Научные основы и технологические способы обработки гетерофазных сплавов с высоким уровнем конструктивной прочности

Задачу создания новых материалов, в том числе и сталей, с высокой конструктивной прочностью, сочетающейся с необходимой совокупностью технологических свойств при изготовлении из них изделий (деформируемостью без нарушения сплошности, свариваемостью и др.), можно решить только при фундаментальном изучении влияния различных факторов на структуру, фазовый состав и свойства материалов. Использование таких материалов обеспечивает снижение металлоемкости машин и конструкций, улучшение эффективности и надежности их работы.

Характерно, что возможности повышения уровня эксплуатационных характеристик сталей путем применения традиционных видов термообработки близки к исчерпанию.

Работами последних десятилетий показано, что создание сталей с гетерофазной феррито-мартенситной структурой является перспективным/ направлением повышения конструктивной прочности, улучшения технологичности и обрабатываемости изделий различного назначения [1−4]. Для разработки таких сталей с заданным уровнем свойств необходимы отыскание их композиций, режимов термической и пластической обработок, приводящих к формированию гетерофазной структуры с оптимальной морфологией и соотношением компонентов, создание моделей, описывающих пластическую деформацию и упрочнение многофазных материалов.

Малоуглеродистые низколегированные стали с двухфазной феррито-мартенситной структурой обладают уникальным сочетанием предела текучести, временного сопротивления разрыву и пластичности, что-определяет их использование в частности для деталей, изготавливаемых методами холодной объемной или листовой штамповки. Благодаря особенностям структуры и пластического течения эти стали испытывают интенсивное деформационное упрочнение, а в последующем деформационное старение при нанесении и сушке антикоррозионных защитных покрытий на изделия. В этой связи научный и практический интерес имеет изучение закономерностей деформационного упрочнения и старения двухфазных феррито-мартенситных сталей (ДФМС) с целью оптимизации их составов и режимов термической обработки, что и рассматривалась как одна из основных задач настоящей диссертации.

В последние годы круг изделий и, соответственно, сталей с окончательной или промежуточной гетерофазной феррито-мартенситной (бейнитной) структурой непрерывно расширялся [3,5,6]. Это позволило повысить конструктивную прочность изделий, экономить ресурсы за счет снижения легированности сталей или при термообработке. Потребовалось использование новых схем термообработки, приводящих к формированию гетерофазной структуры, детальное изучение влияния агрегатного упрочнения перлитом, мартенситом, бейнитом на комплекс механических свойств сталей, режимов заключительного отпуска с целью увеличения, предела текучести, вязкости и пластичности.

В диссертации показано, что для дальнейшего прогресса в. данном к, направлении необходимы, с одной стороны, научно-обоснованная разработка композиций сталей, новых технологических режимов, приводящих к формированию гетерофазной структуры, а с другой стороны, проведение детальных исследований пластичности и деформируемости ДФМС без нарушения сплошности при различных схемах напряженного состояния.

Двухфазные феррито-мартенситные стали помимо феррита и мартенсита могут содержать, определенное количество остаточного аустенита и бейнита. Основным требованием при проведении термообработки ДФМС является предотвращение распада по перлитному механизму.

Для подавления перлитного ¦ превращения при охлаждении из межкритического интервала температур обычно используется легирование стали кремнием, в количестве до 1,5% и молибденом в пределах 0,33−0,38%.

Легирование кремнием ослабляет влияние температуры нагрева в межкритическом интервале на морфологию структурных составляющих [7].

Марганец увеличивает количество образующегося мартенсита за счет повышения устойчивости аустенита, что позволяет значительно снизить необходимую скорость охлаждения [8]. Он одинаково замедляет начало ферритного и перлитного превращений.

Роль ванадия, когда его атомы находятся в твердом растворе, определяется, в основном, его воздействием на устойчивость аустенита, что позволяет достичь того же комплекса свойств, как в стали без ванадия, но при меньшей скорости охлаждения [10].

Известна роль бора как элемента, значительно увеличивающего устойчивость аустенита [8], хотя при охлаждении из двухфазной области такое его действие более слабое, чем при охлаждении из однофазной области [И].

Одновременное легирование стали ванадием и бором не приводит к увеличению прокаливаемости при охлаждении из (а + у) области, что связано, по всей видимости, с большой устойчивостью соединения бора с углеродом и ванадием [12−14].

Продолжительность нагрева и выдержки являются важными факторами, определяющими кинетику образования аустенита, а, значит, и конечную структуру ДФМС. Диффузия углерода в образующийся аустенит происходит сравнительно быстро, а для установления равновесного распределения легирующих элементов необходимы сотни часов [3,15].

Существенное влияние на процесс аустенизации оказывает исходная структура. При получении ДФМС путем ступенчатой закалки исходной структурой перед выдержкой в межкритическом интервале температур (МЕСИ) является аустенит. При малом переохлаждении у —>• а превращение контролируется’диффузией углерода и легирующих элементов, то есть их перераспределением между ферритом и аустенитом [3,14]. Скорость роста феррита в этом случае очень мала (десятки часов). При сильном переохлаждении (низких температурах распада) образование феррита идет без существенного перераспределения легирующих элементов и контролируется в основном диффузией углерода в аустените, что обуславливает весьма быстрое превращение (в течение нескольких минут).

В случае предварительной закалки исходной структурой является мартенсит. По мере нагрева мартенсита в МКИ происходит его распад на смесь феррита с цементитом. Зарождение аустенита при этом наблюдается на межфазных границах феррит-цементит, причем в первую очередь растворяются цементитные частицы и только затем претерпевают превращение ферритные участки [16].

Обширные исследования процесса аустенитизации проведены на образцах с исходной феррито-перлитной структурой [14,48]. Зарождение аустенита происходит на границе «феррит-перлит» (а не «феррит-феррит»), либо на границе «феррит-цементит» внутри перлитных колоний, что характерно в случае протекания процесса аустенитизации в верхней области МКИ.

Легкое зародышеобразование аустенита на межфазных границах феррит-цементит связано с тем, что при контакте с растворяющимися цементитными частицами аустенит наиболее быстро обогащается углеродом [3,18,45,51].

Диффузия углерода в аустените обусловливает рост его зародыша за счет, как феррита, так и цементита. Наибольшую скорость роста аустенитных кристаллов следует ожидать в районе соприкосновения трех фаз, так как здесь диффузионные пути наименьшие. Вблизи эвтектоидной линии устойчивый участок аустенита должен содержать около 0,8% G.

С повышением температуры непрерывно уменьшается необходимое для образования зародыша содержание углерода, и оказываются' устойчивыми аустенитные кристаллы с все меньшим содержанием углерода.

При нагреве доэвтектоидной стали с низким содержанием углерода в межкритический интервал, зародыши аустенита возникают как в перлите на межфазных границах феррит-цементит, так и на границах зерен феррита [18]. Но образование аустенита быстрее происходит в перлитных колониях, где легче достигается концентрация углерода, необходимая для зарождения и роста аустенита. После исчезновения перлита аустенит, возникший на месте его колоний, начинает поглощать оставшиеся ферритные зерна.

При выдержке доэвтектоидной стали в межкритическом интервале происходит перераспределение углерода между ферритом и аустенитом, в котором концентрация углерода значительно превышает его среднее содержание в стали. В феррите, оставшемся не превращенным при нагреве в межкритический интервал, концентрация углерода оказывается меньше, чем при температуре эвтектоидного превращения. С повышением температуры нагрева в межкритическом интервале одновременно с увеличением количества аустенита уменьшается содержание в нем углерода.

Обогащение аустенита углеродом в процессе выдержки в межкритическом интервале приводит к увеличению его устойчивости при охлаждении в температурном интервале диффузионного превращения, что облегчает осуществление закалки. Мартенсит, образующийся при закалке на месте обогащенного углеродом аустенита, характеризуется более высокой твердостью, чем мартенсит, возникающий при нормальной закалке с нагревом выше точки Асз. В то же время «очистка» феррита от атомов внедрения (углерода, азота) обеспечивает высокую пластичность этой структурной составляющей.

При выдержке в МЕСИ протекает также перераспределение примесей и легирующих элементов между фазами. Экспериментально установлено [1,3,41], что феррит обогащается кремнием и фосфором, а аустенит — марганцем, никелем и хромом. Если перераспределение ¦ углерода между фазами осуществляется сравнительно быстро, то перераспределение легирующих элементов ввиду их малой скорости диффузии (на несколько порядков меньше, чем у углерода) протекает существенно медленнее, что приводит к значительному торможению превращения.

Легирующие элементы изменяют положение критических точек стали [8,19,20,45,51]. Элементы, расширяющие у — область, снижают критические точки, увеличивая тем самым перегрев по отношению к Ai при той же температуре нагрева. Это может приводить к увеличению разности концентраций углерода в аустените на границах с карбидом и ферритом и к повышению скорости роста аустенита. Легирующие элементы, суживающие уобласть, действуют в противоположном направлении.

Ускоряет образование аустенита при нагреве никель. Это связывается со снижением критических точек стали и повышением термокинетической активности углерода в аустените, что способствует интенсификации его диффузии. Марганец, по ряду данных, ускоряет образование аустенита. Образование аустенита замедляют кремний и алюминий, а также карбидообразующие элементы — хром, молибден, вольфрам, ванадий, если они находятся в твердом растворе [18,19,21,30,37].

В [3,14] отмечается значительное обогащение аустенита марганцем в процессе выдержки в межкритическом интервале температур. Марганец, диффундирующий в аустенит, не успевает равномерно распределиться по, сечению его зерен. Поэтому периферийные участки аустенита оказываются пересыщенными по марганцу и толщина таких прослоек после выдержки порядка 1ч достигает 0,5 мкм.

Для оценки вклада перераспределения марганца и кремния в процесс движения межфазной границы был проведен расчет при помощи пакета программ DICTRA кинетики диффузионного превращения феррита в аустенит при температурах 770 и 820 °C [3]. Показано, что рост количества, аустенита происходит чрезвычайно быстро за первые несколько секунд реакции. При этом изменение концентрации легирующих элементов происходит лишь в тонком приграничном слое. Некоторый градиент концентрации углерода в приграничном слое является следствием градиента концентраций марганца и кремния, определяющих растворимость углерода в аустените. Благодаря более высокой скорости диффузии в феррите, чем в аустените, изменение концентраций кремния и марганца в феррите происходит практически на всю глубину, что наиболее ярко выражено при 820 °C. Изменение концентрации в глубинных слоях аустенита практически не реализуется. Очевидно, что по окончанию выдержки в МКИ следует говорить не об аустените какого-то определенного химического состава, а о достаточно широком спектре составов по сечению участков аустенита, имеющем некоторое среднее значение. Состав участков, удаленных от межфазной границы, по содержанию элементов замещения близок к исходному составу стали. Концентрация углерода изменяется в относительно узких пределах и несколько превышает значения, соответствующие условиям термодинамического равновесия.

Анализ кинетики роста количества аустенита показал, что независимо от содержания углерода в стали и количества аустенита в исходный момент, в первые десятки секунд происходит скачкообразное увеличение объемной доли аустенита [48]. К окончанию этой стадии распределение углерода в аустените стремится к однородному, после чего его рост происходит с затухающей скоростью. Увеличение количества аустенита происходит в течение нескольких тысяч секунд, однако уже после нескольких сотен секунд рост объемной доли осуществляется с относительно малой скоростью. Более того, после продолжительной выдержки объемная доля аустенита несколько понижается, что является следствием перераспределением элементов замещения [3].

Структура стали после нагрева в МКИ определяется не только температурой, но и временем выдержки, типом исходной структуры, а также степенью холодной деформации. При этом в течение относительно короткой выдержки формируется неоднородный по химическому составу аустенит, обогащенный вблизи межфазных границ углеродом и марганцем и обедненный кремнием и алюминием. Неоднородность химического состава аустенита предопределяет различную стабильность его участков по отношению к мартенситному превращению.

Скорость охлаждения влияет на процесс распада аустенита. Охлаждение со скоростями выше критической обеспечивает превращение аустенита в мартенсит, количество которого возрастает с увеличением температуры закалки [1,18]. При медленном охлаждении только часть аустенита распадается на мартенсит, другая часть превращается в так называемый новый феррит или феррит превращения. Новый феррит зарождается на старом эпитаксиально, без образования новой кристаллографической ориентировки. Поэтому между участками этих двух типов феррита нет структурных границ. Поскольку образование эпитаксиального феррита происходит на периферийных участках аустенита, то центральные части аустенитных областей обогащаются углеродом и могут превращаться в мартенсит при дальнейшем охлаждении. Таким образом, конечная структура состоит из старого феррита, который сосуществовал с аустенитом в (а + у) области, и участков мартенсита, окруженных областями нового феррита, образовавшегося при охлаждении аустенита из межкритического интервала температур [1,18].

Снижение скорости охлаждения из МКИ приводит к постепенной замене феррито-мартенситной структуры на феррито-бейнито-мартенситную, а затем и феррито-бейнитную [18,21].

Из данного краткого рассмотрения роли углерода и легирующих элементов на устойчивость переохлажденного аустенита, тип и количество продуктов его распада, кинетику превращений Ф + Ц —> А —"Ф + М (Б) и другие моменты вытекает важность и многогранность влияния химического состава на структуру и механические свойства ДФМС. Это инициировало проведение подробных исследований, описанных в первых главах диссертации, на большой группе низкоуглеродистых сталей, легированных как по отдельности, так и совместно марганцем, кремнием, бором, для отыскания их оптимального состава.

Естественно, параллельно изучались технологические параметры — температура и длительность нагрева в МКИ и аустенитную область, скорость охлаждения, наложение холодной пластической деформации и другие.

В нашей стране изучением ДФЫС плодотворно занимались вплоть до настоящего времени в ЦНИИЧМ [1,12,24,34,35 и др.] и в Уральском политехническом институте (ныне угтУ~УПИ)[21'23'26'29 И ДР']'.

Данная диссертационная работа пР°Д°лжением исследований, проводимых в Уральской школе металлоидов под руководством профессора Гольдштейна М. И. Это касается вопросов образования двухфазных сталей, испытавших охлаждение с различны*** скоРостями после нагРева в межкритический интервал температур, комплекса их механических свойств преимущественно для изделий, полу^еМЫХ холодным формоизменением (штамповкой, прессованием и т. д.) — 13 Т° ЖС ВрСМЯ В ДиссеРтации рассматриваются такие принципиальна Н°ВЫе моменты' КаК полУчение гетерофазной структуры путем ступен-^0* 3аКаЛКИ И ПрИ необходимости последующего отпуска в качестве окоИ^^еЛЬНЫХ Режимов термообработки при производстве горячедеформированн^ продукции (листа, труб, профилей И др.).

Другим отличием работ, обобш:^^ЫХ В ДаНН°Й диссеРтации' от исследований, выполненных под ру*с^>вОДСТВОМ Голованенко С. А. и Фойнштейн Н. М. [12,27 28 и др] :Я-33^г?Яется углубленная разработка в теоретическом и эксперимента^^0141 напРавлениях вопросов Деформационного упрочнения гетеро^>аЗНЫХ СТаЛСЙ На Различных структурных уровнях, а также их ш1^^сИЧНОСТИ при различНЫХ схемах напряженного состояния.

Обобщение результатов со5ст^^^НЬ1Х экспериментальных и. теоретических исследований, а также литературных данных позволило выявить закономерности получение В гетеР°Фазном состоянии и разработать обобщающие положения о5 оптимальных композициях и технологическим режимам.

Показано ГЗ Т) ао -=ссимальное увеличение предела iv,^, JZ, э J, 4Z, 43 J, что jvr^— текучести гетерофазных сталей при сох^анении присущего им высокого уровня пластичности позволит использовать этот перспективный класс сталей для значительной номенклатуры изделий, в частности, для строительных конструкций, труб газо-нефтяного сортамента, деталей машиностроения. При формировании феррито-мертенситной структуры после закалки из МКИ повышается трещиностойкость малоуглеродистых сталей [29], снижается порог охрупчивания при нейтронном облучении реакторных сталей [17].

Исходя из данных положений, с учетом специфики получения и использования сталей с гетерофазной структурой сформированы цель и основные задачи, решаемые в диссертации.

Цели и задачи работы. Целью работы является теоретическое и экспериментальное обобщение закономерностей формирования гетерофазной структуры в углеродистых низколегированных сталях, деформационного упрочнения и пластичности материалов с различающимися свойствами структурных составляющих и совершенствования на этой основе композиций и режимов термической обработки малоуглеродистых низколегированных сталей.

Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:

— изучение закономерностей формирования структуры и фазовых превращений при ускоренном охлаждении малоуглеродистых низколегированных сталей из межкритического интервала температур и ступенчатой закалки;

— установление особенностей деформационного упрочнения двухфазных феррито-мартенситных сталей иих пластичностипри различных схемах напряженного состояния, отвечающим, в том числе, реальным операциям холодной объемной и листовой штамповки;

— создание модели пластического течения и упрочнения ДФМС, учитывающей неравенство и перераспределение деформации между разнопрочностными составляющими в процессе нагруженияисследование процессов, протекающих при закалочном и деформационном старении ДФМС, и их влияния на сопротивление данных материалов хрупкому, вязкому и усталостному разрушению;

— формирование основных положений по созданию низколегированных гетерофазных сталей, содержащих в оптимальном соотношении феррит и мартенсит (бейнит), а также главных качеств ДФМС, делающих их перспективным материалом для изделий, изготавливаемых холодным формоизменением или горячей деформацией.

Научная новизна работы определяется совокупностью результатов теоретических и экспериментальных исследований:

— на большой группе доэвтектоидных низколегированных сталей изучены процессы образования аустенита при нагреве в межкритический интервал температур (МКИ) — построены термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита и микроструктурные карты, показывающие влияние температуры нагрева в МКИ и скорости последующего охлаждения на тип и количество отдельных структурных составляющихвыявлены особенности образования нового эпитаксиального феррита при ускоренном охлаждении малоуглеродистых сталей из МКИ, а также концентрационные и структурные изменения в исходном и эпитаксиальном ферритах в зависимости от температуры и длительности отпуска;

— предложена и экспериментально проверена модель деформационного упрочнения ДФМС, учитывающая неравенство и перераспределение деформации между разнопрочностными структурнымисоставляющими в процессе, пластического теченияизучена и сопоставлена пластичность сталей с феррито-перлитной и феррито-мартенситной-структурой при схемах напряженного состояниясоответствующих реальным способам изготовления деталей методами холодного формоизменения;

— на основе комплексного исследования деформационного старения ДФМС, его влияния на прочностные и пластические характеристики, способности сопротивляться хрупкому, вязкому и усталостному разрушению установлено, что оптимальная склонность к старению проявляется после деформации растяжением на 4−6%, а при увеличении степени деформации на 10% интенсивность его затухает;

— дано научное обоснование требований к режимам термической обработки, выполнение которой необходимо для создания низколегированных ДФМС, и их основных механических свойств, по которым они являются перспективным материалом для изделий, изготавливаемых холодным формоизменением или горячей деформацией.

На защиту выносятся:

• Установленные закономерности образования аустенита при нагреве в МКИ, особенности фазового и химического состава продуктов его распада после охлаждения с различными скоростями, концентрационные и структурные изменения в исходном и эпитаксиальном ферритах при отпуске.

• Модель деформационного упрочнения ДФМС, базирующаяся на учете неравенства и перераспределения деформации между разнопрочностными структурными составляющими в процессе пластического течения.

• Совокупность результатов, описывающих характеристики пластичности сталей с феррито-перлитной и феррито-мартенситной < структурой при различных схемах напряженного состояния, отвечающим, в том! числе реальным способам изготовления деталей методами холодного* формоизменения.

• Особенности структурных изменений при деформационном упрочнении и старении ДФМС, их влияние на комплекс механических свойств и характеристики разрушения сталей данного класса.

• Сформулированные на основе результатов собственных экспериментальных и теоретических исследований, а также литературных данных основные требования к структуре ДФМС, предназначенных для изготовления деталей методами холодного формоизменения, а также концепция создания экономичных доэвтектоидных низколегированных сталей с гетерофазной структурой, обладающих высокой конструктивной прочностью.

В первой части диссертации, включающей главы 1.4, рассмотрены закономерности формирования феррито-мартенситной (бейнитной) структуры в малоуглеродистых низколегированных сталях и их механические свойства.

Во второй части работы, объединяющей главы 5. 7, приведены данные теоретических и экспериментальных исследований деформируемости ДФМС и их пластичности.

Данная диссертационная работа является обобщением научных и практических результатов исследований, выполненных автором в период с 1985 по 2009 год, и дает новое существенное развитие научных направленийб связи между структурой и комплексом механических свойств / малоуглеродистых низколегированных сталей с гетерофазной структуройэкспериментальной и теоретической разработкой вопросов их деформационного упрочнения и пластичностирежимов термической обработки, обеспечивающих формирование феррито-мартенситной (бейнитной) структуры в широком круге малоуглеродистых сталей различных композиций.

Автор считает своим долгом выразить глубокую благодарность научному консультанту зав. кафедрой «Термообработка и физика металлов» профессору, д.т.н. Попову А. А., зав. кафедрой «Обработка металлов давлением» профессору, д.т.н. Богатову А. А. за помощь и руководство на всех этапах выполнения диссертации, а таюке сотрудникам этих кафедр УГТУ-УПИ, принимавших участие в проведении экспериментов.

Автор признателен зам. директору института Машиностроения УрО.

РАН профессору, д.т.н. Смирнову С. В. и сотрудникам этого института за помощь в проведении исследований деформационного упрочнения материалов на микроуровне.

Считаю необходимым поблагодарить работников Турбомоторного завода (г. Екатеринбург), завода Трансмаш (г. Екатеринбург), Ревдинского метизно-металлургического завода, Уральского электромеханического завода (г. Екатеринбург), Северского трубного завода (г. Полевской), предприятия «УралВерстМет» (г. Пермь), Пермского научно-исследовательского технологического института и других предприятий, принимавших участие в промышленном опробовании и внедрении разработанных в диссертации режимов термической обработки изделий различного направления.

ЧАСТЬ I.

основные выводы.

1. Построение термокинетических диаграмм (ТКД) распада аустенита в сталях Юкп, 09Г2, 10С1, 05Г2С2, 10Г2Р, 05Г2Р, нагретых в межкритический интервал температур (МКИ), анализ устойчивости переохлажденного аустенита и температуры начала мартенситного превращения (Мн) показал, что первые порции аустенита, образующиеся при небольшом перегреве над Aci (AT = 40°С) сильно обогащены углеродом. Вне зависимости от содержания углерода в стали, количество углерода в аустените после такого нагрева составляет 0,41−0,46%, в результате чего устойчивость переохлажденного аустенита и Мн достигают уровня, характерного для сталей с таким общим содержанием углерода. Легирование Мп (~1,6%), Si (1,18−1,84%) и В (0,003%) усиливает данный эффект, что способствует образованию в структуре низкотемпературных продуктов распада аустенита (мартенсита, бейнита) при ускоренном охлаждении из МКИ и отсутствию перлита.

Подбором композиции сталей, температуры нагрева в МКИ и скорости последующего охлаждения удается целенаправленно регулировать не только структуру и фазовый состав сталей, но и содержание углерода и легирующих элементов в отдельных фазах, что расширяет спектр механических свойств сталей.

2. Выявлены особенности морфологии структурных составляющих, формирующихся после нагрева малоуглеродистых сталей в МКИ и охлаждения с различными скоростями: мартенсита (бейнита), исходного феррита, существовавшего до нагрева, нового феррита, зарожденного при распаде аустенита эпитаксиально на исходном феррите. Установлено, что новый феррит при отпуске вплоть до 400 °C имеет меньшую на 400 МПа твердость, чем исходный феррит, и содержание легирующих элементов, характерное для аустенита, сформировавшегося в МКИ.

Оптимальное сочетание прочностных и пластических свойств (ав = 650 700 МПа, суо, 2 ~ 350 МПа, 8−30%, 8Р ~ 15%) ДФМС достигается при наличие 15−25% мартенсита, 20−35% нового феррита и, соответственно, 4065% исходного феррита при нагреве на оптимальную, для стали определенной композиции, температуру и ускоренном охлаждении.

Рациональным легированием марганцем, бором, кремнием даже при снижении до 0,05% содержания углерода удается повысить на 30−40% прочностные свойства. При этом уровень ударной вязкости и температура вязко-хрупкого перехода^весьма низкие, что требует последующего V низкотемпературного отпуска.

Разработан новый режим термообработки для формирования двухфазной феррито-мартенситной структуры, включающий низкотемпературную аустенитизацию (на ~ 10 °C выше Ас3) и ступенчатую закалку в воду с оптимальной выдержкой при температуре Ari — (30−40°С). На примере сталей 20 и 09Г2 промышленных плавок показано, что структура и уровень механических свойств после термообработки по новому режиму близки к тем, которые формируются в этих сталях после ускоренного охлаждения из МКИ.

3. На основе микроструктурных исследований и данных внутреннего трения выявлены факторы и дано объяснение экстремальному изменению предела текучести ДФМС сталей от температуры отпуска. Низкотемпературный отпуск позволяет повысить а0 2 на 100−140 МПа, сго, 2/ сгв до 0,65−0,75, и, главное, повысить на 20−25% уровень ударной вязкости при снижении Т50 на 40−50°С по сравнению с исходным состоянием после охлаждения из МКИ.

Предварительная пластическая деформация повышает склонность ДФМС сталей к старению, но её влияние не монотонно. Максимальная склонность к старению создается при деформации растяжением на 4−6%, увеличение степени деформации до 10%, сопровождающееся образованием ячеистой структуры, приводит к замедлению процесса старения.

4. Разработана модельдеформационного упрочнения ДФМС сталей, учитывающая экспериментально установленное неравенство деформации феррита и мартенсита и её перераспределение между этими структурными составляющими в процессе нагружения. Получены количественные соотношения, позволяющие рассчитать напряжение течения в любой момент деформирования и величину истинной равномерной деформации в зависимости от таких структурных факторов, как объемная доля мартенсита, содержание углерода в стали, размер ферритного зерна. Справедливость предложенной модели проверена на ряде малоуглеродистых сталей, легированных марганцем, а также совместно марганцем и кремнием.

5. Экспериментально установлено, что при схемах напряженного состояния, соответствующих высадке, волочению, прессованию и прокатке, пластичность стали заданного состава с феррито-мартенситной структурой в 1,3−1,8 раза выше, чем в случае феррито-перлитной структуры.

Двухфазные феррито-мартенситные стали во всем изученном интервале изменения показателя напряженного состояния S/T (от -1,4 до -1) значительно превосходят стали того же химического состава с феррито-перлитной структурой по величине удельной работы при деформации до разрушения, интегрально учитывающей прочностные и пластические характеристики материала.

6. Теоретически обосновано и экспериментально подтверждено, что низкоуглеродистые стали с феррито-мартенситной структурой, получаемые термообработкой по вновь разработанной схеме ступенчатой закалки, имеют высокий комплекс механических свойств: стали 20 (ств = 669 МПа, ст0,2 = 400 МПа, 8общ = 22%, 8Р = 14%) и стали 09Г2С (ств = 760 МПа, а0)2 = 460 МПа, 80бщ = 21%, 8Р = 12%). Это позволяет рекомендовать ступенчатую закалку как окончательную термообработку при производстве горячедеформированной продукции из низкоуглеродистых сталей.

7. На основе предложенной методики оценки свойств микрообъемов с помощью вдавливания индентера построены диаграммы «напряжение астепень деформации сдвига Л» стали 10 и присутствующих в*ней феррита и перлита. Это позволило описать поведение в ходе пластической деформации каждой структурной составляющей и оценить её вклад в пластическое течение металла: до Л =0,3 перлит слабо участвует в пластической деформации металла, полное выравнивание степеней деформации феррита и перлита обнаружено при Л >1,4.

8. Основные положения, сформулированные в работе по созданию низкоуглеродистых феррито-мартенситных (бейнитных) сталей, как перспективного материала для изделий, изготавливаемых холодным деформированием или горячей деформацией, представлены к реализации на ряде предприятий машиностроителтного и металлургического комплексов, а также широко используются в учебном процессе при подготовке специалистов по ряду специальностей.

Результаты диссертационной работы отражены в испытавшем уже второе переиздание учебнике «Физическое металловедение», который широко используется в учебном процессе.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

.

Анализ процессов, протекающих при термообработке по различным режимам, которые приводят к созданию ДФМС, сводятся к следующему.

При нагреве в межкритический интервал температур:

— образованию, преимущественно из перлита (П), первых порций аустенита (А), обогащенному по углероду;

— возрастанию концентрации углерода в нераспавшемся аустените в ходе выделения при охлаждении избыточного феррита (Ф).

При ступенчатой закалке:

— формированию при нагреве чуть выше Ас3 богатого по углероду аустенита из перлитных зерен;

— повышению содержания углерода в нераспавшемся аустените в процессе образования избыточного феррита при охлаждении.

Следовательно, суть процессов, протекающих в сталях при обеих схемах термообработки, по существу, одни и те же, что позволяет сформулировать основные моменты, ответственные за создание ДФМС:

— прецизионное использование фазовых превращений по схеме:

Ф + П (нагрев)* А (охлаждение) Ф + М (Б);

— дозированное формирование при нагреве аустенита с повышенным содержанием углерода в отдельных микрообъёмах;

— дальнейшее обогащение углеродом нераспавшегося аустенита в ходе выделения избыточного феррита, что обеспечивает аустениту высокую' устойчивость при охлаждении.

Таким образом, основным условием создания ДФМС, регулирования их структуры и механических свойств является целенаправленное образование аустенитаобогащенного до заданного уровня углеродом, что обеспечивает при охлаждении с необходимой скоростью формирование оптимального' количества мартенсита (бейнита) с определенным содержанием углерода (твердостью).

Закалка из МКИ имеет на сегодняшний день наибольшее применение для малоуглеродистых низколегированных сталей, используемых в качестве листового материала для холодного формоизменения [3,32, 172−174] или горячекатаного сортового проката для строительства [173,174,177], с целью создания гетерофазной структуры. Однако области применения закалки из МКИ, как эффективного способа измельчения структуры сталей, легко сочетающегося с другими операциями пластической или термической обработок, значительно шире и непрерывно увеличиваются.

Исходя из этого, в данном разделе описываются различные перспективные направления использования закалки из МКИ для получения гетерофазного состояния сталей или измельчения их структуры.

Перспективные направления использования сталей с гетерофазной структурой.

Комплекс механических свойств ДФМС позволяет использовать их при изготовлении деталей сложной конфигурации методами холодного формоизменения: высадкой, штамповкой, прокаткой и т. д. Свойства в готовом изделии формируются последовательно в процессе таких операций, как ускоренное охлаждение из МКИ с целью формирования феррито-мартенситной (бейнитной) структурыпластическая деформация, обеспечивающая необходимую геометрию изделия и упрочнение материаланизкотемпературный нагрев, при котором сочетается деформационное старение с сушкой антикоррозионных лакокрасочных покрытий и обеспечивается дополнительное повышение прочности и жесткости готового изделия.

Сочетание высоких значений пластичности и скорости деформационного упрочнения' достигается в ДФМС, содержащих 15−25% упрочняющей структурной составляющей.

Повышенная склонность ДФМС к деформационному упрочнению приводит к раннему выходу прочности на практически неизменный уровень. Так, за первые 10% деформации достигается ~ 90% прочности, от максимально достигаемой в феррито-мартенситных сталях за счет деформационного упрочнения.

Кроме того, опережающий рост предела текучести по сравнению с временным сопротивлением обеспечивает увеличение жесткости готовой детали с ростом степени пластической деформации, необходимой для ее изготовления.

Значения механических характеристик исследованных двухфазных сталей после пластической деформации на 10% приведены в табл. 1.