Исследование влияния системы микролегирования и параметров термодеформационной обработки на прочность низкоуглеродистых сталей

Введение

Низколегированные низкоуглеродистые стали широко используются при изготовлении объектов различного назначения. Востребованность этих сталей обусловлена сочетанием высоких показателей прочности, пластичности, штампуемости, усталостной и коррозионной стойкости, а также технологических свойств [1 – 3]. Производители современных автолистовых сталей этого класса стремятся достичь максимально возможной прочности при экономичном использовании энерго- и материальных ресурсов. Поэтому в настоящее время активно ведется поиск оптимальных диапазонов концентраций легирующих и микролегирующих элементов, а также соответствующих технологических режимов [4 – 6]. Несмотря на достигнутые успехи, весь спектр возможностей до сих пор не исчерпан. Например, производство горячекатаных сталей марок S315МС – S700MC для машиностроения осуществляется в соответствии с требованиями Европейского стандарта EN 10149–2:1995, в котором регламентированы только верхние границы для таких элементов, как углерод, марганец, кремний, ниобий, титан и ванадий. Это стимулирует разработку экономичных систем легирования и микролегирования, что требует проведения исследований закономерностей формирования структурного состояния и, соответственно, уровня механических свойств стали в зависимости от содержания легирующих и микролегирующих элементов и параметров термодеформационной обработки.

Эффективное повышение прочностных характеристик рассматриваемых сталей достигается в результате совокупного действия различных механизмов упрочнения. Основные из них, измельчение зерна и дисперсионное твердение, контролируются выделениями избыточных фаз, образованных микролегирующими элементами, среди которых наибольшее применение нашли титан, ванадий и ниобий, образующие в стали карбиды, нитриды и карбонитриды [7 – 12]. При этом роли этих выделений в реализации механизмов упрочнения различны, так как зависят от температурных интервалов их образования [13]. Так нитрид титана не растворяется в аустените при температурах нагрева под прокатку, поэтому играет роль фазы, ингибирующей рост зерна аустенита при нагреве. Соединения NbC и NbN могут выделяться в аустените при горячей деформации, что способствует измельчению зерна [3; 7], однако их образование кинетически заторможено [14]. Наибольшая растворимость характерна для карбида и нитрида ванадия. Упрочнение по механизму дисперсионного твердения обусловлено присутствием выделений, образовавшихся во время или после γ → α фазового превращения. Их принято называть «межфазными» и «ферритными» соответственно. Межфазные выделения располагаются рядами, а образовавшиеся в феррите – неупорядоченно [9; 12; 13]. Степень упрочнения зависит от количества частиц и их размера [15].

Исследования последних лет выявили важную роль молибдена для обеспечения высокого уровня прочности [3; 16 – 20] благодаря торможению образования доэвтектоидного феррита и формированию бейнитной структуры [18], а также выделению карбида Mo₂C и карбонитрида (М, Мо)(С, N), где М – микролегирующий элемент [16].

Таким образом, различные температурные интервалы и кинетические особенности образования нитридов, карбонитридов и карбидов микролегирующих элементов обуславливают их различные роли в реализации механизмов упрочнения. Целью настоящего исследования было выявить закономерности влияния параметров термодеформационной обработки на уровень механических свойств при различных комбинациях микролегирующих элементов.

Материалы и методы исследования

Исследовали три серии произведенного в лабораторных условиях горячекатаного проката низкоуглеродистых сталей, микролегированных Nb, Ti, V и Mo в различных сочетаниях и концентрациях. В первой серии были использованы системы микролегирования Nb – Ti, Nb – Ti – Mo, Nb – Ti – V – Mo, во второй серии – Ti – Mo, V – Mo, Nb – V – Mo, в третьей – V – Mo, Nb – V, Nb – V – Mo, Ti – V – Mo, Nb – Ti – Mo и Nb – Ti – V – Mo. Диапазоны содержания основных элементов представлены в табл. 1. Следует обратить внимание, что концентрация марганца и суммарное содержание микролегирующих элементов Nb + Ti + V в сталях первой серии были наиболее высокими.

Выплавку сталей осуществляли в вакуумной индукционной печи, горячую прокатку – на лабораторном прокатном стане ДУО-300 по трем режимам завершающего этапа термодеформационной обработки (табл. 2) с температурой нагрева заготовок под прокатку 1250 °С и выдержкой не менее 1 ч.

Горячую прокатку серии 1 сталей осуществляли с использованием наиболее высоких температур конца прокатки (Т_к) и смотки (Т_см). Все полосы охлаждали в потоке воздуха до Т_см, а затем подвергали замедленному охлаждению с печью, предварительно нагретой до Т_см, что имитировало охлаждение смотанной в рулон полосы. Для серий 2 и 3 температуры конца прокатки и смотки были ниже. Охлаждение до Т_см серии 2 было более медленное, а серии 3 – более быстрое по сравнению с серией 1. Различие в режимах завершающего этапа термодеформационной обработки обусловило реализацию разных механизмов формирования структурного состояния, ответственного за уровень механических свойств.

Механические свойства в соответствии с ГОСТ 1497 определяли с помощью разрывной машины HECKERT FP-100/1. Металлографический анализ проводили на оптическом микроскопе Axiovert 40MAT Carl Zeiss. Исследование методом просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) осуществляли на приборе JEOL JEM200CX при рабочем увеличении от 15 000 до 30 000 и ускоряющем напряжении 160 и 120 кВ.

Результаты работы и их обсуждение

Диапазоны значений механических свойств представлены в табл. 2. Видно, что характеристики прочности (σ_0,2, σ_в) полученного проката изменяются в довольно широких пределах. Для сталей серии 3 этот диапазон намного больше, что обусловлено более широким интервалом концентраций углерода и микролегирующих (табл. 1), а также различием в скоростях охлаждения. В рамках каждой серии при увеличении концентраций микролегирующих компонентов Nb, Ti, V и Мо наблюдается рост значений σ_0,2, σ_в. Наиболее высокие значения характеристик прочности для сталей серии 1 получены при комплексном микролегировании Nb – Ti – Мо со значительным содержанием титана (0,17 мас. %), Т_к = 900 °C, Т_см = 650 °C; для серии 2 – Ti – Мо с максимальным содержанием молибдена (0,24 мас. %), Т_к = 860 – 870 °C, Т_см = 570 – 590 °C; для серии 3 – Nb – V – Mo с одновременно высоким содержанием углерода (0,083 мас. %) и молибдена (0,165 мас. %), Т_к = 850 – 870 °C, Т_см = 510 – 530 °C. Корреляция между значениями относительного удлинения и показателями прочности отсутствует.

Результаты исследования методом металлографии показали, что все образцы серий 1 и 2, охлажденные с меньшей скоростью, имеют близкую ферритную микроструктуру, в то время как микроструктура образцов серии 3 после охлаждения с более высокой скоростью представляла собой преимущественно бейнитный феррит. Исключением был прокат сталей без молибдена, который имел относительно высокое содержание углерода и двухфазную ферритно-бейнитную микроструктуру.

Более детальное исследование методом ПЭМ позволило выявить характерные особенности микроструктуры. В образцах проката серий 1 и 2 металлическая матрица состояла из феррита двух морфологических типов: блочного феррита (встречается «игольчатый» феррит) и полигонального (рис. 1). В отдельных сталях по границам зерен наблюдаются выделения цементита размером не более несколько микрон.

Большинство образцов проката серии 3 имеют микроструктуру преимущественно бейнитного феррита (рис. 2, а). Углеродсодержащим компонентом является низкоуглеродистый бейнит (рис. 2, б), в отдельных случаях в небольших количествах присутствуют высокоуглеродистый бейнит и цементит. У образцов сталей без молибдена матрица представляла собой сочетание полиэдрического и бейнитного феррита, а углеродсодержащая фаза, доля которой была выше из-за большего содержания углерода – бейнит и вырожденный перлит. Присутствие преимущественной доли бейнитного феррита в микроструктуре сталей, содержащих молибден, обусловлено, по всей видимости, особенностью молибдена способствовать образованию бейнитной структуры [18].

В большинстве образцов обнаруживаются субмикронные карбонитридные выделения. Их немного, типичные размеры составляют примерно 100 – 200 нм, но есть отдельные более мелкие и более крупные (до ~300 нм) частицы.

Наноразмерные карбидные, карбонитридные выделения наиболее представительны в сталях первой серии и относятся к двум типам: образовавшиеся в аустените (далее – аустенитные) и межфазные. Наблюдаются выделения смешанного типа: образовавшиеся по межфазному механизму, но подросшие в феррите. Ферритных выделений не обнаружено. Аустенитные выделения имеют вытянутую форму, их размер составляет до ~10 нм (в отдельных случаях до ~15 нм) в длину и не более 3 – 4 нм в ширину (рис. 3, а). Наноразмерные выделения межфазного/смешанного типа систематически присутствуют в зернах/блоках, в которых есть аустенитные выделения (рис. 3, а), и в которых их нет (рис. 3, б). Размер наблюдаемых в большинстве участков выделений до 3 – 4 нм, редко встречаются области, где межфазные выделения крупнее – до 5 – 6 нм. Согласно работе [7], наличие в составе стали ниобия способствует образованию наноразмерных выделений в аустените и по межфазному механизму. Однако, несмотря на максимальную концентрацию ниобия (0,11 мас. %) в стали Nb – Ti, количество таких выделений относительно невелико по сравнению со сталями, содержащими дополнительно молибден, что согласуется с данными о благоприятном влиянии молибдена на зарождение карбидов [3; 18]. Наибольшее количество выделений наблюдается в сталях с комплексной системой микролегирования Nb – Ti – Mo – V и максимальными концентрациями компонентов.

В отличие от сталей серий 1 и 2, в прокате сталей серии 3 наноразмерных выделений меньше, при этом аустенитных и межфазных выделений не обнаружено. В образцах присутствуют только наноразмерные выделения, выделившиеся в феррите размером менее 2 нм, в некоторых случаях – до 3 нм. Исключение составляет прокат стали V – Mo, содержащей максимальную концентрацию ванадия. В зернах феррита этой стали выявлена высокая объемная плотность наноразмерных карбонитридов межфазного и смешанного типа размером 2 – 5 нм, по границам зерен наблюдались более крупные выделения карбонитридов размером до 10 – 12 нм. Ферритных выделений было мало.

По всей видимости, при высоких скоростях охлаждения после горячей деформации, завершившейся при низких температурах, скорость γ → α фазового превращения оказывается слишком высокой, подвижность атомов микролегирующих и углерода снижена, и формирование выделений на движущейся фазовой границе не успевает происходить. Поэтому наноразмерные карбидные выделения в этом случае образуются в феррите. В то же время, ванадий имеет более высокую предрасположенность к образованию межфазных карбидных выделений, поскольку благодаря малому размеру атома по сравнению с ниобием, обладает большей диффузионной подвижностью, что позволяет реализовать процесс при более высоких скоростях γ → α фазового превращения стали [21]. Поэтому, несмотря на высокую скорость охлаждения, в стали с ванадием наблюдается большое количество выделений межфазного и смешанного типа.
Для сталей этой серии наиболее существенным фактором, определяющим уровень характеристик прочности, является высокодислокационная микроструктура бейнитного феррита, которая формируется благодаря высокой скорости охлаждения. Максимальные значения предела прочности (737 МПа) и предела текучести (678 МПа) обусловлены одновременно высоким содержанием в стали углерода и молибдена.

Таким образом, механизм упрочнения, реализуемый в этой серии проката, отличается от предыдущих двух серий, где существенную роль играло дисперсионное твердение.

Выводы

При использовании различных режимов завершающего этапа термодеформационной обработки в зависимости от системы микролегирования реализуются различные механизмы упрочнения.

Наиболее высокие значения характеристик прочности для сталей серии 1 получены при комплексном микролегировании Nb – Ti – Мо со значительным содержанием титана (0,17 мас. %), для серии 2 – Ti – Мо с максимальным содержанием молибдена (0,24 мас. %), для серии 3 – Nb – V – Mo с одновременно высоким содержанием углерода (0,083 мас. %) и молибдена (0,165 мас. %).

Использование более высоких скоростей охлаждения после горячей прокатки для сталей с молибденом способствует формированию микроструктуры бейнитного феррита со значительно более высокой плотностью дислокаций и, как следствие, более высокой прочностью. Однако, в этом случае скорость γ → α фазового превращения оказывается слишком высокой, формирование межфазных выделений не успевает происходить, поэтому наноразмерные выделения образуются преимущественно в феррите.

Повышенные температуры Т_к и Т_см способствуют достижению высокого уровня прочности благодаря дисперсионному твердению при реализации механизма межфазного выделения. Количество аустенитных карбидных, карбонитридных выделений больше в случае комплексного Nb – Ti – V – Mo микролегирования. При слишком низких температурах Т_к и Т_см снижается подвижность атомов микролегирующих элементов и углерода при охлаждении смотанного рулона, что ограничивает выделение наноразмерных выделений для эффективного дисперсионного твердения.