ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2012, том 113, № 7, с. 744-755
^ ПРОЧНОСТЬ
И ПЛАСТИЧНОСТЬ
УДК 669.15'292-194:539.9
ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ НИЗКОЛЕГИРОВАННОЙ ТРУБНОЙ СТАЛИ ПРИ НАГРЕВЕ В МЕЖКРИТИЧЕСКОМ ИНТЕРВАЛЕ ТЕМПЕРАТУР
© 2012 г. А. Н. Маковецкий*, Т. И. Табатчикова**, И. Л. Яковлева**, Н. А. Терещенко**, Д. А. Мирзаев***
*ОАО "ЧТПЗ", 454129 Челябинск, ул. Машиностроителей, 27 **Институт физики металлов УрО РАН, 620990Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18 ***Южно-Уральский государственный университет, 454080 Челябинск, просп. им. Ленина, 76
Поступила в редакцию 25.07.2011 г.; в окончательном варианте — 22.11.2011 г.
Исследовано влияние температур предварительной закалки и закалки из межкритического интервала (МКИ) на ударную вязкость, твердость и микроструктуру низколегированной трубной стали. Показана сложная картина структурных и фазовых преобразований при выдержке в МКИ исходно закаленной стали: развивающаяся рекристаллизация а-фазы и образование у-фазы по двум механизмам — наследственности и неупорядоченного роста.
Ключевые слова: нелегированная трубная сталь, закалка, межкритический интервал, микроструктура, аустенит, ударная вязкость, твердость.
ВВЕДЕНИЕ
Для достижения высокого комплекса механических и эксплуатационных свойств трубных сталей в современных производственных условиях перспективно использование комбинированных обработок, включающих закалку из межкритического интервала температур. При этом в низкоуглеродистых низколегированных сталях создается неравновесные структурное состояние, формирующееся в ходе неполной перекристаллизации в двухфазной (а + у)-области.
Проблеме закалки из межкритического интервала посвящено много публикаций [1—9]. В последнее десятилетие она вновь привлекла к себе значительное внимание металловедов, главным образом, благодаря поискам эффективной термической обработки для повышения прочности и ударной вязкости малолегированных трубных сталей.
Ранее было изучено влияние межкритической закалки на прочность, пластичность, хладостой-кость, но неоправданно мало внимания было уделено структуре стали, потому что авторы формально считали, что структура стали формируется из структур непревращенного феррита (если нагрев идет от низких температур), а также структур превращения аустенита, возникшего при выдержке в МКИ. Конкретный тип структур (фер-рито-перлитная, бейнитная, мартенситная либо их сочетание) определяется лишь условиями охлаждения, и только в некоторых работах [7, 10] обращено внимание на возможность рекристал-
лизации бейнита или мартенсита исходной закалки (которая обычно проводится от температур выше Ас3) при последующей выдержке в межкритическом интервале.
В настоящем исследовании основное внимание уделено формированию, точнее преобразованию структуры предварительно закаленной стали при выдержке в МКИ, образованию аустенита и, наконец, его превращению при охлаждении, которые в итоге и определяют конечную структуру стали. Нам кажется не точным использование терминов "отпущенный бейнит" или "отпущенный мартенсит" применительно к структуре отжига выше Ас1, так как и в процессе нагрева и при выдержке бейнит и мартенсит, хотя и не сразу, но теряют ту повышенную концентрацию углерода, которая сохранялась в нем после закалки, и в этом смысле превращаются либо в игольчатый феррит, сохраняющий реечную структуру мартенсита, либо в феррит после прохождения рекристаллизации. Отметим также, что результаты исследования структур после закалки из МКИ для исходной структуры феррит + перлит приведены в статье [11].
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ
Исследование проведено на образцах стали 13ХФА, которую используют на Челябинском трубопрокатном заводе для изготовления нефте-газопроводных труб. Химический состав стали
Химический состав образцов стали 13ХФА
Массовая доля элемента, %
C Si Mn S P Cr Ni Cu Al N V
0.16 0.3 0.53 0.012 0.007 0.60 0.05 0.06 0.04 0.007 0.06
приведен в таблице. Горячекатаные трубы разрезали на темплеты, из которых изготавливались продольные ударные образцы.
Основное исследование выполнено на образцах квадратного сечения 12 х 12 х 70 мм, что позволяло вырезать из них образцы для ударных испытаний. Исследования осуществляли на образцах, предварительно закаленных в соленую воду от 900°С и 1050°С после общей 40-минутной выдержки от момента посадки в печь. Точность регулирования температуры ±1°. Затем образцы по три или шесть на каждую температуру помещали в печь, разогретую до температур 755, 770, 800, 830 и 860°С, выдерживали также 40 мин от момента посадки и закаливали в перемешиваемую соленую воду. Часть образцов исследовали в закаленном состоянии; на остальных был проведен отпуск 600°С 1 ч охлаждение на воздухе.
После термообработки определяли твердость по Бринелю HB3000, ударную вязкость на образцах с V-образным надрезом KCV-80, металлографическим и электронно-микроскопическим методами — фазовый состав и структуру стали. Испытания на ударную вязкость проводили с помощью копра ИО 5003-0.3 на стандартных образцах с V-образным надрезом. Для изучения кинетики распада аустени-та также был использован закалочный дилатометр "Linseis L78 R.I.TA.". Металлографические исследования структуры ударных образцов стали 13ХФА совершали на микроскопе "НЕ0Ф0Т-30". Шлифы подвергали травлению в 4-% ном спиртовом растворе HNO3. Электронно-микроскопические исследования выполняли на микроскопе JEM 200CX. Фольги для исследований были приготовлены методом электролитического полирования в фосфорно-хромовом электролите.
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Результаты испытания ударных образцов и измерения твердости на их поверхности представлены на рис. 1. Твердость плавно возрастает, а ударная вязкость снижается по мере возрастания температуры закалки. Микроструктура термооб-работанных образцов приведена на рис. 2. После исходной закалки от 1050 или 900°С в исследуемой стали наблюдается бейнит и некоторое количество мартенсита. Обе структуры у конструкци-
онных сталей имеют специфическое строение, изученное подробно исследовательскими группами Счастливцева и Штремеля [13, 14]. Бейнит и мартенсит имеют структуры пакетов реечных кристаллов, толщиной порядка 0.15—0.6 мкм. В общем случае рейки уложены плоскими слоями, причем рейки следующего слоя повернуты на угол 120°: в каждом слое рейки имеют две различные ориентировки Курдюмова—Закса относительно решетки аустенита, так что всего существует 6 ориентировок. Однако у безуглеродистых сплавов и в низкоуглеродистых сталях проявляется еще одна структурная единица — блок. Пакет состоит из нескольких блоков, а последние из параллельных реек, по мнению [15], только двух ориентаций, причем они характеризуются малым
260 240 220 200 > 180 1160 140 120 100
(a)
740 760 780 800 820 840 860 880 Температура закалки, °С
300 280 260 240 220 200 180 160 140 120
(б)
740 760 780 800 820 840 860 880 Температура закалки, °С
Рис. 1. Механические свойства термообработанных образцов:
а — зависимость твердости от температуры закалки из МКИ; б — зависимость ударной вязкости от температуры закалки из МКИ. Кривая 1 — закалка 900°С; МКИ, отпуск 600°С; кривая 2 - закалка 1050°С, МКИ, отпуск 600°С.
Рис. 2. Микроструктура стали 13ХФА после предварительной закалки от 1050°С, повторной закалки из межкритического интервала от различных температур и отпуска при 600°С, 1 ч:
а — предварительная закалка от 1050°С; температуры нагрева в межкритический интервал; б — 755, в — 770, г — 800, д- 830, е - 860.
углом разориентировки, так как отражают сдвиги "вверх" и "вниз" при сдвиговом превращении.
Именно такую структуру (рис. 2а) имеет рассматриваемая сталь после охлаждения образцов в воде от 1050°С, о чем можно судить по участкам с параллельными тонкими пластинками, представляющими, вероятно, блоки, хотя без тщательного анализа ориентировок нельзя надежно установить, возникают ли в бейните или мартенсите ста-
ли блоки, или содержание углерода достаточно для появления пакетов.
После нагрева до 755°С и закалки структура в основном сохранила геометрический характер строения реечного бейнита (рис. 2б), который существовал после исходной закалки, но, во-первых, появились светлые участки рекристаллизо-ванного феррита, а, во-вторых, небольшие округлые участки темного цвета, расположенные явно
не хаотически; они окаймляют, по-видимому, границы зерен старой у-фазы, а их темный цвет после отпуска свидетельствует о том, что это участки аустенита, возникшего при выдержке. На характер последующего распада этого аустенита, очевидно, влияет длительность выдержки в межкритическом интервале. При дилатометрическом исследовании фазовых превращений в данной стали аустенитизацию образцов проводили в течении 5 мин при температуре 800°С в межкритическом интервале, а далее образцы охлаждались с последовательно увеличивающейся скоростью от 5 до 70°С/с. Оказалось, что в таких условиях температура начала, да и температура конца распада аустенита, образовавшегося в МКИ, слабо зависят от скорости охлаждения. Первая изменялась в пределах от 760 до 715, а вторая от 660 до 615°С. Отметим, что в равновесных условиях нагрева Ас1 = 746 ± 5°С. Следовательно, во всех случаях распад аустенита начинался с выделения феррита. Наши наблюдения согласуются с выводами Фонштейн и Голованенко [4] о том, что феррит, сохранившийся при нагреве в межкритическом интервале, играет роль своеобразной подложки при зарождении нового феррита при охлаждении. Возможно также, что аустенит, образующийся за малое время выдержки в МКИ, имеет относительно низкое содержание углерода, его устойчивость мала, однако она будет возрастать с увеличением длительности выдержки из-за обогащения у-фазы углеродом. Во всяком случае, в рассматриваемых экспериментах после 40-минутной аустенитизации структура превращенного аустенита оказывалась либо бейнитом, либо мартенситом, хотя скорость охлаждения квадратных образцов со стороной 12 мм, по нашим оценкам, не превышала 100°С/с, т.е. была близка к максимальной скорости охлаждения в опытах по дилатометрии.
Особого внимания заслуживает еще одна структурная форма ауст
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.