-за повышенной обрывистости проволоки. При исследовании структуры было показано, что низкая технологическая пластичность углеродистой стали обусловлена появлением многочисленных трещин в процессе волочения [5] В связи с этим при наращивании объема производства арматуры для современных железобетонных шпал, а также снижением себестоимости ее производства, актуальным становится вопрос о выборе рационального легирования стали.
Цель настоящей работы заключается в сравнительном исследовании структурного состояния высокопрочной арматуры большого диаметра, произведенной по одинаковой технологии, но отличающейся по химическому составу. Основная задача состояла в том, чтобы изучить эволюцию структуры стали различных систем легирования в процессе деформации и выявить факторы, способствующие формированию оптимального структурного состояния проволоки за счет реализации нескольких конкурирующих механизмов пластической деформации.
Таблица 1. Химический состав исследуемых сталей, мас. %
№ плавки Марка С Si Мп Сг № V В, х103 Р, х103 S, х103
1 80 0.89 0.21 0.44 0.07 0.03 <0.01 0.0008 0.0110 0.0070
2 80НР 0.81 0.27 0.61 0.07 0.15 0.01 0.0022 0.0025 0.0025
3 85ХФ 0.92 0.26 0.70 0.33 0.03 0.10 0.0012 0.0098 0.0098
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ
Материалом для исследования послужили стали трех промышленных плавок, химический состав которых приведен в табл.1. Содержание углерода в исследуемом металле близко к эвтектоид-ному. Первая плавка содержит минимальное количество легирующих элементов и может быть отнесена к стали 80. Вторая плавка отличается повышенным содержанием никеля (0.15 мас. %) и бора (0.0022 мас. %), ее химический состав может быть условно выражен как 80НР. Химический состав третьей плавки содержит на порядок больше ванадия (0.1 мас. % вместо 0.01), обогащен хромом (до 0.33 мас. %) и соответствует марке 85ХФ.
Образцы для исследования отбирались на различных технологических этапах метизного производства в условиях ОАО "Магнитогорский метизно-калибровочный завод "ММК-МЕТИЗ". В качестве исходной заготовки при производстве арматуры используется горячекатаный прокат диаметром 15.5 мм. Для сталей 80 и 80НР применяется операция патентирования, ее проводит после предварительного нагрева до 980°С путем протяжки проволоки через свинцовую ванну, имеющую температуру 544—550°С, со скоростью протяжки 5.5 м/мин. В патентированном состоянии временная прочность исследуемых сталей равна ств = = 1280-1300 МПа, твердость HRC = 34-35. Далее следует пластическая деформация термообрабо-танной катанки волочением, которая осуществляется в многократном прямоточном волочильном стане ЯЪ 120/8, после обжатия до диаметра 10 мм прочностные характеристики возрастают: ств — до 1590-1610 МПа, HRC — до 41—44.
Сталь 85ХФ подвергается волочению в горячекатаном состоянии, операция патентирования для нее исключена. Механические свойства горячекатаной стали 85ХФ составляют: ств = 1290 МПа, HRC = 24, после волочения уровень прочности близок прочности сталей 80 и 80НР (ств = до 1590 МПа, HRC = 44).
В процессе производства холоднокатаной проволоки было установлено, что для заготовки из плавки № 1 характерны обрывы при волочении, и в целом сталь 80 отличается пониженными технологическими свойствами. Сталь типа 80НР, плавка № 2 по этим параметрам предпочтительнее и близка к стали марки 85ХФ, принятой за основу при сравнении.
Истинную деформацию при волочении рассчитывали по формуле е = —21п(Д/Д0), где Д — диаметр после волочения, Д0 — исходный диаметр.
Структуру сталей изучали в поперечном сечении проволоки методом просвечивающей электронной микроскопии с применением электро-нографического анализа. Использовали микроскоп '^ЕМ-200СХ".
Для определения текстур деформации использовали рентгеновскую съемку внутренней части полюсных фигур "на отражение" до а = 65°. Съемку полюсных фигур производили в излучении СоКа на рентгеновском дифрактометре ДРОН 2.0 с автоматизированной текстурной приставкой, шаг по углам поворота в и наклона а составлял 5 град.
Исследования проводили в Центре коллективного пользования "Испытательный центр нано-технологий и перспективных материалов" Института физики металлов УрО РАН.
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
Структурное состояние сталей перед деформацией
Волочению сталей 80 и 80НР предшествует операция патентирования. В патентированном состоянии структура исследуемых сталей качественно похожа. Основу структуры составляет пластинчатый перлит, средний размер перлитных колоний в исследуемых сталях близок и равен 4— 2 мкм. Межпластинчатое расстояние внутри перлитной колонии в стали типа 80 не превышает 0.15—0.10 мкм, а в стали 80НР эта характеристика несколько меньше и близка к 0.08 мкм. Большая часть перлитных колоний имеет правильное, регулярное строение с параллельным расположением цементитных пластин, межфазная граница феррит-цементит эквидистантная и плоская, на ней отсутствуют ступени, скопления дислокаций (рис. 1). Плотность дислокаций в феррите чрезвычайно низкая. Дифракционный контраст на электронно-микроскопических изображениях структуры свидетельствует о том, что в стали 80, как правило, присутствует единая ориентация ферритной составляющей в пределах перлитной колонии. В стали 80НР общая ориентация воспроизводится для группы из 8—10 ферритных ла-мелей, в то время как между отдельными группами ламелей внутри перлитной колонии наблюдается слабая разориентация кристаллической
Рис. 1. Пластинчатый перлит в патентированной стали 80НР:
а — светлопольное изображение; б — темнопольное изображение в рефлексе цементита (121); в — электронограмма с осью зоны [110] феррита и [111] цементита.
Рис. 2. Особенности тонкой структуры сталей перед волочением:
а — бейнит в патентированной стальи 80; б — перлитные колонии в горячекатаной стали 85ХФ.
решетки феррита (рис. 1а). Различие в характере дифракционного контраста обусловлено, по-видимому, повышенным уровнем внутренних напряжений, возникших в стали с более дисперсным перлитом. Внутреннее строение пластин цементита достаточно совершенное, на темнопольном изображении в рефлексе цементита пластины имеют однородный контраст по всей длине и практически не содержат дефектов (рис. 1б). Картина электронной дифракции имеет монокристальный характер (рис. 1в).
В структуре патентированного металла углеродистой стали 80 помимо перлита встречаются участки свободного феррита неправильной формы, их протяженность достигает 5 мкм, а также области с бейнитной структурой (рис. 2а). Объемная доля бейнита, оцененная по данным электронно-микроскопических исследований, не превышает 2—3% от общего объема материала.
При сопоставлении сталей 80 и 80НР в патенти-рованном состоянии можно отметить, что структурное состояние металла второй плавки более однородное. Отсутствие ферритной и бейнитной составляющей обусловлено, по-видимому, легированием стали 80НР бором. Относительно влияния бора на структурообразование углеродистых сталей в литературе известно [6], что за счет адсорбции по границам зерен и на других дефектах кристаллического строения, он существенно повышает устойчивость переохлажденного аусте-нита в температурной области перлитного превращения, способствует повышению содержани
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.