ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2013, том 114, № 5, с. 468-479
СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.15292-194:536.424.1
СТРУКТУРНЫЕ УРОВНИ ДЕФОРМАЦИИ ПЕРЛИТА В УГЛЕРОДИСТОЙ СТАЛИ ЭВТЕКТОИДНОГО СОСТАВА
© 2013 г. Н. А. Терещенко*, И. Л. Яковлева*, Т. А. Зубкова*, М. В. Чукин**, Н. В. Копцева**
*Институт физики металлов Уральского отделения 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 16.07.2012 г.; в окончательном варианте — 8.11.2012 г.
С применением просвечивающей и растровой электронной микроскопии исследована структура эв-тектоидной стали 80 на различных технологических этапах производства высокопрочной арматуры большого диаметра. Выявлены особенности структурного состояния, обусловленные масштабным фактором. Показано, что при волочении проволоки большого диаметра на начальных этапах отсутствует стадия интенсивного упрочнения. Методом EBSD установлено, что в процессе волочения в пределах бывшего аустенитного зерна формируется конгломерат из перлитных колоний с единой ориентацией ферритной составляющей вдоль плоскости скола {100}, чем и обусловлена неудовлетворительная технологическая пластичность исследуемой стали.
Ключевые слова: перлитная колония, межпластиночное расстояние, пластина цементита, микротрещина.
БО1: 10.7868/80015323013050112
Объем производства армирующего проката периодического профиля диаметром 10 мм на предприятии "ММК-МЕТИЗ" в настоящее время составляет более 1200 тонн в год и в перспективе, с развитием в стране сети скоростных железных дорог, имеет тенденцию к увеличению [1]. Однако уже в настоящее время рынок армирующих материалов испытывает дефицит качественной продукции с повышенным уровнем прочностных и эксплуатационных свойств для изготовления железобетонных шпал нового поколения. Новые технологии производства железобетонных шпал предполагают укрупненные схемы армирования, при которых 44 проволоки диаметром 3 мм заменяют на 4 армирующих стальных стержня диаметром 10 мм.
Для производства высокопрочной арматуры могут применяться как высокоуглеродистые марки стали с содержанием углерода, близким к эв-тектоидному, так и микролегированные стали [2]. Однако дополнительное легирование повышает стоимость продукции, и в конечном итоге резко ограничивает эффективность и конкурентоспособность производства высокопрочной арматуры. В этой связи одной из актуальных задач — это поиск технологических решений для производства данной продукции с использованием простых углеродистых сталей без их дополнительного легирования.
Наиболее обоснованным вариантом достижения высокопрочного состояния арматурной стали в экономическом и техническом отношении является термомеханическое упрочнение в потоке прокатного стана при горячей прокатке. Технология прокатного передела при контролируемом охлаждении успешно применяется для проволоки малого диаметра. Специфика производства катанки большого диаметра по этой схеме проявляется в том, что технологические условия прокатного передела не могут обеспечить однородное структурное состояние металла в поперечном сечении, и, как следствие, стабильность прочностных и пластических свойств поставляемого проката. Поэтому в технологический процесс производства арматуры большого диаметра вводят дополнительную операцию термической обработки по типу патентирования [3]. Производственный процесс организуют по принципу непрерывного потока при движении проволоки через систему агрегатов, обеспечивающих последовательное проведение операций патентирования, волочения и термостабилизации.
Технология производства высокопрочной арматуры, включающая патентирование в нитку, в мировой практике проводится, как правило, для заготовок ограниченного диаметра (до 10—12.5 мм). Опыт применения такой технологии для заготовок большого диаметра (до 15 мм) свидетельствует о
Химический состав исследуемой стали, мас. %
C Si Mn Cr Ni V Cu Al Mo B P S
0.89 0.21 0.44 0.07 0.03 <0.01 0.03 0.003 <0.002 0.0008 0.011 0.007
том, что с увеличением толщины подката имеет место повышенная обрывистость проволоки в процессе волочения.
Цель настоящей работы заключалась в том, чтобы исследовать структуру эвтектоидной стали на всех этапах производственного цикла высокопрочной проволоки большого диаметра и выявить специфику структурного состояния металла, обусловленную масштабным фактором.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ
Материалом для исследования послужила промышленная плавка эвтектоидной стали, химический состав которой близок к стали 80 (см. таблицу).
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; предел прочности горячекатаной стали варьируется в интервале 1050—1105 МПа. После нагрева до 980°С проводится операция па-тентирования в свинцовой ванне при температуре 544—550°С со скоростью протяжки 5.5 м/мин, после чего временное сопротивление разрушению составляет 1265 МПа. Пластическая деформация термообработанной катанки волочением осуществляется в многократном прямоточном волочильном стане И! 120/8, в результате значение предела прочности возрастает до 1540 МПа. Далее проволока подвергается механотермической обработке, включающей отпуск при 400°С под натяжением 20 кН. В процессе производства холоднокатаной проволоки было установлено, что для исследуемой стали характерны нестабильность пластического течения и обрывы при волочении.
Истинную деформацию, достигаемую при волочении, рассчитывали по формуле б = —21п(Дп/Дз), где Дп — диаметр после волочения, Дз — диаметр исходной заготовки.
Структуру сталей после различных воздействий изучали методом просвечивающей электронной микроскопии с применением дифракционного и темнопольного анализа на микроскопе '^ЕМ-200СХ". Тонкие фольги вырезали из центральной части поперечного сечения цилиндрических заготовок и утоняли электролитически. Исследования проводили в Центре коллективного пользования "Испытательный центр
нанотехнологий и перспективных материалов" Института физики металлов УрО РАН.
Структуру деформированной волочением стали изучали также в сканирующем электронном микроскопе "Superprob ICXA-733" на полированной поверхности массивных образцах, вырезанных в продольном направлении. Изображение структуры получали в луче обратно отраженных электронов (метод BES). Для определения фазового состава применяли рентгеновский спектральный микроанализатор. Ориентировки кристаллитов определяли с помощью дифракции обратно рассеянных электронов (EBSD-метода).
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
Исходное состояние. Структура горячекатаной стали была сформирована в результате охлаждения продуктов распада аустенита, деформированного в широком интервале повышенных температур. Преобладающей структурной составляющей является перлит. В пределах одного аустенитного зерна содержится несколько разнонаправленных перлитных колоний. Средний размер перлитной колонии составляет 10—12 мкм. Границы перлитных колоний тонкие и свободны от выделений. Основной морфологической формой цементита в перлитных колониях являются протяженные пластины (рис. 1а). Пластины имеют одну ориентацию в пределах перлитной колонии; искривление и разрыв цементитных пластин происходит преимущественно в местах стыка соседних колоний. Межпластиночное расстояние колеблется в интервале от 0.15 до 0.2 мкм, большинство колоний имеют межпластиночное расстояние, близкое к 0.2 мкм. Данная величина межпластиночного расстояния характерна для грубопластинчатого перлита и свидетельствует о том, что температура его образования находилась в интервале 700—630°С [4]. На темнопольном изображении, полученном в рефлексе цементита, видно, что для карбидной фазы характерна развитая внутренняя субстуктура, рис. 1б. В отдельных пластинах, ориентированных нормально к плоскости фольги, области однородного контраста, свободные от дефектов, простираются на расстояние до 1 мкм.
Последствия горячекатаного состояния аустенита проявляются и в тонкой структуре ферритной составляющей перлита. Внутри перлитной колонии присутствует одна преимущественная ориентировка альфа-фазы. Некоторое изменение дифракционного контраста ферритной матрицы наблюдается
Рис. 1. Структура горячекатаной стали 80:
а, г — светлопольное изображение; б — темнопольное изображение в рефлексе цементита (103); в — темнопольное изображение в рефлексе феррита (1-10).
вдоль границ перлитной колонии и в тех областях, где нарушается параллельность цементитных пластин. Угол разориентировки, определенный по наклону фольги в колонне электронного микроскопа, не превышает 1—1.5 градуса. В ферритных промежутках перлита наблюдаются единичные дислокации, соединяющие соседние цементитные пластины. В отдельных областях в феррите сформировалась сетчатая дислокационная субструктура. В структуре горячекатаной стали в незначительном количестве присутствуют участки вырожденного перлита; имеются также бейнитоподобные области (рис. 1г). Их наличие обусловлено, по-видимому, локальными флюктуациями химического состава.
Патентированное состояние отличается от горячекатаного главным образом дисперсностью структуры. На рис. 2 представлены характерные детали тонкой структуры исследуемой стали после операции патентирования. Переохлаждение от 980°С до температуры 544—550°С создает большое число центров зарождения новой фазы и обеспечивает высокую скорость распада аустени-та. Основной объем в структуре патентированной стали занимает пластинчатый перлит. Перлитные колонии измельчаются в 3—4 раза по сравнению с
горячекатаным состоянием, их средний размер составляет 4—2 мкм. Межпластиночное расстояние внутри перлитной колонии также сокращается, его средняя величина не превышает 0.15—0.10 мкм. Большая часть перлитных колоний имеет правильное, регулярное строение с параллельным расположением цементитных пластин (
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.