Электронный научный журнал
Современные проблемы науки и образования
ISSN 2070-7428
"Перечень" ВАК
ИФ РИНЦ = 0,737

ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ НАГРЕВА В МЕЖКРИТИЧЕСКИЙ ИНТЕРВАЛ НА ФОРМИРОВАНИЕ СУБЗЕРЕННОЙ СТРУКТУРЫ В ПРЕДВАРИТЕЛЬНО ЗАКАЛЕННЫХ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЯХ

Беликов С.В. 1 Сергеева К.И. 1 Карабаналов М.С. 1 Попов А.А. 1 Адван А.А. 1, 2
1 ФГАОУ ВПО«УрФУ имени первого Президента России Б.Н.Ельцина»
2 Diyala University, college of engineering
Электронно-микроскопическим методом изучены особенности структуры низколегированных трубных сталей 13ХФА и 26Х1МФА в нормально закаленном состоянии, после дополнительной межкритической закалки и после высокого отпуска. Установлено, что межкритическая закалка 13ХФА от температур нижней части межкритического интервала Ас1-Ас3 (МКИ) обеспечивает повышенную плотность малоугловых границ (МУГ) в ферритных областях, наследуемую и в высокоотпущенном состоянии. Повышение температуры нагрева в МКИ приводит к резкому сокращению протяженности МУГ. После закалки по всем режимам в структуре стали кроме феррита присутствует мартенсит и ФКС. Вторичная межкритическая закалка более легированной стали 26Х1МФА от пониженных температур МКИ приводит к формированию на месте реек мартенсита вытянутых зерен феррита, собранных в пакеты. Карбиды, выделившиеся на границах между ферритными кристаллами, сдерживают протекание процессов рекристаллизации. Повышение температуры нагрева в МКИ приводит к частичному растворению карбидов, сфероидизации ферритных кристаллов и образованию значительного количества мелких (2-3 мкм) аустенитных зерен, обеспечивающих существенное измельчение продуктов двойной закалки.
субзерна
межкритический интервал
низколегированная сталь
1. Беликов С.В. Изучение закономерностей структурообразования при термообработке нефтепроводных труб повышенной эксплуатационной надежности из стали 13ХФА / С.В. Беликов, К.И. Сергеева, И.Н. Ашихмина, А.И. Степанов // Проблемы черной металлургии и материаловедения. – 2012. - № 4. - С. 43-48.
2. Голованенко С.А. Двухфазные низколегированные стали / С.А. Голованенко, Н.М. Фонштейн. - М. : Металлургия, 1986. - 207 с.
3. Коган Л.И. Влияние аустенитизации в межкритическом интервале температур на структуру и свойства низкоуглеродистых сталей / Л.И. Коган, Э.Ф. Матрохина, Р.И. Энтин // ФММ. - 1981. - Т. 52. - Вып. 6. - С. 1232-1241.
4. Курдюмов Г.В. Превращения в железе и стали / Г.В. Курдюмов, Р.И. Энтин, Л.М. Утевский. - М. : Наука, 1977. - 238 с.
5. Нассонова О.Ю. Повышение конструктивной прочности Cr-Mo-V сталей методами термической и термомеханической обработок : автореф. дис. … канд. техн. наук. – Екатеринбург, 2007. – 16 с.
6. Полякова А.М. Межкритическая закалка конструкционных сталей / А.М. Полякова, В.Д. Садовский // МиТОМ. - 1970. - № 1. - С. 5-8.
7. Штремель М.А. Прочность сплавов. - М. : МИСИС, 1997. - Ч. II. - 527 с.

Введение

Для обеспечения требуемого потребителями сочетания механических свойств бесшовных труб нефтегазового сортамента, изготавливаемых из низколегированных конструкционных сталей, традиционно применяют такие виды термической обработки (ТО), как нормализация и улучшение. В последние годы ужесточились требования к хладостойкости изделий, и возникла потребность в разработке перспективных видов ТО, позволяющих полнее раскрыть потенциал современных высококачественных низколегированных трубных сталей.

Одним из возможных путей повышения ударной вязкости и снижения температуры хрупко-вязкого перехода при незначительной потере прочности является применение межкритической закалки с высоким отпуском [3-4; 6]. Эффект такой закалки обычно связывают с образованием «мелкоигольчатых, равномерных, ориентированных выделений феррита» [2], и указывают на его зависимость от температуры нагрева в межкритическом интервале Ас1-Ас3 (МКИ). Однако осуществление выбора параметров ТО только на основании анализа размеров, формы и пространственного распределения феррита и продуктов превращения аустенита не всегда приводит к ожидаемому улучшению комплекса свойств. Это связано с недостаточным вниманием, уделяемым характеру изменения субзеренного строения структурных составляющих при нагреве.

Целью настоящей работы является изучение особенностей формирования субзеренной структуры при нагреве в МКИ предварительно закаленных низколегированных высококачественных трубных сталей 13ХФА и 26Х1МФА.

Материал и методы исследования

Материалом исследования в данной работе являлись хорошо зарекомендовавшие себя в качестве материала для производства труб нефтегазового сортамента низколегированные стали марок 13ХФА, 26Х1МФА, произведенные по серийной технологии на ОАО «Северский трубный завод», химический состав которых приведен в таблице 1.

Таблица 1 - Химический состав исследуемых сталей, % по массе*

 

С

Mn

Si

Cr

V

Mo

Ni

Cu

S

P

Al

As

Ca

13ХФА

0,15

0,50

0,25

0,52

0,05

0,02

0,13

0,20

0,005

0,0010

0,02

0,008

0,0014

26Х1МФА

0,26

0,62

0,25

1,6

0,08

0,43

0,09

-

0,006

0,009

0,026

-

0,0110

*основа Fe

Термической обработке подвергались образцы размером 12х10х5 мм. Предварительно все образцы были закалены путем охлаждения в соленой воде после 30-минутной выдержки в однофазной аустенитной области (температуры 930 и 880 °С для 13ХФА и 26Х1МФА соответственно). Окончательная термическая обработка проводилась по следующим режимам:

- сталь 13ХФА

1) отпуск при 650 °С в течение 50 минут;

2) межкритическая закалка от температуры 790 °С (низ МКИ); отпуск по режиму 1;

3) межкритическая закалка от температуры 820 °С (верх МКИ); отпуск по режиму 1;

- сталь 26Х1МФА

4) отпуск при 655 °С в течение 60 минут;

5) межкритическая закалка от температуры 780 °С (низ МКИ); отпуск по режиму 4;

6) межкритическая закалка от температуры 810 °С (верх МКИ); отпуск по режиму 4.

Время выдержки при температуре нагрева под межкритическую закалку во всех случаях составляло 30 минут, охлаждение осуществлялось в соленой воде.

Изучение микроструктуры выполнено с помощью растрового электронного микроскопа ZEISS CrossBeam AURIGA. Окончательная подготовка образцов для структурных исследований проводилась методом ионной полировки ионами галлия непосредственно в колонне микроскопа предварительно механически отшлифованной и отполированной поверхности образцов. Изображение микроструктур получено в обратнорассеянных электронах (в ориентационном и композиционном контрасте). Определение типа границ проведено методом ДОРЭ.

Исследования проведены на оборудовании лаборатории «Структурных методов анализа и свойств материалов и наноматериалов» Сетевого центра коллективного пользования уникальным оборудованием УрФУ. Работа проведена в рамках госбюджетной темы № 3.1330.2011 «Управление процессами фазовых и структурных превращений в материалах на основе железа для обеспечения требуемого комплекса свойств».

Результаты исследования и их обсуждение

Давно известно, что эффективность межкритической закалки конструкционных сталей определяется исходной микроструктурой и температурой нагрева в МКИ. Улучшение комплекса механических свойств получено для предварительно нормально закаленных сталей со структурой мартенсита или мартенсита и бейнита. Присутствие продуктов распада аустенита по диффузионному механизму обычно считается неблагоприятным. Таким образом, одним из важных свойств сталей, предназначенных для межкритической закалки, является относительно высокая устойчивость переохлажденного аустенита.

Ранее [1; 5] были определены критические точки для исследуемых сталей (13ХФА: Ас1 = 740 оС, Ас3 = 864 оС, 26Х1МФА: Ас1 = 760 оС, Ас3 = 830 оС), изучена кинетика распада переохлажденного аустенита и построены термокинетические диаграммы.

Установлено, что после ускоренного охлаждения (до 70 оС/сек) от 930 оС структура стали 13ХФА состоит из полиэдрического феррита (~65%), троостита (~5%) и продуктов превращения по промежуточному и сдвиговому механизмам (в сумме до 30%). Закалка в соленой воде позволяет избавиться от эвтектоида, но количество феррита остается практически неизменным. При таких обработках формируются ферритные зерна со средним размером 4…6 мкм и очень низкой плотностью МУГ. Дополнительное легирование Mo и повышение содержания Cr и C приводит к существенному увеличению устойчивости переохлажденного g , и сталь 26Х1МФА после ускоренного охлаждения имеет мартенситно-бейнитную структуру.

В результате межкритической закалки, наряду с закалочными структурами, формируется феррит, объемная доля и субзеренное строение которого зависит от температуры нагрева в МКИ. Необходимо отметить, что для подавления образования эвтектоида в стали 13ХФА, даже при охлаждении из МКИ требуется скорость больше 70 оС/сек. Объемная доля феррита закономерно уменьшается с повышением температуры нагрева (от 60 до 40% для стали 13ХФА, и от 50 до 20% для стали 26Х1МФА). Однако в менее легированной стали, даже в процессе ускоренного охлаждения, происходит образование дополнительных порций феррита за счет роста существующих кристаллов. Причиной сохранения низкой устойчивости g является его недостаточное обогащение углеродом при изотермической выдержке в МКИ. Остальные легирующие элементы при обработке с выбранными температурно-временными параметрами практически не перераспределяются между аустенитом и ферритом [2]. Наиболее сильно повышение температуры нагрева под межкритическую закалку сказывается на субзеренной структуре феррита, причем в зависимости от степени легирования механизм этого влияние различен. В стали 13ХФА в результате межкритической закалки от 790 оС кристаллы феррита разделены малоугловыми границами на области со средним размером 0,5 мкм (рисунок 1б). Повышение температуры приводит к уменьшению плотности МУГ, и после межкритической закалки от 820 оС феррит практически свободен от них и подобен ферриту, образовавшемуся после ускоренного охлаждения из однофазной g-области (рисунок 1а). Установлено, что повышенная плотность МУГ в феррите наследуется и в высокоотпущенном состоянии, так, средний размер субзерна в феррите после обработки 13ХФА по режиму 2 составляет 1...2 мкм (рисунок 1в).

Введение в сталь молибдена и увеличение содержания C и Cr приводит к смене морфологии феррита, сохранившегося после нагрева в МКИ.

Выделение карбидов размером 180-300 нм при нагреве до 780 °С по границам мартенситных реек, образовавшихся в процессе первой закалки из однофазной области, за счет сдерживания процессов рекристаллизации приводит к формированию на месте пакетов мартенсита пластинчатых кристаллов феррита (рисунок 2б). В структуре после межкритической закалки присутствует феррит в виде пластин и пакетов, а также пакетный мартенсит с длиной реек 2…4 мкм (примерно в 5 раз меньше, чем после нормальной закалки).

а) б)

в)

а – закалка от 930 °С; б – закалка от 930 °С, закалка от 790 °С; в - закалка от 930 °С, закалка от 790 °С, отпуск при 650 °С в течение 50 минут

Рисунок 1. Структура стали 13ХФА

Увеличение температуры нагрева в двухфазную область до 810 °С приводит к частичному растворению карбидов, в результате чего их количество уменьшается в несколько раз, а средний размер составляет 60 нм (рисунок 2в). При этом в процессе нагрева ферритные области частично рекристаллизуются и принимают полиэдрическую форму, что совместно с наличием в структуре мелких карбидов позволяет сформировать достаточно большое количество дисперсных аустенитных зерен и после ускоренного охлаждения получить мартенситные пакеты меньшего размера (4-6 мкм), чем после однократной закалки (рисунок 2а).

При размере аустенитного зерна 2-6 мкм в каждом из них наблюдается только одна ориентировка мартенситных пакетов, что хорошо согласуется с известными данными [7] о формировании в мелком (менее 25 мкм) зерне 1…2 ориентировок мартенситных пакетов, в то время как в крупном зерне все шесть ориентировок занимают равные доли объема.

а) б)

в)

а – закалка от 880 °С; б – закалка от 880 °С, 780 °С; в – закалка от 880 °С, 810 °С

Рисунок 2. Структура стали 26Х1МФА после закалки из однофазной и двухфазной областей

В процессе отпуска стали 26Х1МФА ферритная фаза наследует форму и размеры кристаллов реечного мартенсита, поэтому средний размер «пакетов» ферритных кристаллов соответствует размеру мартенситных пакетов, полученных в результате закалки от различных температур. Так, размер ферритных зерен после обработки по режиму 4 и 5 составляет 10…20 и 2…20 мкм соответственно, тогда как после обработки по режиму 6 – 2…4 мкм. Т.е. измельчение микроструктуры, которое наблюдалось после двукратной закалки с температуры в верхней части МКИ, сохранилось и после отпуска.

Карбиды, выделившиеся в стали, обработанной по режимам 4 и 6, дисперсны и равномерно распределены в ферритной матрице, в то время как после реализации режима 5 в структуре присутствуют крупные карбиды (размером до 400 нм), располагающиеся по границам бывших мартенситных пакетов и являющиеся результатом роста в процессе отпуска карбидов, имевшихся после второй закалки.

Выводы

Установлены основные закономерности образования субзеренной структуры при закалке из межкритического интервала низколегированных сталей.

Межкритическая закалка стали 13ХФА от температуры в нижней части МКИ (от 790 °С) позволяет добиться получения развитой субзеренной структуры феррита с размером субзерна 0,5 мкм, в то время как нагрев под закалку в верхнюю часть МКИ или однофазную g-область приводит к образованию ферритных зерен, практически свободных от МУГ.

При межкритической закалке стали 26Х1МФА измельчение структуры происходит за счет формирования при температурах в верхней части МКИ большого количества дисперсных зерен аустенита и, как следствие, измельчения мартенситных пакетов.

Достигнутое в результате межкритической закалки измельчение структуры наследуется в высокоотпущенном состоянии.

Рецензенты:

Пушин Владимир Григорьевич, доктор физико-математических наук, профессор, заведующий лабораторией цветных сплавов, Институт физики металлов УрО РАН, г. Екатеринбург.

Швейкин Владимир Павлович, доктор технических наук, доцент, директор Института дополнительного образования и профессиональной переподготовки, ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина», г. Екатеринбург.


Библиографическая ссылка

Беликов С.В., Сергеева К.И., Карабаналов М.С., Попов А.А., Адван А.А., Адван А.А. ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ НАГРЕВА В МЕЖКРИТИЧЕСКИЙ ИНТЕРВАЛ НА ФОРМИРОВАНИЕ СУБЗЕРЕННОЙ СТРУКТУРЫ В ПРЕДВАРИТЕЛЬНО ЗАКАЛЕННЫХ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЯХ // Современные проблемы науки и образования. – 2013. – № 2.;
URL: http://science-education.ru/ru/article/view?id=8873 (дата обращения: 26.05.2019).

Предлагаем вашему вниманию журналы, издающиеся в издательстве «Академия Естествознания»
(Высокий импакт-фактор РИНЦ, тематика журналов охватывает все научные направления)

«Фундаментальные исследования» список ВАК ИФ РИНЦ = 1.252