ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2004, том 98, № 4, с. 66-74
_ СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ _
ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.15-194.53:539.388.2:539.24:620.17
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ЭВТЕКТОИДНОЙ СТАЛИ У8 ПОСЛЕ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОЙ ДЕФОРМАЦИИ. I. РЕЗУЛЬТАТЫ МЕТАЛЛОГРАФИЧЕСКОГО ИССЛЕДОВАНИЯ И МЕХАНИЧЕСКИХ ИСПЫТАНИЙ
© 2004 г. И. Л. Яковлева*, Л. Е. Карькина*, Ю. В. Хлебникова*, В. М. Счастливцев*, В. Н. Урцев**, С. А. Морозов**, В. Н. Дегтярев**
*Институт физики металлов УрО РАН, 620219 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18 **ОАО "ММК", ИТЦ "Аусферр" и ФНиО "Интеле", Магнитогорск Поступила в редакцию 26.01.2004 г.
Исследован фазовый состав и механические свойства углеродистой эвтектоидной стали У8 после горячей деформации кручением в интервале температур 650-900°С. Показано, что для образцов, деформированных выше температуры фазового перехода (900-750°С), образование смешанной перлито-мартенситной или полностью перлитной структуры определяется временем последефор-мационной изотермической выдержки при 650°С. Для образцов, деформированных в межкритическом интервале температур (700-650°С), образование смешанной перлито-мартенситной структуры определяется суммарным временем деформирования и последующей выдержки при 650°С. В двухфазных образцах объемная доля перлитной составляющей в структуре увеличивается от центра к периферии образца.
Впервые обнаружено, что с ростом степени предварительной деформации е характер разрушения образцов с полностью перлитной структурой меняется от вязкого в центральной части, где е = 0, к хрупкому на периферии, где е = тах.
ВВЕДЕНИЕ
Углеродистые стали с перлитной структурой используются для большого количества изделий в промышленности (проволока различного назначения, рельсы, пружины, арматура, струны для железобетонных конструкций и т.д.). Холодная пластическая деформация стали со структурой перлита позволяет получить исключительно высокие прочностные характеристики при сохранении пластичности. Когда удается получить дисперсный перлит, оказывается, что он способен пластически деформироваться на большие степени. Имеющиеся в литературе сведения по деформации углеродистых сталей относятся в основном к деформации перлита при комнатной температуре. Однако весьма часто в технологических процессах деформацию углеродистой стали проводят при повышенных температурах. Например, для получения совершенной субзеренной структуры феррита с дисперсными сферическими частицами карбидов сталь деформируют в межкритическом интервале температур (изоформинг) с суммарной степенью обжатия не менее 70%. При контролируемой прокатке деформацию углеродистой стали проводят в аустенитном состоянии, причем происходящие при деформации изменения субст-
руктуры аустенита могут оказывать заметное влияние на структуру продуктов последующего эвтектоидного превращения и соответственно на свойства стали. Высокие скорости прокатки, большая длина получаемого изделия часто на практике приводят к возникновению существенного градиента температур по сечению проката. При последующем охлаждении в стали формируется неоднородная по сечению структура. Для высокоуглеродистых сталей интенсивный режим охлаждения может привести к образованию мар-тенсито-бейнитных структур вблизи поверхности изделия.
В ряде работ [1-5] исследовали влияние деформационной структуры при высоких температурах на характер протекания перлитного превращения и свойства перлита. Процессы рекристаллизации и полигонизации, происходящие при горячей деформации в аустенитной области, особенно заметно должны сказываться на свойствах стали [2]. Вопросы структурообразования в горя-чедеформированном аустените изложены в обзорных работах [1, 6-8]. В работе [1] подробно рассмотрены структурные изменения в зависимости от режимов горячей прокатки (температура, скорость и степень деформации и т.д.). В частно-
сти, показано, что в углеродистой эвтектоиднои стали горячая прокатка при 950°С до степени деформации ~15% с последующей последеформаци-онной выдержкой приводит к полной рекристаллизации аустенита. В этом случае высокотемпературная деформация не влияет на последующее перлитное превращение. Снижение температуры и скорости деформации позволяет замедлить процессы динамической рекристаллизации и сохранить высокотемпературное состояние аустенита, что дает возможность проследить влияние субструктуры аустенита на процессы структуро-образования перлита при последующем фазовом превращении. По данным [1, 7], оптимальная структура аустенита (мелкое зерно с развитой субструктурой) оказывает положительное влияние на механические свойства перлита. Однако по данным других авторов [9], субструктура аустенита перлитом прямо не наследуется, она может лишь косвенно влиять на характер перлитного превращения. Во многих работах отмечено, что высокотемпературная деформация ускоряет перлитное превращение [3, 5]. Измельчение аус-тенитного зерна является главным фактором ускорения перлитного превращения. По образовавшимся при горячей деформации субграницам ускоряется самодиффузия атомов железа и углерода. Наличие в деформированном аустените субзерен с большой протяженностью субграниц, являющихся центрами зарождения перлитных колоний, способствует измельчению колоний и субколоний, что проводит к повышению комплекса механических свойств. Однако в литературе практически не обсуждается влияние субструктуры деформированного аустенита на формирование отдельных структурных составляющих перлита (цементит и феррит). Недостаточно также данных о взаимосвязи структуры и механических свойств горяче-деформированной углеродистой стали.
Цель работы состоит в проведении сравнительного анализа механических свойств и структуры цементитной и ферритной составляющих перлита углеродистой стали У8 после деформации в разных температурных интервалах (в аусте-нитном состоянии и межкритическом интервале температур) для выяснения степени влияния субструктуры деформированного аустенита на дислокационную структуру продуктов последующего перлитного превращения.
Задача первой части работы: проанализировать влияние условий горчей деформации (степени и скорости) в температурном интервале 900-650°С на механические свойства и фрактографию поверхности разрушения углеродистой стали У8.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
Исследование проводили на образцах углеродистой эвтектоидной стали У8, содержащей 0.85% С,
Температура, °С 1050
650
ММ.
Время, с
Рис. 1. Температурно-деформационный режим обработки образцов (схема).
0.43% Мп, 0.20% Б1, 0.07% Сг, 0.06% N1, 0.010% Р, 0.032% Б.
Деформацию образцов осуществляли кручением на пластометре торсионного типа [10]. Образцы представляли собой прутки диаметром 8 мм и длиной 350 мм (длина зоны деформации 100 мм). Температурно-деформационный режим обработки (ТМО) представлен на схеме рис. 1. Заготовки из стали У8, предварительно нагретые до 1050°С, выдерживали при этой температуре в течение 1 ч, затем подстуживали на воздухе до температуры деформирования (^ и переносились в рабочую печь пластометра, где производилось деформирование образцов. Расчет степени деформации (е) производили по формуле: £ = ппй/1, где п -количество оборотов, й - диаметр образца, I -длина зоны деформации.
Скорость деформации составляла 0.018-0.5 с-1. Величина деформации (е) изменялась от 0.022 до 1.3. Температура деформации варьировалась от 650 до 900°С. Отметим, что время нахождения образцов в печи пластометра превышало время деформирования образцов на ~10 с, что связано с необходимостью закрепления образцов в зажимах и последующим их извлечением. После деформации образцы переносили в ванну и изотермически отжигали при температуре 650°С в течение 5-220 с. Контроль температуры образцов на этапе предварительного нагрева осуществляли при помощи зачеканенной в образец на глубину 2 мм термопары. После разрушения термопары (при деформации образца) температура поверхности образцов определялась при помощи пирометра М90-Ш, обладающего быстродействием 2 измерения в секунду и диапазоном измеряемых температур 300-2400°С. Погрешность измерения пирометра составляет ±0.5%. По окончании изотермической выдержки при 650°С заданной длительности проводили охлаждение образцов в воде.
т
е
Рис. 2. Структура углеродистой стали У8 после деформации при температуре 750°С и последующей изотермической выдержки при 650°С в течение 60 с (объемная доля мартенсита ~40%); х200:
а - участок центральной области стержня; б - участок на середине радиуса (~4 мм от поверхности); в - периферийная область стержня (~1.8 мм от поверхности).
Для анализа микроструктуры вырезали участки центральной зоны образца перпендикулярно оси стержня. Для выявления структуры на металлографических шлифах использовали травление в 4%-ом спиртовом растворе ИК03. Металлографическое исследование проводили на оптическом микроскопе "ЕРГГУР". Объемную долю мартенсита в структуре определяли методом количественной металлографии.
Рентгенографическое исследование проводили на дифрактометре ЗТЛБГ-Р в излучении Си-А^ (X = 1.54056 А) с фокусировкой по Бреггу-Брентано в интервале углов 26 от 12 до 70°, с использованием сцинцилляционного счетчика и амплитудного дифференциального дискриминатора. На вторичном дифрагированном пучке был установлен моно-хроматор из пиролитического графита Рв с отражающей плоскостью (002). В этих экспериментах реализуется значительно лучшее угловое расширение, чем в стандартных методиках. Результаты рентгеновского анализа сопоставлялись с данными электронной дифракции.
Для определения механических свойств образцов после различных температурно-деформацион-ных режимов проводили испытания на растяжение на машине "ГШгоп" при комнатной температуре. Для испытаний изготавливали цилиндрические образцы с длиной рабочей зоны 40 мм и диаметром 7 мм. Измерение микротвердости Нц стали проводили на микротвердомере ПМТ-3 при нагрузке
100 г. Для каждого образца значение микротвердости получали путем усреднения результатов от 10 измерений.
РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТА
1. Результаты металлографического исследования. Металлографическое исследование показало, что в зависимости от т
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.