Содержание к диссертации
Введение
Раздел 1. Современное состояние вопроса и постановка задач исследования 11
1.1. Конструкционные стали 11
1.2. Свободная ковка 17
1.3. Растрескивание сталей при обработке давлением 18
1.3.1. Технологические причины образования трещиноподобных дефектов.. 18
1.3.2. Влияние легирующих элементов и постоянных примесей на процесс трещинообразования при выполнении технологических операций 21
1.3.3. Влияние микропримесей цветных металлов на процесс дефектообразо-вания при термической и термомеханической обработке стали 24
1.4. Представление о взаимосвязи микроструктуры и механических свойств низколегированных сталей 25
1.4.1. Субструктурно-фазовые превращения в малоуглеродистых сталях при термомеханических воздействиях 27
1.5. Дислокационные субструктуры при активной пластической деформации 31
1.6. Эволюция дислокационных субструктур при обработке сталей давлением 39
1.7. Постановка задачи 41
Раздел 2. Методики испытания и анализ 43
2.1. Материал исследования 43
2.2. Контроль макроструктуры и макродефектов сталей 45
2.2.1. Внутренние дефекты и особенности макроструктуры 46
2.3. Исследование микроструктуры, микроанализ 46
2.4. Определение размеров, формы и координат дефектов при ультразвуковой дефектоскопии 50
2.5. Выявление дефектов магнитными способами ,.51
2.6. Методики проведения статических механических испытаний 53
2.6.1. Испытание на растяжение 53
2.6.2. Динамические испытания 54
2.7. Рентгеноструктурный анализ 55
2.7.1. Методика рентгеноструктурного анализа 55
2.7.2. Анализ фазового состава 56
2.8. Электронно-микроскопический анализ 57
2.8.1. Методы электронно-микроскопического исследования металлов и сплавов 58
Раздел 3. Исследования структуры, механических свойств и напряженно-деформированного состояния 65
3.1. Результаты механических испытаний 65
3.2. Металлографические исследования материала в состоянии II 70
3.2.1. Макроанализ 70
3.2.2. Микроанализ 70
3.2.3. Результаты металлографических исследований 71
3.3. Микроструктура стали в состоянии 1 75
3.4 Рентгеновский фазовый анализ материала обоих состояний 76
3.5 Заключение 80
Раздел 4. Сравнительный анализ тонкой структуры и фазового состава стали ST 52,3N в состояниях IИII 82
4.1. Материал в состоянии II 82
4.2. Материал в состоянии 1 87
4.3. Общий анализ результатов исследований 92
Основные выводы по работе 98
Литература 99
Приложение
- Растрескивание сталей при обработке давлением
- Контроль макроструктуры и макродефектов сталей
- Металлографические исследования материала в состоянии II
- Общий анализ результатов исследований
Введение к работе
Одной из наиболее распространенных проблем на металлургическом
производстве является растрескивание крупнотоннажных заготовок при нормализации и нагреве под горячую ковку. Как показывает заводская практика, удаление поверхностных трещин на слитках и заготовках весьма трудоемкая операция, а в некоторых случаях и малоэффективная. Внутренние трещины доставляют еще большие проблемы, нанося непоправимый урон качеству стальной продукции, к тому же их трудно обнаружить визуально, а применение сплошного неразрушающего контроля требует от предприятий использования дорогостоящего ультразвукового или рентгеновского оборудования, а значит существенных капиталовложений. В связи с этим наиболее приемлемым путем является разработка научнообоснованных рекомендаций по предотвращению трещинообразования на стадии выплавки и тепловой обработки. Решение данной задачи осложняется, весьма широким сортаментом сталей и сплавов с существенно различающимися теплофизическими, термомеханическими и прочностными свойствами, в которых образование трещин в сталях может протекать по различным механическим параметрам и иметь специфические особенности.
Актуальность темы
В последнее время черная металлургия России все более полно участвует в международном разделении труда. Большие объемы металла производятся по зарубежным стандартам на экспорт в промышленно развитые страны Европейского Союза. Особенно это касается крупнотоннажных заготовок, по которым у российских производителей традиционно сохраняется приоритет.
Так одно из немногих отечественных предприятий ООО «Юргинский машзавод» выпускает крупнотоннажные кованые заготовки по германским стандартам из сталей St 35, St52,3N, Ck45N массами до 17,5 тонн, большая
часть из которых поставляется не только в Германию, но и другие страны Европейского Союза.
Отличительная особенность металлургического производства ООО «Юргинский машзавод» и других родственных предприятий состоит в том, что эти заготовки изготавливаются из слитков, выплавленных в мартеновском и электросталеплавильном цехах из сырья разных поставщиков. В связи с этим неизбежны отклонения по химическому составу внутри каждой марки стали. Тем не менее, дальнейшая обработка ведется по одинаковым технологическим картам. Она включает в себя:
нормализацию слитков с последующим нагревом под горячую кузнечно-прессовую обработку;
подогрев под горячую кузнечнопрессовую обработку;
горячую кузнечнопрессовую обработку с охлаждением на воздухе до комнатной температуры;
обработку резанием с приданием необходимой формы;
ультразвуковой контроль;
термическую обработку (закалка через воду в масло и отпуск, с последующим охлаждением на воздухе).
Единственный способ исключить брак в таких условиях - совершенствование и своевременная научно обоснованная корректировка технологии производства. Последнее невозможно без применения современных достижений физического металловедения стали. В настоящее время известно, что конструктивная прочность стали задается тонкой структурой твердого раствора, состоянием включений вторичных фаз, типом дислокационной субструктуры, состоянием и типами межзеренных и межфазных границ, уровнем и распределением внутренних напряжений, структурной и химической неоднородностью. Эти факторы определяют и обрабатываемость стали давлением, и сопротивление ее разрушению под действием внешних нагрузок. Хотя общие тенденции их влияния известны, прогностические возможности реа-
лизуются только при установлении конкретных структурно-фазовых состояний для конкретных сталей с конкретной предысторией. Так, например, известно, что в крупных кузнечных слитках из экономно легированных низкоуглеродистых сталей могут формироваться зоны ликвации серы, углерода и фосфора, которые существенно влияют на обрабатываемость слитков давлением, однако причины формирования этих зон изучены недостаточно, поэтому необходимы прецизионные комплексные исследования структурно-фазового состояния стали в процессе металлургического передела.
Цель работы - изучение процесса формирования структурной и химической неоднородности слитков, определяющей склонность кованых крупнотоннажных заготовок из малоуглеродистой марганцовистой стали к растрескиванию при горячей ковке с предшествующей нормализацией, и разработка рекомендаций по предотвращению брака конечного продукта.
Для достижения поставленной цели необходимо:
Провести анализ механических свойств металла бракованных и кондиционных заготовок.
Исследовать структуру металла в обоих состояниях методами оптической металлографии.
Исследовать фазовый состав неметаллических включений, морфологию перлита и вторичных фаз, уровень внутренних напряжений методами просвечивающей электронной микроскопии.
На основании комплексного анализа механических свойств и структуры материала в кондиционном и бракованном состояниях предложить мероприятия по предотвращению растрескивания крупнотоннажных заготовок.
Научная новизна работы состоит в том, что на основе микроструктурных исследований и механических испытаний образцов малоуглеродистой
марганцовистой стали St52,3N из нормализованных горячекованых крупнотоннажных заготовок в кондиционном (I) и бракованном (II) состояниях:
Обнаружено, что при общем среднем химическом составе некондиционного материала, который соответствовал, техническим условиям (ТУ), в области формирования макродефектов наблюдается повышение содержания перлита и сульфидных включений, обусловленное зонной ликвацией углерода и серы.
Установлено морфологическое различие перлита, возникающего в кондиционном и бракованном состояниях. В структуре кондиционного металла присутствует преимущественно глобулярный перлит, а в бракованного — грубопластинчатый.
Установлено, что зонная ликвация серы и углерода приводит к изменению содержания, химического состава и морфологии сульфидных включений. Сульфиды марганца и железа пластинчатой морфологии, располагающиеся вдоль межзеренных и межфазных границ, создают предпосылки к зарождению горячих и холодных трещин.
Практическая значимость выполненных в работе исследований заключается в том, что:
Установлена причина формирования неблагоприятных структур, провоцирующих растрескивание заготовок, состоящая в совокупном отрицательном влиянии углерода и серы, когда они находятся на верхнем пределе, допускаемом требованиями ТУ.
Даны рекомендации по изменению технологии для предотвращения растрескивания заготовок, состоящие во включении дополнительного гомогенизирующего отжига слитков перед горячей ковкой, если сера и углерод содержатся на верхних, допустимых по ТУ, уровнях.
Личный вклад автора состоит в проведении механических испытаний, металлографических исследований, рентгеноструктурного анализа, в осуществлении предварительной обработки полученных результатов, их анализе и формулировании выводов.
Основные положения, выносимые на защиту:
1. Причинами разрушения крупнотоннажных заготовок из стали, хими
ческий состав которой в среднем соответствует техническим условиям, яв
ляются:
химическая и структурная неоднородность, возникающая в процессе выплавки стали и кристаллизации слитка;
изменение морфологии перлита в области ликвации углерода, которое происходит при последующей термомеханической обработки, проводящейся без учета химической неоднородности;
состав и морфология неметаллических включений в ликвационной зоне.
2. Рекомендации по подавлению структурно-фазовой неоднородности
для совершенствования технологии изготовления крупнотоннажных поковок,
включающие:
- дополнительную ковшовую обработку жидкого металла синтетическим
шлаком для снижения содержания серы и (или) углерода;
- гомогенизирующий отжиг слитков, поступающих в цеха кузнечно-
прессовой обработки по режиму: температура 1100С, время выдержки 10
часов, если содержание углерода и серы одновременно находится на верхнем
допускаемом по ТУ уровне.
Апробация работы. Основные результаты проведенных исследований докладывались и обсуждались на следующих конференциях, совещаниях и семинарах: II Всероссийской научно-практической конференции «Прогрес-
сивные технологии и экономика в машиностроении», Юрга 2004; III Всероссийской научно-практической конференции «Прогрессивные технологии и экономика в машиностроении», Юрга 2005; Международной научно-практической конференции «Актуальные проблемы электрометаллургии, сварки качества», Новокузнецк 2006; IV Всероссийской научно-практической конференции с международным участием «Прогрессивные технологии и экономика в машиностроении», Юрга 2006; XIII Международной научно-практической конференции студентов и молодых ученых «Современные техника и технологии СТТ 2007», Томск 2007; V Всероссийской научно-практической конференции с международным участием «Инновационные технологии и экономика в машиностроении», Юрга 2007; XI Всероссийской научно-практической конференции «Металлургия: технология, управление, инновации, качество», Новокузнецк 2007 Международном форуме «Проблемы и перспективы инновационного развития экономики Кузбасса», Кемерово 2008, XIV Международной научно-практической конференции студентов и молодых ученых «Современные техника и технологии СТТ 2008», Томск 2008; VI Всероссийской научно-практической конференции с международным участием «Инновационные технологии и экономика в машиностроении», Юрга 2008; «XVI Туполевские чтения» международной молодежной конференции, Казань 2008.
Публикации. Результаты диссертации опубликованы в 22 печатных работах, в том числе в 4 статьях, в изданиях, входящих в список ВАК РФ. Список основных из них приведен в конце автореферата.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех разделов, основных выводов, списка литературы из 169 наименований, приложения, содержит 114 страниц машинописного текста, включая 7 таблиц и 30 рисунков.
Считаю своим приятным долгом выразить признательность доктору физико-математических наук, ст. н. сотруднику Учреждения Российской академии наук Института сильноточной электроники Сибирского отделения РАН Юрию Федоровичу Иванову и сотрудникам Учреждения Российской академии наук Института физики прочности и материаловедения Сибирского отделения РАН и Юргинского технологического института (филиала) Томского политехнического университета за помощь в проведении экспериментов и обсуждения результатов работы.
Растрескивание сталей при обработке давлением
Традиционно качество заготовок оценивают по наличию поверхностных и внутренних дефектов. Известно, что склонность литого металла к появлению внутренних и поверхностных дефектов зависит от химического состава стали, скорости разливки, интенсивности теплоотвода, равномерности вторичного охлаждения [26-28].
Макроструктура поковок зависит от макроструктуры исходной заготовки и режима ковки. Основными дефектами макроструктуры литых заготовок являются: осевая физико-химическая неоднородность, ликвационные полоски и трещины, точечная неоднородность. Ни один из этих дефектов полностью не устраняется в процессе горячей ковки. Поэтому необходимо, чтобы в макроструктуре исходной заготовки точечная неоднородность и ликвационные полоски имели характеристики, практически не превышающие требования стандарта к макроструктуре готовой кованой заготовки [29-30].
Структурная неоднородность по толщине литой заготовки более выражена в виде неоднородности дендритной структуры, неравномерного распределения неметаллических включений и пористости.
К физической неоднородности стали относят различия в плотности и разного рода несплошности в теле заготовки. Самый распространенный вид неоднородности - трещина [28, 31-32].
Все типы трещин классифицируются по расположению в теле слитка и по температурной области образования. По первому признаку разделяют внутренние и поверхностные трещины, по второму — трещины высоко - (око-лосолидусные температуры), средне- (700-1200С) и низкотемпературной (ниже 600С) областей. Общая морфология трещин слитков достаточно подробно описана в литературе [28, 31-32].
Кристаллизационные трещины высокотемпературной области [33] проходят, главным образом, по междендритным пространствам и образуются в эффективном интервале кристаллизации [34-35]. С этим интервалом обычно связывают температурный интервал хрупкости (ТИХ) - минимальной пластичности кристаллизующегося расплава. Наиболее подробно механические свойства сталей при околосолидусных температурах представлены в работах [36-37]
Как известно, скорость первичной кристаллизации определяет размер всех структурных составляющих затвердевающего расплава [38-39]. Чем интенсивнее переход из жидкого состояния в твердое, тем мельче зерна матричной фазы, меньше выделения избыточных фаз и включений. Влияние скоростного затвердевания не ограничивается только увеличением дисперсности структурных составляющих. Не менее значителен эффект наследования, связанный с достаточно кратким пребыванием затвердевающего металла в интервале температур первичной кристаллизации. В условиях ограниченного во времени развития диффузионных процессов закристаллизованный металл в значительной степени наследует ту же степень объемной химической однородности, которую он имел в жидком (однофазном) состоянии перед разливкой [40-41]. Это принципиально важно для возможности подавления типовых дефектов литья (дендритной ликвации, сегрегации, карбидной неоднородности и др.) [42].
Эксперимент показывает [43], что при прочих постоянных факторах на вероятность образования горячих трещин в отливках сильно влияют скорость их охлаждения или градиент температуры в затвердевающей поверхностной корочке [44-45]. Наиболее опасны средние скорости охлаждения. При малой и большой интенсивности теплоотвода с поверхности отливки вероятность появления поверхностных горячих трещин практически невелика. Последние зарождаются в результате затрудненной усадки элементов отливки в интервале кристаллизации, но эти дефекты могут интенсивно залечиваться ликва-том или жидкостью среднего состава из центральных объемов отливки.
Результаты металлофизических исследований [46] показали, что в отливках горячие микротрещиньт и другие дефекты усадочного происхождения образуются в интервале от температуры, при которой твердые кристаллы образуют сплошной каркас, до температуры 0,9Ts, где Ts — температура соли-дуса. При небольшой скорости охлаждения скорости усадочного процесса намного меньше скорости фильтрации капиллярного питания, усадочные дефекты эффективно залечиваются. Высокие скорости теплоотвода от поверхности отливки приводят к фронтальному характеру кристаллизации, двухфазная зона практически выклинивается, и скорость залечивания горячих трещин за счет фильтрации опять превышает скорость их раскрытия за счет усадочного процесса. Средние скорости кристаллизации и большой интервал между температурами ликвидуса и солидуса особенно опасны с точки зрения образования поверхностных горячих трещин.
Всестороннее растяжение, возникающее в центре заготовки при свободной ковке, приводит к образованию микротрещин и к их последующему росту в результате выхода дислокаций на поверхность пор [47-48]. В исследованиях [49] установлено, что в центральной зоне заготовки, подвергаемой горячей деформации, вследствие высоких растягивающих напряжений происходит интенсивное зарождение вакансий с последующей их коагуляцией, приводящей к возникновению микротрещин. Эти микротрещины являются начальной стадией разрушения металла. Дальнейший рост микротрещин происходит по дислокационному механизму и сопровождается образованием осевой полости. Повышенная плотность точечных дефектов на данном участке может приводить к зарождению микротрещин и кольцевому разрушению металла. Внутренние поля напряжений играют важную роль в деформационном упрочнении, структурно-фазовых превращениях, зарождении, объединении субмикротрещин и формировании магистральной трещины, приводящей к разрушению металла [50]. Их роль становится определяющей для неравновесных состояний материалов [51].
Данные исследований [52] показали, что основными источниками внутренних полей напряжений в изучаемом материале после закалки являются: скалярная плотность дислокаций; поляризация дислокационной структуры и избыточная плотность дислокаций; сохранившая частично упругая несовместимость деформации.
Формирование трещин происходит также из-за возникновения в материале градиента поля напряжений и под действием термоупругих напряжений, которые возникают по причине различия коэффициентов термического расширения металлической матрицы и неметаллических включений, обусловленного скоростями охлаждения изделия [53].
Контроль макроструктуры и макродефектов сталей
Вырезанные темплеты стали, подвергались макроструктурным исследованиям. Внешний осмотр PI контроль макроструктуры металлопродукции являются основными методами оценки ее качества и обнаружения поверхностных и внутренних дефектов [126]. Требования к качеству поверхности и макроструктуре металлопродукции приведены в стандартах и технических условиях на ее поставку, где указываются допустимые и недопустимые дефекты в соответствии со стандартизованными определениями дефектов или эталонами шкал, характеризующими степень развития поверхностных и внутренних макродефектов.
Наиболее часто контроль макроструктуры осуществляется на поперечных макрошлифах. В некоторых случаях дополнительно производится контроль на продольных макрошлифах и изломах [126]. Темплеты для поперечных макрошлифов и продольных изломов вырезают перпендикулярно направлению длинной оси кованой заготовки. Оценку макротемплетов и изломов производят визуальным осмотром. Для уточнения классификации дефектов применяют двух - и четырехкратное увеличение.
Поперечные макрошлифы оценивают путем сравнения с фотоэталонами шкал или отдельных дефектов. ГОСТ 10243 - 75 предусматривает оценку макроструктуры по 5 - балльным шкалам. Степень развития дефектов (балл) определяется количеством дефектных участков, их размерами, резкостью проявления; площадью образца, пораженной дефектами, или глубиной их залегания (в случае подповерхностных дефектов). В стандарте приведены также фотоэталоны макроструктуры с такими дефектами, как грубые раскатанные поры и газовые пузыри, остатки усадочной раковины, корочки, флокены, черновины, ковочные трещины, остатки литой структуры и др.
При осмотре поперечного излома обнаруживаются внутренние разрывы, черновины (осевой перегрев), обезуглероживание, камневидный, нафта-линистый и черный изломы. Для определения микроструктуры и фазового состава стали следует выполнить анализ, сущность которого заключается в следующем: 1) приго товление микрошлифов, 2) выявление микроструктуры, 3) микроскопическое исследование структуры.
Цели микроанализа - оценка количества, размеров, формы распределения различных фаз. Этот анализ позволяет также установить связь химического состава, условий производства и обработки сплава с его микроструктурой и свойствами [126].
С помощью оптических микроскопов можно изучать структуру специально подготовленных образцов микрошлифов при увеличении от 30 - 50 до 1500-2000 раз.
Для выявления микроструктуры на приготовленном микрошлифе обычно необходимо использовать один из методов травления [126-127]. Наиболее часто применяют метод травления в растворах кислот, щелочей и солей, которые вызывают избирательное растворение металлических или других фаз, а также их пограничных участков вследствие различия физико-химических свойств [128].
В ряде случаев применяют электролитическое травление, которое в определенных условиях позволяет более четко выявить структурное состояние сталей и сплавов.
Большинство металлографических исследований проводят с применением светлопольного (вертикального) освещения. Для дополнительного повышения контрастности применяют другие виды освещения.
Метод косого освещения. При этом методе в создании изображения участвуют преимущественно косые лучи, не параллельные оптической оси системы [126, 129]. Повышение контраста при косом освещении связано, во-первых, с увеличением роли дифрагированных на разных элементах структуры объекта лучей в формировании изображения и, во-вторых, с образованием теней от рельефа поверхности объекта. Поэтому косое освещение целесообразно применять при достаточно резком рельефе поверхности шлифа. Косое освещение достигается обычно включением между объективом и полупро зрачной пластинкой призмы косого освещения или смещением по отношению к оптической оси системы апертурой диафрагмы, вращением которой изменяется плоскость падения света на объект.
Метод темнополъного освещения. При темнопольном освещении в отличие от светлопольного свет не проходит через объектив. Пройдя через кольцевую диафрагму, свет отражается от кольцевого зеркала, установленного на месте полупрозрачной пластинки, и попадает на зеркальную отражающую параболическую поверхность специального конденсора темного поля, который устанавливается на объектив или монтируется в одной с ним (эпи-объектив) [130].
Такая система создает косое освещение объекта, при котором освещающий пучок имеет большую апертуру, чем в случае светлопольного освещения. Темнопольное изображение является обратным по отношению к светлопольному (углубления и выступы становятся светлыми на однородном темном фоне), поскольку в объектив попадают лучи, отраженные неровностями поверхности. Этот тип освещения дает высококонтрастные изображения, четко выявляет зернистую структуру металла, границы между отдельными фазами, натуральный цвет неметаллических включении и дефекты на отполированной поверхности шлифа (царапины, поры, трещины). Методика исследования образцов из конструкционных сталей имеет ряд отличительных особенностей, поэтому остановимся на этом подробнее.
В настоящей работе способ приготовления микрошлифов традиционный - механическая шлифовка и механическая полировка на алмазной пасте АСМ 10/71 НВЛ. Химическое травление производилось в 4% спиртовом растворе HNO3. Шлифы анализировались на микроскопе Neophot-21, который позволяет приводить все вышеперечисленные операции микроанализа.
Использовался преимущественно метод светлого поля, который на травленных указанным травителем шлифах позволяет контрастно выявлять, как основные фазовые и структурные составляющие стали (феррит и перлит), так и границы ферритных зерен и перлитных колоний.
Металлографические исследования материала в состоянии II
Образцы для исследования были изготовлены из темплета вырезанного перпендикулярно продольной оси поковки. Место вырезки темплета определялось наличием макродефектов, выявленных при помощи ультразвукового контроля и макроанализа. Образцы для микроструктурных исследований были отобраны из области темплета, непосредственно прилегающей к трещинам, а также из приповерхностной области. Исследования микроструктуры проводились на поперечных шлифах. Способ приготовления шлифов тради ционный - механическая шлифовка и механическая полировка на алмазной пасте АСМ 10/71 НВЛ. Химическое травление производилось в 4% спиртовом растворе HNOj. Шлифы анализировались на микроскопе Neophot-21.
На этих же шлифах проводился рентгеноструктурный анализ с использованием дифрактометра общего назначения ДРОН-4М с Ка-кобальтовым излучением. Контрольные исследования осуществлялись на аналогичном приборе с Кп-медным излучением. Металлографический анализ позволил обнаружить, что структура исследуемой стали является феррито - перлитной со следующими размерами структурных составляющих: поперечник ферритных зерен 25-40 мкм, а перлитных колоний - 12-17 мкм (рис. 3.4). Рисунок 3.4 - Общий вид микроструктуры образца исследуемой стали в состоянии П. Стрелками указаны поры Первым существенным недостатком представляется тот факт, что перлитные колонии располагаются цепочками, по-видимому, по границам «ста рых» аустенитных зерен. Как правило, в перлитных колониях располагаются поры (рис. 3.4 и рис. 3.5). Рисунок 3.5 - Тонкая структура перлитных колоний в материале в состоянии П. Стрелкой отмечена цепочка пор Обращает на себя внимание очень грубая субструктура перлитных колоний. При большом увеличении хорошо различается их феррито-цементитное строение (рис. 3.5 а, в, д). В большинстве случаев перлит представляет собой переходную модификацию от пластинчатого к зернистому [113]. В тех случаях, когда строение перлита ближе к пластинчатому удалось измерить межпластиночное расстояние, которое превышает 2 мкм. Кроме того, объемная доля перлита в стали составляет 25-30%, что превышает его количество, соответствующее штатному химическому составу материала (табл. 3.1). В ферритных зернах отмечаются в значительном количестве полиэдрические вьщеления вторичных фаз (рис. 3.4 и рис. 3.5). Размеры их достигают 0,5 мкм.
Для получения более полной картины состояния материала в состоянии II был проведен сравнительный рентгенофазовый анализ. Он осуществлялся на рентгеновском дифрактометре ДРОН-4М в Ка-кобальтовом излучении. На рис. 3.11 представлена обзорная рентгеновская дифрактограмма в интервале углов 20 от 15 до 155 с образца в состояние II, на котором проводился металлографический анализ (см. рис. 3.4). Хорошо видны дифракционные максимумы феррита (ct-Fe). Линии четкие, неискаженные, ширина и положение их соответствуют уровню легирования исследуемой стали. Остаточные микро- и макронапряжения (напряжения второго и первого родов) в материале находятся на уровне точности определения. Параметр решетки а-фазы определялся путем анализа положения и функции ширины соответствующих пиков (табл. 3.4, рис. 3.12). Его величина aFe - 0,2869 нм вполне соответствует малоуглеродистой стали, так как согласно [156] параметр решетки чистого ОЦК железа равна 0,2866 нм.
Механические испытания образцов металла из дефектной заготовки показали, что хотя прочностные параметры соответствуют предельно допустимому уровню требований к стали St 52,3 N, пластичность оказалась более чем на 40% ниже. Изломы, образующиеся как при ударных, так и при квазистатических испытаниях можно определить как неоднородно-волокнистые с вырывами. Между волокнами наблюдаются отдельные кристаллические участки. Волокна образуют слои параллельные оси поковки. Такие изломы воз никают при недостаточной степени деформации при горячей обработке давлением.
Металлографический анализ позволил установить, что исследуемая сталь является феррито - перлитной. Субструктура перлитных колоний очень грубая. Перлитные колонии располагаются цепочками. Как правило, в перлитных колониях располагаются поры. Морфология перлита представляет собой переходную модификацию от пластинчатой к зернистой. В теле фер-ритных зерен наблюдается большое число выделений вторичных фаз.
Рентгеноструктурный анализ не показал существенного различия, как в фазовом составе так и в уровне остаточных напряжений состояний I и II. Обнаружено незначительное увеличение параметра решетки a—Fe в состоянии II по сравнению с состоянием I , что говорит о повышенной концентрации примесей внедрения в дефектном материале.
Общий анализ результатов исследований
Согласно данным механических испытаний и фрактографического анализа образцы стали St52,3N в состоянии II обладает недостаточной пластичностью. На изломах выявлены значительные участки хрупкого разрушения. Такие изломы возникают при недостаточной степени деформации при горячей обработке давлением.
Микроструктура металла в состоянии II не является оптимальной. Морфология перлитных колоний грубодисперсная, по преимуществу пластинчатая. Перлитные колонии располагаются цепочками. Как правило, в перлитных колониях располагаются поры. В теле ферритных зерен наблюдается большое число выделений вторичных фаз. Доля перлита по отношению к ферриту выше той, которая должна быть согласно штатному химическому составу стали. Отсюда следует: 1. Содержание углерода в образцах стали, в состоянии II было выше допустимого. 2. Материал содержит большой процент крупных пор и выделений вторичных фаз в ферритных зернах, которые могут служить источниками зарождения термических трещин. 3. По состоянию изломов можно заключить, что степень деформации при горячей ковке была недостаточной, а литой металл был существенно неоднороден по химическому составу. Рентгеноструктурный анализ и электронно-микроскопические исследования материала как в состоянии II, так и в состоянии I позволили установить. 1. Анализируемые образцы стали состоят из зерен феррита и колоний перлита. Перлит в стали присутствует в двух морфологических модификациях: пластинчатой и глобулярной. 2. Объемные доли перлита в образцах состояния II и I существенно различаются. В первом случае относительная объемная доля перлита в 1,5...2 раза больше, и это означает, что концентрация углерода завышена по отношению к марочному содержанию, она может составлять 0,3 мас. %. В состоянии II превалирует пластинчатый перлит. 3. Локальные дальнодействующие напряжения в состоянии II, оцененные электронно-микроскопическим методом, велики и соизмеримы с пределом текучести материала. 4. В обоих состояниях наблюдаются дисперсные карбиды и включения сульфидного типа, расположенные в объеме и по границам зерен феррита и ферритных пластин перлита. В образце стали в состоянии II содержание сульфидов значительно выше, и они располагаются в теле ферритных зерен и по межфазным границам, тогда как в материале в состоянии I — только внутри зерен. В состоянии II обнаружены сульфиды железа и марганца, а в состоянии I только сульфиды железа. 5. При одинаковых типах дислокационных субструктур (клубково сетчатая и сетчатая) уровень дефектности в стали из бракованной поковки выше, чем из кондиционного изделия. Скалярная плотность дислокаций в ферритных зернах и в ферритных прослойках бракованной заготовки (со стояние II) составляет 2,6-10 см" и 3 10 см , соответственно, что в 1,1... 1,7 раз больше чем в кондиционном металле (состояние I).
Если обобщить результаты всего комплекса исследований, то последует однозначное заключение о существовании в слитке зонной ликвации серы и углерода, которая в полном соответствии с представлениями работ [60-62] привела к растрескиванию заготовки в процессе горячей ковки. О размерах ликвационнои зоны можно косвенно судить по результатам ультразвукового контроля, который обнаружил дефекты в средней части поковки (на расстоянии 2600 мм от головной части) на длине -190 мм.
Повышенное содержание углерода в этой зоне подтверждается как данными оптической металлографии, так и электронной микроскопии. Ликвация серы в бракованной заготовке установлена по данным электронной микроскопии и повторного химического анализа материала непосредственно из указанной зоны.
Следствием повышения содержания углерода от 0,2% до 0,27% явилось снижение критической точки Аз в ликвационной зоне, которое может достигать 70С. Например [166, 167], согласно диаграмме состояния Fe - VQ3C при концентрации углерода 0,2% и в отсутствии других легирующих А3=860С, а при содержании углерода 0,3% А3=810оС. В результате использования штатной технологии в зоне ликвации сталь оказывается гомологически перегретой, со всеми вытекающими отрицательными последствиями: выход вредных примесей на границы и огрубление структурно-фазовых составляющих [56, 57].
С другой стороны, несмотря на более высокие гомологические температуры, аустенит в зоне ликвации в большей степени легирован углеродом, поэтому более термически стабилен [1, 23, 82]. Поэтому при штатной скорости охлаждения в зоне ликвации будет образовываться более грубодисперс-ные структуры. Из-за повышенного содержания углерода в твердом растворе аустенит в зоне ликвации обладает более высокими прочностными свойствами, а значит, требует более высоких обжатий, чем задаваемые штатной технологии горячей ковки.
Ликвация серы усугубляет отрицательное влияние углерода [61, 62]. В состоянии II обнаружены сульфиды марганца, которые термически стабильны при температурах горячей ковки [58, 59]. Поэтому, как дисперсные частицы они дополнительно упрочняют аустенит. Повышенные гомологические температуры материала в зоне ликвации приводят к выходу серы на границы и деформированию сульфидов железа в виде тонких прослоек [8, 57], что создает концентраторы напряжений, которые сохраняются в материале и обнаружены нами электронно-микроскопическим методом.
Вся совокупность перечисленных обстоятельств привела к недостаточной степени деформации при обработке давлением, что было зафиксировано путем анализа изломов. В свою очередь недостаточная степень деформации при горячей ковке обусловила образование большого количества пор и микротрещин. Установленное снижение пластичности материала в зоне химической неоднородности бракованной поковки относительно требований по ТУ является прямым следствием неблагоприятной структуры, как на макроскопическом, так и на микроскопическом уровне.
Причиной формирования крупномасштабных химических и структурных неоднородностеи в малоуглеродистой низколегированной стали является содержание углерода и серы на верхних допускаемых по ТУ уровнях. Подобная точка зрения отмечена в работах [60-62, 65]. Она имеет прямое подтверждение в практике ООО «Юргинский машзавод». 72% плавок с указными химическим составом были забракованы частично или полностью.
