Влияние скорости охлаждения на структуру низкоуглеродистой трубной стали

УДК 669.017.3

ВЛИЯНИЕ СКОРОСТИ ОХЛАЖДЕНИЯ НА СТРУКТУРУ НИЗКОУГЛЕРОДИСТОЙ ТРУБНОЙ СТАЛИ

Д. А. Пумпянский, МЛ. Смирнов,

Л.Г. Журавлёв, И.Ю. Пышминцев

Дилатометрическим методом построена термокинетическая диаграмма распада переохлаждённого аустенита стали 05Г2МФБ и проанализировано влияние скорости охлаждения на её структуру. Полученные данные свидетельствуют, что в малоуглеродистой стали при формировании структуры в процессе непрерывного охлаяздения существенную роль играют процессы перераспределения углерода между аустенитом и образующимися фазами.

В трубной промышленности широко используются низкоуглеродистые легированные стали с феррито-перлитной структурой. Их упрочнение в сочетании с высоким сопротивлением хрупкому разрушению достигается при применении контролируемой прокатки и легирования карбидообразующими элементами, обеспечивающими эффект дисперсионного твердения.

Перспективным направлением создания высокопрочных трубных сталей является переход от феррито-перлитной структуры к кристаллографически упорядоченной бейнитной структуре [1]. Высокий уровень прочности такой структуры в сталях с низким содержанием углерода в основном связан с небольшими размерами кристаллов бейнитной а-фазы и значительной плотностью дефектов кристаллического строения в этих кристаллах. При проведении контролируемой прокатки и других видов обработки оптимальная структура с бейнитной а-фазой может быть получена лишь при правильном подборе условий охлаждения в температурном интервале протекания фазовых превращений. В связи с этим является целесообразным проведение обстоятельных исследований влияния скорости охлаждения на фазовые превращения, структуру и свойства рассматриваемой группы сталей.

В настоящей работе изучали влияние скорости охлаждения на структуру и дилатометрические эффекты стали 05Г2МФБ, содержащей 0,07% С; 1,64% Мп; 0,23% Мо; 0,075% V и 0,053% N1). Из листа, подвергнутого контролируемой прокатке, вырезали дилатометрические образцы диаметром 3,5 и длиной 50 мм. Исследование проводили на модернизированном дилатометре Шевена-ра. В процессе нагрева и охлаждения непосредственно фиксировалась температура образца, для чего к нему приваривалась тонкая хромель-алюмелевая термопара. На записываемую потенциометром термограмму специальным устройством наносились метки, соответствующие началу, приостановке и концу превращений. Далее термограммы перестраивались в координатах «температура - логарифм времени». Дилатограммы снимались после аустенитизации при 1000 °С с пятиминутной выдержкой, в результате которой формировалось зерно аустенита 8-9 балла. Средняя скорость охлаждения образцов в интервале 1000-300 °С варьировалась от 0,04 до 34,6 град/с. Их структура изучалась в оптическом и электронных просвечивающем и сканирующем микроскопах.

На основании данных дилатометрического и структурного анализа построена термокинетическая диаграмма распада переохлаждённого аустенита стали 05Г2МФБ (рис. 1). Она имеет вид, типичный для низкоуглеродистых легированных сталей. При охлаждении с малыми скоростями температурные интервалы диффузионного и бейнитного превращений разделены. При больших скоростях охлаждения оба превращения накладываются друг на друга по температурной шкале. Соответственно, на дилатометрических кривых при медленном охлаждении наблюдаются два участка увеличения объёма, связанного с у-хх-превращением, а при быстром охлаждении - один участок.

При охлаждении со скоростями 0,04—1,26 град/с распад переохлаждённого аустенита по диффузионному механизму, происходящий в интервале 780-580 °С, сопровождается формированием структуры полигонального (равноосного) феррита. Зёрна феррита, размер которых оценивается 11-12 баллами, имеют низкую плотность дислокаций (рис. 2, а). В феррите присутствуют дисперсные карбидные частицы размерами 0,1-0,04 мкм, часть из которых находится на дисло-кациях и большеугловых границах. Нагрев на 1000 °С приводит лишь к частичному растворению

карбидной фазы. По-видимому, несвязанные с дефектами кристаллического строения частицы -это карбиды, нерастворившиеся при аустенитизации, а также выделившиеся в аустените при охлаждении от 1000 °С до температурного интервала у-т-превращения. Карбиды, находящиеся на дефектах кристаллического строения, в основном, образовались непосредственно в феррите.

Кроме феррита, при диффузионном превращении возникают небольшие участки выродившегося перлита, объёмное содержание которого не превышает 8%. Так как количество перлита невелико, его появление заметно не сказывается на ходе дилатометрической кривой. В связи с этим на термокинетической диаграмме штриховой линией выделена лишь предполагаемая область формирования этой структурной составляющей. Цементит в участках выродившегося перлита присутствует либо в виде коротких пластин, нередко разбитых на отдельные части, либо частиц округлой формы, находящихся на разных стадиях сфероидизации.

Особенность данной стали заключается в том, что комплексное легирование марганцем и молибденом существенно замедлило развитие диффузионного превращения. Даже при очень малых скоростях охлаждения (10-2 град/с) оно не протекает полностью. Непревращённая часть ау-стенита при переохлаждении до 520-400 °С претерпевает бейнитное превращение. Судя по величине дилатометрического эффекта, количество образующегося бейнита невелико (менее 10%). При электронномикроскопическом исследовании в структуре стали, подвергнутой медленному охлаждению, были обнаружены небольшие участки, имеющие строение верхнего бейнита, характерного для среднеуглеродистых сталей. На границах пластин (реек) с высокой плотностью дислокаций располагаются достаточно крупные частицы цементита (рис. 2, б). Появление такого бейнита не является удивительным, если учесть, что в процессе образования феррита непревращённая часть аустенита обогащается углеродом.

При скоростях охлаждения более 2,2 град/с развитие диффузионного превращения существенно тормозится, что проявляется в уменьшении количества полигонального феррита и в практически полном исчезновении перлита. В образцах, охлаждённых со скоростями 5-10 град/с, феррит присутствует в основном в виде отдельных мелких зёрен.

Подавление диффузионного превращения при ускоренном охлаждении сопровождается увеличением количества бейнитной структурной составляющей. Но в этом случае не наблюдается формирования верхнего бейнита, как это имело место при медленном охлаждении, а образуется характерная для низкоуглеродистых сталей бейнитная а-фаза реечной (игольчатой) и глобулярной морфологии [2]. Внутри кристаллов этой фазы наблюдается высокая плотность дислокаций (рис. 2, в). На границах и в объёме кристаллов присутствуют дисперсные карбидные частицы. Как и в случае феррита, надёжно идентифицировать карбиды, нерастворившиеся при аустенитизации и выделившиеся при охлаждении в аустенитной области или после у->а-превращения, не представляется возможным.

На электронограммах, снятых с образцов, охлаждённых с высокими скоростями, появились рефлексы остаточного аустенита. Как известно, бейнитное превращение в низкоуглеродистых легированных сталях не идёт до конца. Непревращённый аустенит частично остаётся между кристаллами бейнитной а-фазы при охлаждении вплоть до комнатной температуры. Частично он может претерпевать мартенситное превращение. Образовавшийся мартенсит имеет реечную морфологию, а остаточный аустенит находится в виде тонких прослоек между рейками мартенсита. Участки (островки) с мартенситно-аустенитной структурой получили название М/А-составляющей [2].

Увеличение скорости охлаждения до 34,6 град/с не только исключает развитие диффузионного распада, но и приводит к частичному подавлению бейнитного превращения. В структуре стали появляется значительное количество мартенсита. Соответственно, дилатометрическая кривая охлаждения, начиная с 210 °С (точка Мн), фиксирует заметное увеличение объёма образца.

Необходимо подчеркнуть, что точка М„, определённая при максимальной исследованной скорости охлаждения, лежит значительно ниже точки М„* (см. рис. 1). Этот эффект обусловлен обогащением непревращённой части аустенита углеродом в процессе бейнитного превращения. Ориентировочные расчёты с учётом положения мартенситной точки Мя показывают, что количество углерода в аустените, а значит, и в мартенсите может достигать 0,6%. Заметим, что в работе [1] в структуре сталей, близких по химическому составу к исследованной в настоящей работе, после контролируемой прокатки наблюдали образование двойникованного мартенсита. Последнее также свидетельствует о повышенном содержании углерода в этой фазе.

0 і « і » і і і « І і і і і і і і і I « і і « і і і і 1 ... .і ї ї і і ї ї і І

1 10 1 02 1 03 1 04

Время, с

Рис. 1. Термокинетическая диаграмма распада переохлаждённого аустенита стали 05Г2МФБ. У кривых указана средняя скорость охлаждения. Точка М„* получена расчётным путём

в)

Рис. 2. Структура стали 05Г2МФБ после охлаждения со скоростями 0,22 (а, б) и 10 град/с (в). Просвечивающая электронная микроскопия

Таким образом, при анализе характера структуры низкоуглеродистых легированных сталей необходимо учитывать, что на её формирование при охлаждении из аустенитной области в существенной мере влияет перераспределение углерода между образующимися ферритом и бейнит-ной a-фазой с одной стороны и непревращённой частью аустенита с другой. Так, в стали 05Г2МФБ этот эффект обусловливает при малых скоростях охлаждения (порядка 0,1-0,01 град/с) образование верхнего бейнита, а при больших скоростях охлаждения приводит к возникновению мартенсита с повышенным содержанием углерода.

Литература

1. Металловедческие основы получения хладостойких трубных сталей путём высокотемпературной контролируемой прокатки / Л.И. Эфрон, В.И. Ильинский, А.В. Голованов, Ю.Д. Морозов // Сталь. - 2003. - № 6. - С. 69-72.

2. Krauss G., Thompson S.W. Ferritic Microstructures in Continuously Cooled Low- and Ultralow-Carbon Steels // ISIJ International. - 1995. - V. 35. - № 8. - P. 937-945.

Поступила в редакцию 30 июня 2006 г.