Содержание к диссертации
Введение
1 Состояние вопроса 13
1.1 Судостроительные стали 14
1.2 Принципы легирования судостроительных сталей с пределом текучести 420-460 МПа в сравнении со сталями для труб магистральных трубопроводов
1.3 Термомеханическая обработка листового проката высокой прочности (420 МПа) и сопутствующие процессы рекристаллизации
1.4 Эволюция дислокационной структуры конструкционной стали при пластической деформации
1.5 Способы измельчения структуры до субмикро- и нанокристаллического уровня
1.6 Фрагментация – процесс формирования структурных элементов, разделенных большеугловыми границами деформационного происхождения
1.7. Ультрамелкозернистые и субмикрокристаллические структуры в низколегированных низкоуглеродистых сталях
1.8 Современные достижения при создании ультрамелкозернистой и субмикрокристаллической структуры в низколегированных низкоуглеродистых сталях
1.9 Постановка задачи исследований 48
2 Материалы и методы исследований 51
2.1 Исследуемые материалы 51
2.2 Изучение фазовых и структурных превращений в стали дилатометрическим методом
2.3 Моделирование на установке «GLEEBLE 3800» 53
2.4 Исследование структуры методами оптической металлографии 55
2.5 Метод дифракции обратно отраженных электронов (EBSD) 55
2.6 Исследование структуры с помощью просвечивающей электронной 59
микроскопии
2. 7 Измерение микротвердости 60
2.8 Изготовление промышленных образцов 60
2.9 Испытания на растяжение 61 2. 10 Испытания на ударный изгиб 62
2.11 Испытания на статический изгиб судостроительных сталей 63
2.12 Испытания на склонность к механическому старению 64
2.13 Испытания на коррозионное растрескивание 64
2.14 Испытание для определения температуры хрупко-вязкого перехода Ткб
2.15 Испытания падающим грузом (NDT) 65
2.16 Испытание для определения критического раскрытия трещины 66
Выводы по главе 2 67
3 Способы изменения морфологии и дисперсности структурных составляющих при фазовых превращениях в низкоуглеродистых низколегированных сталях
3.1 влияние основных легирующих элементов на фазовы превращения
3.2 Влияние уровня легирования на кинетику фазового превращения 80
3.3 Влияние предварительной деформации в аустенитой области н фазовые превращения
3.4 Влияние размера зерна на фазовые превращения 89
3.5 Влияние температуры, степени и дробности деформации на фазовые превращения
3.5.1 Влияние степени деформации 95
3.5.2 Влияние температуры деформации 101
3.5.3 Влияние дробности деформации 105
3.6 Влияние скорости охлаждения 111
Выводы по главе 3 113
4 Исследование влияния фрагментации в аустените при пластической деформации на формирование конечной структуры низкоуглеродистой низколегированной стали
4.1 Состояние аустенита после нагрева до температур 1000-750оС и 116 пластической деформации
4.2 Исследование влияния температуры и степени деформации в 126 аустенитной области на размер элементов структуры, их долю и разориентировки в стали с феррито-бейнитной структурой
4.2.1 Влияние температуры деформации 126
4.2.2 Влияние степени деформации при температуре 850оС после охлаждения со скоростью 20оС/сек
4.2.3 Влияние степени деформации при температуре 850оС после охлаждения со скоростью 50оС/сек
4.2.4 Влияние дробности деформации при температуре 850оС после охлаждения со скоростью 20оС/сек
4.2.5 Влияние дробности деформации при температуре 850оС после охлаждения со скоростью 50оС/сек
4.2.6 Влияние скорости охлаждения на параметры структуры Выводы по главе 4 149
5 Моделирование режимов пластической деформации на пластометре gleeble 3800 и изготовление опытных партий листового проката низкоуглеродистой низколегированной стали с ультрамелкозернистой и субмикрокристаллической структурой в промышленных условиях
5.1 Разработка схемы легирования и микролегирования судостроительных сталей с пределом текучести 420-460 МПа
5.2 Имитационное моделирование термомеханической обработки 158 низколегированных низкоуглеродистых сталей
5.3 Изготовление опытных партий судостроительной и трубной сталей 166 Опытное производство судостроительной и трубной сталей единого химического состава за счет формирования ультрамелкозернистой и субмикрокристаллической структуры
5.4 Промышленное производство судостроительной и трубной сталей 172 единого химического состава за счет формирования ультрамелкозернистой и субмикрокристаллической структуры Выводы по главе 5 177
6 Работоспособность листового проката из Низкоуглеродистой низколегированной стали с Пределом текучести 420-460 мпа и внедрение Результатов работы
6.1 Определение стандартных механических свойств стали марки 180 PCE460W
6.2 Определение температуры вязко-хрупкого перехода (Ткб) 182
6.3 Определение температуры нулевой пластичности (NDT) 184
6.4 Определение критического раскрытия трещины (CTOD) 185
6.5 Исследование коррозионно-механической прочности 186
6.6 Внедрение результатов диссертационной работы 187
Выводы по главе 6 189
- Принципы легирования судостроительных сталей с пределом текучести 420-460 МПа в сравнении со сталями для труб магистральных трубопроводов
- Моделирование на установке «GLEEBLE 3800»
- Испытания на коррозионное растрескивание
- Влияние температуры, степени и дробности деформации на фазовые превращения
Принципы легирования судостроительных сталей с пределом текучести 420-460 МПа в сравнении со сталями для труб магистральных трубопроводов
Для хладостойких сталей повышенной (стали с минимальным пределом текучести 390 МПа) и высокой (стали с минимальным пределом текучести 420 МПа и выше) прочности до начала 2000-х годов применялась только закалка с отпуском. В 2002-2006 г. с участием ФГУП ЦНИИ КМ «Прометей» на Череповецком металлургическом комбинате ОАО «Северсталь» была разработана и внедрена технология ТМО для производства судостроительных сталей с пределом текучести 460 МПа. Механические свойства листового проката, изготовленного на ОАО «Северсталь», полностью соответствует нормам, установленным требованиями: предел текучести составил 460-550 МПа, временное сопротивление 570-630 МПа, относительное удлинение 25-27%. Изготовленный листовой прокат показал значения работы удара при температуре испытания минус 40оС 111-175 Дж, при минус 60оС 102-146 Дж. Вид излома проб натурной толщины всех испытанных листов характеризовался 100% волокнистым состоянием. Микроструктура стали представляла собой феррито-бейнитную смесь. На поверхности структура состояла из гранулярного бейнита и свободного феррита, в середине по толщине проката наблюдались участки с бейнитом реечной морфологии и кристаллы -фазы, не имеющими внутреннего субзеренного строения. Средняя величина зерна соответствовала 10 баллу (11 мкм), для структуры была характерна неоднородность размеров зерен до 3-х номеров по ГОСТ 5639. Формирование такой структуры не могло стабильно гарантировать высокую хладостойкость стали, и для конструкций ответственного назначения стали с пределом текучести 460 МПа в больших толщинах до сих пор поставлялись по технологии закалка с отпуском.
За рубежом аналогами указанных сталей являются американские стали типа HSLA, шведские стали типа OX, финские стали типа RAEXE POLAR с пределом текучести до 500 МПа. В Японии для уменьшения массы корпуса судна была успешно внедрена листовая сталь YP460 МПа, превосходящая по прочности класс YP390 МПа, которые обычно считаются самыми прочными из всех, получаемых термомеханической обработкой. Однако, кроме сталей финского производства, эти стали не являются аналогами, так как условия эксплуатации сталей арктического назначения для российского шельфа более суровые, чем в северных районах мирового океана. Ведущие иностранные судостроители имеют опыт работы в сравнительно мягких условиях северных морей, но даже там встречались экологические серьезные катастрофы. К зарубежным сталям не предъявляются дополнительные требования по хладостойкости, такие как, например, испытания на определение Ткб, NDT, CTOD.
Таким образом, в настоящее время для строительства конструкций арктического исполнения применяют стали, изготовленные после закалки с отпуском, особенно, для толстолистового проката (более 50 мм), нередко прибегают к применению зарубежных сталей, обладающих высокой себестоимостью и не отвечающих жестким условиям эксплуатации в Арктическом регионе, или заменяют их на более дорогие легированные стали. Для повышения конкурентоспособности отечественных сталей необходимо создать экономичные в производстве стали, отвечающие требованиям всех классификационных обществ, в том числе и наиболее жестким требованиям РМРС.
Принципы легирования судостроительных сталей с пределом текучести 420-460 МПа в сравнении со сталями для труб магистральных трубопроводов
Низкоуглеродистые высокопрочные стали с разными по величине добавками легирующих элементов (Mn, Ni, Cr, Cu и Mo для образования феррито-бейнитной структуры, а также Nb, Ti, Al и V для измельчения зерна) обеспечивают оптимальное сочетание прочности и вязкости. Для обеспечения предела текучести 420-460 МПа в листовом прокате судостроительных сталей в соответствии с ГОСТ Р 52927-2008 используется марганцево-никелевая композиция легирования с содержанием углерода 0,09-0,12% для обеспечения требуемой прочности за счет снижения подвижности дислокации, с суммарным содержанием никеля и меди 0,9-1,6%, хрома до 0,20%, микролегированной ванадием и ниобием в количестве 0,02 18
0,06% каждого [25]. Основным легирующим элементом, оказывающим наиболее существенное влияние как на прочностные характеристики, так и на пластичность и вязкость стали является никель, который, понижая критические точки превращения, обеспечивает формирование феррито-бейнитной структуры.
Легирование стали никелем и хромом повышает прокаливаемость, что особенно важно при низком содержании углерода в судосталях, способствует уменьшению хладноломкости, но может вызывать отпускную хрупкость при высоком содержании углерода.
Микролегирование ниобием замедляет рост зерен аустенита при нагреве и тормозит процесс собирательной рекристаллизации за счет снижения диффузии из-за твердорастворного упрочнения аустенита атомами ниобия [26]. Замедление процесса рекристаллизации дает возможность при высокотемпературной пластической обработке аустенита получать измельченное конечное зерно. Преимущество использования ниобия в том, что он не только измельчает зерна в конечной структуре, но и способствует упрочнению через выделение вторичных фаз. Ванадий по своему влиянию на структурные превращения в стали подобен ниобию, но имеет более низкую температуру растворимости. Ванадий слабее тормозит рекристаллизацию, и эффект торможения появляется лишь при температуре ниже 900 С.
При строительстве конструкций, эксплуатирующихся в жестких климатических условиях Арктики, сварка при монтаже часто происходит при отрицательных температурах. В связи с этим необходимо ограничивать содержание химических элементов в стали таких, как углерод и хром, а из соображений экономической эффективности необходимо понижать количество никеля.
При более высоких требованиях к механическим свойствам, нормы по предельным содержаниям легирующих элементов в трубных сталях значительно ниже (содержание никеля не более 0,35%, хрома и меди не более 0,30% каждого) по сравнению с судостроительными сталями с пределом текучести 460 МПа.
В таблице 1.1 и 1.2 представлены требования по механическим свойствам и содержанию химических элементов для судостроительной и трубной стали повышенной категории прочности.
Моделирование на установке «GLEEBLE 3800»
В последнее десятилетние, в отличие от судостроительных сталей, производство сталей для труб магистральных газо- и нефтепроводов развивалось молниеносными темпами в связи с растущими потребностями российского нефтегазового сектора. Благодаря высокой конкуренции на рынке производителей штрипсовых сталей и исследованиям, проведенным ФГУП «ЦНИИ КМ «Прометей» в рамках проекта «Магистраль», были удовлетворены высокие требования к прочностным и пластическим свойствам при достаточно низком уровне легирования по сравнению с судостроительными сталями подобных категорий прочности. Опыт разработки высокопрочных трубных сталей свидетельствует о плодотворности подхода к снижению уровня легирования в сочетании с оптимальными режимами термомеханической обработки и микролегирования.
Под термомеханической обработкой понимают совокупность операций нагрева, деформации и охлаждения.
Современная технология термомеханической обработки включает: - нагрев слябов до заданной температуры; - стадию прокатки в области температур выше температуры рекристаллизации с целью получения рекристаллизованного аустенитного зерна наименьшей величины (черновая прокатка); - стадию прокатки в области температур ниже температуры рекристаллизации аустенита, но выше точки Аr3, что приводит к увеличению числа центров зарождения ферритных зерен за счет повышения плотности несовершенств в структуре деформированного аустенита (чистовая прокатка); - охлаждение на воздухе, либо ускоренное охлаждение до заданной конечной температуры с последующим замедленным охлаждением в кессоне (штабеле) [38].
В области высокотемпературных деформаций происходит измельчение аустенитного зерна за счет динамической рекристаллизации, протекающей одновременно с пластической деформацией. Если полного разупрочнения металла не происходит во время междеформационных паузах и охлаждения, возможно протекание метадинамической и статической рекристаллизации. Метадинамическая рекристаллизация протекает сразу после деформации без инкубационного периода – происходит рост зародышей, образовавшихся в результате динамической рекристаллизации. Статическая рекристаллизация - зарождение новых зерен на границах деформированных бывших зерен после завершения пластической деформации (во время междеформационных паузах) при наличии инкубационного периода. Статическая рекристаллизация бывает первичная, собирательная и вторичная. Во время первичной статической рекристаллизации происходит зарождение и рост новых зерен, во время собирательной происходит «нормальный» рост, при вторичной рекристаллизации происходит неравномерный рост первичных рекристаллизованных зерен за счет соседних зерен, что приводит к снижению однородности структуры металла. Оптимальное использование статической рекристаллизации для получения однородной мелкозернистой структуры аустенита предполагает в каждой паузе полное завершение первичной рекристаллизации, но исключает чрезмерно длительные выдержки, приводящие к собирательной рекристаллизации. Варьируя температуру нагрева, начала и конца прокатки, время выдержки, степень и скорость деформирования, можно получить набор различных структур – от динамически полигонизованной и динамически рекристаллизованной до статически рекристаллизованной.
При понижении температуры горячей деформации аустенитные зерена остаются деформированными и нерекристаллизованными, а при последующем ускоренном охлаждении в процессе фазового превращения наблюдается наследование в той или иной форме структуры деформированного аустенита образующимися конечными структурными составляющими (мартенситом, бейнитом и др.), что способствует повышению дисперсности структуры с высоким уровнем прочностных и вязко-пластических свойств [29, 30].
Чистовая стадия прокатки осуществляется с целью увеличения плотности дефектов кристаллической структуры металла и упорядоченного их распределения (субструктуры), что приводит к увеличению количества центров зарождения новой фазы. Местами образования -фазы, помимо границ деформированных аустенитных зерен и субзерен, служат полосы деформации и двойниковые границы, количество которых растет с увеличением степени деформации в температурной области, где рекристаллизация отсутствует. Важнейшее условие при проведении прокатки в среднетемпературной области - отсутствие рекристаллизации, которая могла бы устранить значительную часть дефектов кристаллического строения, наведенных пластической деформацией. Для получения мелкозернистой структуры большое значение имеют обжатия, осуществляемые непосредственно вблизи точки Аr3, когда рекристаллизация полностью заторможена.
Охлаждение стали после завершения деформации при термомеханической обработке осуществляется ускоренно с применением систем контролируемого охлаждения. Особенностью -превращения при непрерывном охлаждении в низкоуглеродистых низколегированных сталях является малая устойчивость аустенита, существенно зависящая от незначительных колебаний химического состава [31], причем горячая пластическая деформация при термомеханической обработке инициирует превращения, протекающие по диффузионному механизму. Структурообразование стали при горячей пластической обработке зависят от таких параметров обработки, как степень, скорость, температура деформации и состав, определяющих соотношение между упрочнением и разупрочнением в ходе деформации. Состояние аустенита перед превращением зависит от условий проведения черновой и чистовой прокатки. В случае прокатки на черновой стадии при температурах выше температуры начала динамической и последующей статической рекристаллизации формируется рекристаллизованная структура аустенита, на чистовой стадии прокатки при пониженных температурах происходит формирование ориентированной структуры аустенита с относительно невысокой степенью неравноосности зерен. В случае прокатки при пониженных температурах, как на черновой, так и на чистовой стадии аустенит обретает кристаллографическую и морфологическую текстуру деформации, что приводит к формированию полосчатой конечной структуры [32].
В настоящее время на современных прокатных станах однородную мелкозернистую структуру по всей толщине проката удается достичь лишь в зоне вблизи поверхности листа, а при переходе ближе к середине листового проката однородность значительно ухудшается. Так, в трубных сталях в середине проката обычно наблюдается значительная ориентированность структурных составляющих и текстуры вследствие высокой степени деформации. Образование такой структуры в штрипсовых сталях допускается, в судостроительных сталях это невозможно из-за требований к величине относительного сужения в направлении толщины и требований к виду излома.
Несмотря на то, что в судостроительных сталях из-за более низкого содержания микролегирующих элементов склонность к рекристаллизации выше, использование преимущественно листовых прокатов толщиной более 20 мм в новых конструкциях обуславливает отсутствие прохождения полной рекристаллизации, так же, как и в более микролегированных сталях. Равномерное измельчение зерна возможно обеспечить только за счет сочетания частичной рекристаллизации и управляемого формирования субструктуры из деформированных аустенитных зерен в середине по толщине.
Испытания на коррозионное растрескивание
Исследования тонкой структуры проводились на просвечивающем электронном микроскопе JEM-200CX с ускоряющим напряжением 120 кВ. Данный электронный микроскоп позволяет получать увеличения от х46 до х480 000.
Подготовка образцов производилась по следующей схеме. Вначале с помощью фрезеровки изготавливались цилиндрические образцы диаметром 3 мм, которые в дальнейшем подвергались электроискровой резке на диски толщиной до 100 мкм. Затем на шлифовальной бумаге разной зернистости они доводились до толщины 12 мкм для снятия верхних искаженных слоев. Далее образцы подвергались элекрополировке (утонению) на установке Metalthin. В качестве электролита использовался раствор хлорной кислоты НСЮ4 (15 мл) в этиловом спирте (285 мл). Электрополировка проводилась при температуре электролита 10С, при напряжении 53 В и токе 235 мА.
Измерение микротвердости структурных составляющих стали определялись на программно-аппаратном комплексе Metaltest Pro. В работе использовался индентор Виккерс для определения статической микротвердости вдавливанием. При испытании вдавливанием использовалась нагрузка 50 г.
При замере двух диагоналей отпечатка с помощью программы получают значение микротвердости данной структурной составляющей.
Изготовление промышленных образцов Изготовление опытных плавок, использованных при выполнении работы, производилось на ОАО «Магнитогорский металлургический комбинат» по схеме: - выплавка стали в 370-тонных конвертерах; - внепечная обработка металла на агрегатах доводки стали (АДС), на установке усреднительной продувки стали (УУПС), на установке печь-ковш (УПК), на установке вакуумирования стали (УВС), на установке электродугового нагрева (УЭНС), на установке печь-ковш и на двухпозиционном вакууматоре ККЦ; - разливка метала на машинах непрерывного литья заготовок (МНЛЗ); - подготовка слябов к прокатке.
Производство опытно-промышленных образцов листового проката производили на толстолистовом стане «5000» ОАО «ММК» с применением ускоренного охлаждения после горячей пластической деформации в установке ускоренного охлаждения.
Для опробования изготовления листовых прокатов была предложена технологическая схема, состоящая из: нагрева слябов под прокатку до температуры, не приводящей к полному растворению в металле карбидных и карбонитридных фаз и значительному росту зерна (с учетом микролегирования); - деформации в интервале температур, обеспечивающих измельчение аустенитного зерна за счет протекания процессов рекристаллизации; промежуточного подстуживания подката до температуры проведения второй стадии деформации; деформации при температурах близких к точке АгЗ для увеличения центров зарождения а-фазы и формирования дисперсной структуры при дальнейшем охлаждении; ускоренного охлаждения до определенной температуры с целью получения заданной структуры; охлаждение в штабеле в течение не менее 48 часов для протекания процессов самоотпуска.
Испытание на растяжение проводили при температуре 20! С по ГОСТ 1497 на плоских полнотолщинных и цилиндрических образцах (рис. 2.6) тип III №3. Испытания полнотолщинных образцов проводили на испытательной машине Schenk PEZ 5834 (1000 кН) с экстензометром DSA100/10, цилиндрических образцов - на испытательных машинах Instron 5585 HJ 8633. в Рис. 2.6 - Эскиз плоского полнотолщинного (а), круглого (б) и цилиндрического семикратного (в) образцов для испытания на статическое растяжение
Для испытаний использовался маятниковый копер с энергией разрушения 300 Дж. Испытания проводились при температурах -20, -40 и -60 0С. Для обеспечения требуемой температуры испытания образцы перед установкой на копер были переохлаждены в спиртовом растворе, охлажденном в жидком азоте (при температуре испытаний ниже комнатной). Степень переохлаждения обеспечивала требуемую температуру испытания и должна определяться экспериментальным путем. Температура переохлаждения образца составляла 2 – 4 0С.
Ударные испытания проводились по ГОСТ 9454-78 путем разрушения стандартного образца квадратного сечения 1010 мм длиной L = 55 мм (рис.2.7). В центре выполняется надрез V – образной формы с углом при вершине 450, радиусом закругления R = 0,25 + 0.025 мм и глубиной надреза h = 2 мм. Рис. 2.7 - Тип образца Шарпи с V - образным надрезом (стандартный)
Для испытания на излом из листа вырезали по одному образцу поперек направления прокатки из средней трети по ширине листа в соответствии с ГОСТ 5521-93 (рис. 2.8).
Вид излома листового проката определяют после разрушения при комнатной температуре надрезанных образцов толщиной, равной толщине листа. Образцы испытывают после вырезки из листа, как газовым способом, так и после механической обработки. Разрушение образцов производится при статическом изгибе нагрузкой, прилагаемой со стороны, противоположной надрезу на следующем оборудовании: пресс с максимальным усилием 60 тн (Германия); пресс с максимальным усилием 125 тн модели ЗИМ ПММ125 (Россия). После разрушения образцов определяется в процентах соотношение площади волокнистой составляющей к площади всего излома (толщина проката, умноженная на высоту излома).
Склонность к механическому старению определяли после деформации со степенью 5 % при температуре +20оС и выдержки 1 час при температуре 250оС. Нагрев заготовок после деформации производили в лабораторной муфельной печи, обеспечивающей равномерный нагрев образцов и поддержание постоянства температуры в течение необходимого времени выдержки по ГОСТ 7268-82. Деформацию заготовок выполняли на испытательной разрывной машине Р5. Для испытаний использовали образцы тип 11 с острым надрезом по ГОСТ 9454-78. Испытания на ударный изгиб с определением работы удара (энергии, затраченной на разрушение), КV, Дж, проводили на маятниковом копре «Trebel», 2123 КМК после предварительного охлаждения образцов в термостате в смеси жидкого азота и этилового спирта. Температура контролировалась с погрешностью не более ±1оС. При каждой температуре испытывали по 3 образца.
Влияние температуры, степени и дробности деформации на фазовые превращения
Таким образом, для всех сталей с исходным крупным зерном аустенита после предварительной пластической деформации в аустенитной области ниже температуры рекристаллизации аустенита температура начала превращения снижается, приводя к формированию бейнита реечной морфологии, при этом ферритное и перлитное превращение смещаются в область низких скоростей охлаждения. В сталях преимущественно с бейнитной структурой (исследованные стали с углеродным эквивалентом 0,44-0,45%) формирование крупного аустенитного зерна приводит к образованию крупных бейнитных пакетов реечной морфологии. В стали состава №3 (с наибольшим содержанием никеля) формирование крупнозернистого аустенита приводит к повышению скорости превращения и формированию бейнитных пакетов размером до 30 мкм. Отсюда следует, что для формирования ультрамелкозернистой конечной структуры необходимо избегать формирования крупнозернистой деформированной аустенитной структуры. Для создания мелкодисперсной конечной структуры необходимо формирование мелкозернистого деформированного аустенита при пластической горячей деформации. Дальнейшие исследования условий формирования ультрамелкозернистой структуры были продолжены на низколегированных низкоуглеродистых сталях с углеродным эквивалентом 0,44-0,45% для формирования наиболее дисперсной феррито-бейнитной структуры
Одним из механизмов измельчения структуры в процессе пластической горячей (теплой) деформации является фрагментация, заключающаяся в разбиении зерен единой исходной ориентации на разориентированные субзерна (фрагменты) малоугловыми дислокационными границами деформационного происхождения [43], причем требуемое измельчение структуры может достигаться не столько путем фрагментации конечной (низкотемпературной) фазы, поскольку это обуславливает охрупчивание стали, сколько путем наследования субструктуры и увеличения центров зарождения новой фазы в условиях последующего фазового превращения [44], что, как было установлено авторами этой работы, заключается в увеличении доли разориентировок в диапазоне 8-10о, которые являются полупроницаемыми границами.
Для определения степени измельчения структуры при термомеханической обработке для стали состава №5, в которой в конечной структуре есть и ферритная составляющая, и бейнитная, были построены термокинетические диаграммы без предварительной после деформации и с деформацией 25% и 50% при температурах 750оС, 850оС, 920оС. Выбранные температуры позволяют оценить возможность создания деформационной субструктуры в аустените как на черновой стадии прокатки при ее завершении ниже температуры рекристаллизации (850-920оС), так и на чистовой, которая может завершаться выше (850оС) или вблизи и ниже (750оС) температуры начала превращения и ее влияние на конечную структуру.
Для изучения влияния степени (рис. 3.19-3.21) и температуры (рис.3.24-3.27) деформации представлены совмещенные термокинетические диаграммы превращения аустенита при непрерывном охлаждении.
При повышении степени деформации от 0% до 50% при температуре 920оС (рис.3.19) область ферритного превращения смещается в область более высоких температур. Повышение деформации до 50% стимулирует образование перлита при скорости охлаждения 1-2оС. В интервале скоростей охлаждения от 50оС/сек до 10оС/сек происходит только бейнитное превращение. Повышение температуры конца превращения, наблюдаемое для исследованных степеней деформации, позволит обеспечить в интервале промышленных скоростей охлаждения однородную бейнитную структуру гранулярной морфологии. Термокинетические диаграммы превращения мелкозернистого аустенита стали состава №5 после деформации 0%, 25%, 50% при температуре 920оС
Повышение степени деформации до 25% при температуре 850оС (рис. 3.20) приводит к повышению температуры начала превращения на 10-20оС и расширению ферритной области. Температура конца превращения в диапазоне скоростей охлаждения 5-50оС/сек не изменяется, при скорости охлаждения 1оС/сек температура конца бейнитного превращения повышается на 50оС. Дальнейшее повышение степени деформации до 50% при температуре 850оС приводит к повышению критических точек. При деформации 50% феррит образуется при скорости охлаждения менее 10оС/сек.
При температуре 750оС (рис.3.21) повышение степени деформации до 25% приводит к незначительному повышению критических точек, причем чем выше скорость охлаждения, тем сильнее повышается температура конца превращения, при скорости охлаждения 50оС/сек температура конца превращения повышается на 40оС. Дальнейшее повышение степени деформации до 50% приводит к повышению температуры на 50-80оС.
После охлаждения со скоростью 10-50оС/сек структура состоит полностью из бейнита. Для исследования формирования бейнита различной морфологии изучили кинетику у—»а превращения.
Исследование кинетических зависимостей показало, что при температуре деформации 920оС (рис.3.22а) в верхнем температурном интервале превращения скорость распада аустенита самая низкая, снижение температуры деформации до 850оС (рис.3.22б) приводит к увеличению скорости в верхнем температурном интервале превращения, что обусловливает формирование бейнита гранулярной морфологии (рис.3.22 б, д, з) и является благоприятным с точки зрения обсуждаемой идеи получения структур оптимальной морфологии.
После деформации при температуре 750оС (рис.3.22в) и охлаждения со скоростью 20оС/сек температура конца превращения составляет 500оС, что приводит к формированию бейнита реечной морфологии.
Скорость превращения при повышении степени однократной деформации в аустенитной области практически не изменяется. При температуре деформации 750оС без предварительной деформации скорость превращения незначительно выше, чем после деформации, это можно объяснить тем, что из недеформированного аустенита образуются пакеты бейнита реечной морфологии преимущественно по сдвиговому механизму. При температуре деформации 850оС более быстро протекает превращение после деформации на 25% за счет большего формирования во время деформации количества центров зарождения бейнита гранулярной морфологии.
Структура стали состава №5 после деформации при 750оС, 850оС, 920оС и скорости охлаждения 20оС/сек состоит из бейнита реечной и гранулярной морфологии (рис.3.23).
Увеличение степени однократной деформации до 50% приводит к измельчению структуры, повышается количество гранулярного бейнита при всех температурах деформации. Без предварительной деформации аустенита структура состоит из бейнита преимущественно реечной морфологии. После деформации 50% бейнит реечной морфологии отсутствует, структура состоит из небольшого количества мелкодисперсного феррита и бейнита гранулярной морфологии. После деформации при 750оС (рис.3.23 в, е, и) формируется разнозернистая структура, после деформации при температурах 920оС и 850оС равномерность структуры существенно выше.
