Электромонтаж Ремонт и отделка Укладка напольных покрытий, теплые полы Тепловодоснабжение

Упрочнение сталей для металлических конструкций термомеханической обработкой

24.04.2019

Термомеханическая обработка в последнее время становится одним из наиболее эффективных методов получения в условиях массового производства строительных сталей с высокой конструктивной прочностью. Как показывает практика, при создании строительных сталей для работы в особо тяжелых условиях необходимо наряду с совершенствованием химического состава и металлургических способов производства, применение термомеханической обработки по различным схемам, главным образом разновидностям ВТМО.

ВТМО малоуглеродистых или низколегированных сталей, не содержащих сильных карбидообразующих элементов, вряд ли может дать положительный эффект (см. приведенные ниже данные экспериментальных исследований), поскольку эти стали склонны к быстрой рекристаллизации при температурах горячей деформации.

Для торможения рекристаллизации горячедеформированного аустенита в стали необходимо присутствие дисперсной фазы, стабилизирующей субструктуру и препятствующей миграции большеугловых границ.

Таким образом, строительная сталь, предназначенная для термомеханического упрочнения, должна содержать сильные карбонитридообразующие элементы (Nb, V, Al), эффективность действия которых повышается за счет специального введения в состав стали азота. Особенно эффективно действие ниобия, дисперсная карбонитридная фаза которого Nb(CN) существует уже при температурах горячей прокатки. В результате проведения горячей деформации малоперлитной стали с ниобием в нижнем допустимом интервале температур прокатки легко создается развитая и устойчивая субструктура. Поэтому даже при охлаждении на воздухе (как было сказано выше, такой вариант ВТМО называется контролируемой прокаткой) полуфабрикаты из малоперлитных сталей имеют высокий комплекс механических свойств и, главное, низкие значения критической температуры хрупкости.

М.И. Гольдштейном, В.М. Фарбером и др. установлено, что получение после регламентированной горячей деформации с охлаждением на воздухе более высоких прочностных свойств у строительных сталей с добавками сильных карбидообразующих элементов по сравнению с аналогичными простыми сталями связано прежде всего с большим эффектом общего измельчения (фрагментации) структуры и дисперсионным упрочнением, причем эффект фрагментации структуры компенсирует отрицательное влияние дисперсионного твердения на сопротивление хрупкому разрушению.

Фрагментации структуры можно достичь двумя способами: измельчением аустенитного зерна за счет высокотемпературной рекристаллизации или в результате формирования мозаичной ферритной матрицы из аустенита, сохранившего повышенную плотность дефектов кристаллического строения к моменту у—>а-превращения. Эффективность фрагментации структуры (тонкого строения) по второму способу выше. Следовательно, для получения наиболее мелких ферритных зерен необходимо тормозить протекание процессов высокотемпературной рекристаллизации за счет понижения подвижности дефектов.

Факторами, обусловливающими замедление подвижности дефектов, являются понижение температуры конца прокатки, а также добавки сильных карбидообразующих элементов. Действие этих добавок может быть различным. Частицы, нерастворившиеся при нагреве под прокатку, будут сдерживать миграцию высокоугловых границ. Выделения из твердого раствора карбонитридных фаз будут способствовать уменьшению подвижности вакансий и дислокаций в ходе деформации или последующего охлаждения. Это обеспечивает сохранение в аустените заметной части высокотемпературного наклепа к моменту фазовой перекристаллизации и максимальную фрагментацию ферритной матрицы, сохранившей значительную часть несовершенств строения.
Упрочнение сталей для металлических конструкций термомеханической обработкой

Положительное влияние небольших добавок сильных карбидообразующих элементов иллюстрируется следующими данными (табл. 4), где приведены свойства сталей 09Г2 и 09Г2БФТ, содержащей 0,037% Nb, 0,053% V, 0,022% Ti, после нормализации (I) и горячей прокатки с суммарным обжатием 70% при температуре конца деформации 800°С и охлаждением на воздухе (II).

В работе автора совместно с П.Д. Одесским и С.Н. Деркачевой изучали, у каких строительных сталей одновременное увеличение o0,2; ов и конструктивной прочности после ВТМО выше, чем после по сравнению с обычным термическим упрочнением. В табл. 5 приведен химический состав исследованных сталей.

После ВТМО сталей Ст3 и 15Г2Ф не было достигнуто более высоких механических свойств по сравнению с обычным термическим упрочнением. Прокат из стали 15Г2Ф после ВТМО имел более высокую прочность, но меньшую пластичность и ударную вязкость, чем после термического улучшения, т. е. наблюдался эффект обычной упрочняющей обработки. У сложнолегированной стали с молибденом 15ХГ2СМФР эффект ВТМО был полным: прочностные характеристики, в том числе предел пропорциональности, были более высокими, чем после термического улучшения, но одновременно повысились пластичность и хладостойкость, в частности значения ударной вязкости.

Особенно сильным оказался эффект ВТМО на сталях с молибденом и карбонитридным упрочнением 12ГН2МФАЮ, а также на стали 18Г2АМФ. Ниже приводятся основные экспериментальные результаты, полученные в работе автора совместно с П.Д. Одесским и С.Н. Деркачевой.

Были опробованы следующие схемы термомеханической обработки: ВТМО, ВТМО с деформацией в интервале температур Ac1—Ac3 и контролируемая прокатка. Исследование влияния горячей деформации на кинетику изотермического распада аустенита обеих сталей при температурах его минимальной устойчивости показало, что она не оказывает существенного влияния на кинетику превращения. Это позволило пользоваться построенными для этих сталей термокинетическими диаграммами при проведении TMO и объяснении результатов. При охлаждении на воздухе листов толщиной 20 мм из стали 18Г2АМФ образуется смешанная структура, из стали 12ГН2МФАЮ — структура бейнита. При охлаждении в воде у обеих сталей формируется структура мартенсита.

TMO с охлаждением на воздухе (контролируемая прокатка). В результате данной обработки стали 18Г2АМФ не удалось обеспечить повышения комплекса свойств. Причина этого заключается в прохождении процессов рекристаллизации как в процессе деформации, так и при охлаждении на воздухе с высоких температур. Исследование «зеренной» структуры стали 18Г2АМФ после деформации и без нее подтвердило это предположение.

Следует отметить, что в случае охлаждения на воздухе стали 18Г2АМФ как после обычного нагрева, так и после деформации, в том числе после TMO в межкритическом интервале температур, предел текучести >50 кгс/мм2, предел прочности >60 кгс/мм2, b>20%, w>60%, ан(-60°с) > 5 кгс/см2, условный порог хладноломкости ниже -20° С. Такой прокат при толщине листов 20 мм отвечает свойствам строительных сталей класса С 60/45.

TMO с охлаждением на воздухе стали 12ГН2МФАЮ приводит к некоторому повышению прочности, без снижения характеристик пластичности, причем большей степени деформации соответствуют более высокие значения прочности. Так, после нормализации и отпуска при 650° С ов составляет 80 кгс/мм2, после TMO с 30%-ной деформацией при 800°С — 85 кгс/мм2, а с 50%-ной деформацией — 90 кгс/мм2.

Проведение в цикле TMO деформации в межкритической области температур увеличивается сопротивление стали распространению трещины, о чем свидетельствуют увеличение вязкой составляющей в изломе и сужение у дна надреза.

Приведенные результаты свидетельствуют, что TMO с охлаждением на воздухе (контролируемая прокатка) сталей с нитридным упрочнением легированных молибденом обеспечивает в ряде случаев улучшение прочностных пластических свойств и, следовательно, такую обработку можно рекомендовать для получения сталей класса С 70/60 (от>60 кгс/мм2; ов>70 кгс/мм2; b>12%).

ВТМО (TMO с охлаждением в воде). В результате термомеханического упрочнения сталей 12ГН2МФАЮ и 18Г2АМФ достигается заметное повышение механических свойств. Этот эффект наблюдается уже после закаленного охлаждения.

Так, в случае стали 18Г2АМФ после ВТМО (без отпуска) прочностные характеристики увеличились на 10 кгс/мм2, при этом пластичность практически не изменялась. У стали 12ГН2МФАЮ прочностные характеристики не изменились. У стали 12ГН2МФАЮ прочностные характеристики после исследованных режимов ВТМО возросли на 20 кгс/мм2 при сохранении характеристик пластичности и ударной вязкости на достаточно высоком уровне. Достигнутый эффект упрочнения сохраняется и после высокотемпературного отпуска.

Сталь 18Г2АМФ после ВТМО с отпуском при 650° С имела пределы текучести и прочности на 10 кгс/мм2 выше, чем у термически улучшенной стали при том же отпуске. Пластичность и ударная вязкость остаются приблизительно на том же уровне, что и после контрольной обработки. Аналогичные результаты получены после ВТМО из межкритического интервала температур.

Следует отметить, что эффект упрочнения при ВТМО сильнее проявился на стали 12ГН2МФАЮ. Для этого материала пределы текучести и прочности после всех режимов ВТМО увеличиваются на 15 кгс/мм2 по сравнению с контрольной обработкой. Пластичность и ударная вязкость остаются на том же уровне, что и после термического улучшения.

Таким образом, если рассматриваемые стали после обычной термической обработки (закалки и высокого отпуска) можно отнести к классу С70/60 (от>60 кгс/мм2; ов>70 кгс/мм2; b>12%), то после ВТМО сталь 12ГН2МФАЮ можно отнести к классу прочности С 85/75 (от>75 ксг/мм2; ов>85 кгс/мм2; b>10%). Наилучшие результаты получаются после ВТМО с деформацией 50% при 800° С. Таким образом, ВТМО является эффективным методом упрочнения, применительно к строительным низколегированным сталям с молибденом и нитридным упрочнением, которые после охлаждения в воде приобретают структуру мартенсита, морфология которого изменена в связи с особенностями тонкого строения исходного горячедеформированного аустенита.

Конструктивная прочность исследованных сталей после различных режимов упрочненной обработки. Оценку эффекта влияния ВТМО на конструктивную прочность стали 12ГН2МФАЮ проводили при статической, динамической и циклической схемах приложения нагрузки.

О сопротивлении малым пластическим деформациям, имеющем решающее значение для определения несущей способности в сжатоизогнутых элементах металлических конструкций, судили по виду диаграмм растяжения а—е. ВТМО приводит к повышению предела пропорциональности: так, если у стали после термического улучшения разница между пределом текучести и пропорциональности составляет 3—5 кгс/мм2, то после ВТМО эти характеристики практически совпадают. Это означает, что в сжатых и изогнутых при сжатии элементах конструкций из стали, упрочненной ВТМО с высокотемпературным отпуском, достигаемый уровень предела текучести может быть использован полностью.

Зависимость прочностных характеристик от скорости деформации при растяжении в диапазоне от 5*10в-3 до 5*10 мм/мин после термического и термомеханического упрочнения несущественна. Это является важным преимуществом сталей высокой прочности для использования их в строительных конструкциях по сравнению с обычными строительными малоуглеродистыми сталями.

Для оценки работоспособности термомеханически упрочненной стали при динамическом приложении нагрузки, когда наиболее велика опасность хрупкого разрушения, были проведены испытания ударных образцов с острым надрезом и с концентратором, в виде наведенной усталостной трещины.

После отпуска при 680° С, 1 ч, ударная вязкость стали 12ГН2МФАЮ на образцах с мягким надрезом (Meнаже) после ВТМО (т. е. при более высокой прочности) не меньше значений ударной вязкости (особенно при пониженных температурах испытания) в состоянии после улучшения, а в ряде случаев превосходит их. Ударные испытания образцов с острым надрезом позволяют более четко выявить преимущества ВТМО. При всех температурах испытания ударная вязкость после термомеханического упрочнения выше, чем после термического улучшения. Максимальное значение ударной вязкости наблюдается у образцов после деформации при 800° С со степенью 50%.

Следует отметить, что для стали 12ГН2МФАЮ в термически и термомеханически упрочненном состоянии характерно отсутствие резкого перехода из вязкого состояния в хрупкое. Ударная вязкость стали монотонно уменьшается при снижении температуры испытания, что характерно для высокопрочного состояния.

Результаты измерения деформации у дна надреза ударного образца свидетельствуют о высоком сопротивлении исследуемой стали зарождению трещины.

Определение сопротивления материала распространению трещины показало, что ВТМО увеличивает энергоемкость процесса распространения трещины, особенно существенно в области отрицательных температур. О повышении сопротивления распространению трещины стали в результате ВТМО свидетельствует и вид излома образца. Зарождающаяся под надрезом трещина имеет вязкий характер. В центральной зоне образца излом при комнатной температуре испытания вязкий, чашечный как после термического, так и после термомеханического упрочнения. Фрактограммы свидетельствуют о значительном повышении доли пластической деформации в изломе после ВТМО, что особенно заметно при отрицательных температурах испытания. Если при 70° С в случае обычной термической обработки излом имеет почти полностью хрупкий характер, то после ВТМО с высоким отпуском сохраняется больше вязких областей.

Для оценки влияния ВТМО на механическое поведение стали в условиях малоциклового нагружения были проведены испытания образцов на внецентренное растяжение. Результаты исследования свидетельствуют о том, что ВТМО значительно повышает сопротивление стали разрушению при малоцикловом нагружении. Это проявляется при снижении номинальных напряжений цикла, хотя при этом величина отношения числа циклов до разрушения после ВТМО и после обычной термической обработки снижается. Так, при номинальном напряжении 9 кгс/мм2 это отношение равно 4 (600 циклов до разрушения у стали после ВТМО и 150 циклов у стали после термического улучшения), а при 6 кгс/мм2 оно составляет 1,7 (3000 и 2400 циклов соответственно).

ВТМО увеличивает критическую длину трещины lкрит в 1,5—2 раза. При номинальных напряжениях испытания 6 кгс/мм2 длина критической трещины в момент самопроизвольного раскрытия равна: в случае ВТМО 10 мм, а в случае обычной термической обработки 7 мм. Изучение кинетики роста усталостной трещины показало, что ВТМО увеличивает инкубационный период зарождения трещины и, кроме того, снижает скорость роста усталостной трещины v приблизительно в 2 раза (табл. 6).

Оценка параметров вязкости разрушения, проведенная по результатам малоцикловых испытаний, показала, что после ВТМО параметр вязкости разрушения возрастает на 25—30%, что свидетельствует о существенном повышении в результате этой обработки конструктивной прочности стали, а следовательно, и ее надежности.

Структурные изменения в стали 12ГН2МФАЮ после ВТМО. Анализ структуры, проведенный под оптическим и электронным микроскопами, позволил выявить различие в строении низкоуглеродистой стали, упрочненной ВТМО и закалкой. После закалки и ВТМО сталь имеет структуру пакетного мартенсита, характерного для такого типа сталей. Термомеханическая обработка приводит к существенному измельчению пакетов мартенсита. Средняя ширина пакетов после ВТМО приблизительно в 2 раза меньше, чем после обычной закалки (1,7 мкм против 3,8 мкм). Таким образом, в результате ВТМО внутри аустенитного зерна формируются дополнительные барьеры для движения дислокаций, что отражается на результатах механических испытаний. Размер реек, составляющих пакеты мартенсита, находится в пределах 0,15—0,7 мкм для закалки и 0,08—0,5 мкм для ВТМО.

В отпущенном состоянии сталь приобретает структуру сорбита. Под влиянием высокотемпературного отпуска в феррите достаточно полно проходят процессы полигонизации и в структуре стали наблюдаются пакеты вытянутых полигонизованных зерен феррита, которые как бы сохраняют характерные размеры бывших мартенситных пакетов. При этом ширина «реек» — полигонов после отпуска несколько увеличивается и составляет 0,5—1 мкм для термоулучшенного состояния и 0,1—0,7 мкм для ВТМО.

Таким образом, можно отметить, что за счет измельчения в результате ВТМО пакетов мартенситных кристаллов и составляющих пакет пластин возрастает удельная поверхность границ и субграниц, которые могут тормозить движение дислокаций, вызывая тем самым повышение комплекса механических свойств. За счет уменьшения размеров объемов, в которых может происходить накопление дислокаций при нагружении, пиковые напряжения в структуре после ВТМО меньше, что и приводит к повышению сопротивления стали хрупкому разрушению.

Изучение «зеренной» структуры аустенита стали 12ГН2МФАЮ показало, что средний размер зерна после закалки и после ВТМО приблизительно одинаков. Однако после ВТМО наблюдается заметная вытянутость вытравленных объемов. Это свидетельствует об относительно слабом развитии процессов рекристаллизации при ВТМО сложнолегированных строительных сталей.

В результате высокотемпературного отпуска, как и следовало ожидать, размеры вытравленных объемов в случае обычного термического улучшения практически не изменились. В то же время для всех режимов ВТМО после отпуска наблюдается существенное измельчение вытравленных объемов. Так, если в случае закалки величина зерна до отпуска 13 мкм, то после отпуска 11 мкм, в то время как в случае ВТМО 15 и 6 мкм соответственно. По-видимому, объяснить такое измельчение зерна можно или прохождением начальных стадий рекристаллизации после высокотемпературного (680° С) отпуска, или, как уже было показано в ряде работ, тем, что в результате травления выявляются не только высокоугловые границы, но и субграницы бывших пакетов мартенсита или полигонов феррита (как в данном случае). Проведенное в работе исследование тонких фольг после высокотемпературного отпуска не подтвердило предложение о прохождении процессов рекристаллизации. Таким образом, наблюдаемое измельчение зерна при отпуске можно связать с декорированием карбонитридной фазой субграниц, образованных в результате горячей деформации в цикле ВТМО или субграниц полигонизированного феррита.

Измельчение в морфологии и строении мартенсита в результате ВТМО определяет иной характер выделения упрочняющей фазы при отпуске. В стали 12ГН2МФАЮ упрочняющая фаза представляет собой карбонитриды ванадия и нитриды алюминия. Анализ карбонитридной фазы, проведенный методом экстракционных угольных реплик и частично на фольгах, показал существенную разницу в размерах образующихся после высокотемпературного отпуска фаз. В случае ВТМО фазы более дисперсны, средний размер частиц приблизительно в 2 раза меньше, чем после термического улучшения и составляет 330 А.

По-видимому, именно за счет легирования стали ванадием, алюминием и азотом удается добиться проявления полного эффекта ВТМО, что можно связать с наличием устойчивых против растворения нитридов алюминия, вплоть до высоких температур аустенитизации. В процессе ВТМО они обеспечивают прохождение деформационного старения и способствуют закреплению субструктуры горячедеформированного аустенита, наследуемой затем мартенситом. Выделяющиеся в процессе охлаждения и в большей степени при отпуске дисперсные карбонитриды блокируют созданную в результате ВТМО субструктуру. В свою очередь дислокации затрудняют коагуляцию дисперсных частиц. Таким образом, происходит взаимная стабилизация субструктуры и весьма дисперсных частиц.

Увеличение степени дисперсности фазы способствует более сильному закреплению дислокаций, о чем, в частности, свидетельствует существенно меньший угол наклона участка амплитудно-зависимого внутреннего трения в стали после ВТМО. Увеличением степени блокировки дислокаций в результате ВТМО можно, в частности, объяснить повышение отношения предела пропорциональности к пределу текучести у стали 12ГН2МФАЮ после ВТМО, по сравнению с термическим улучшением.

Степень сохранения несовершенств тонкого строения в зависимости от режимов термомеханического и термического упрочнения оценивали поданным рентгеноструктурного анализа. Ширина рентгеновской линии (211)a после ВТМО и закалки существенно не отличается; после высокотемпературного отпуска разница в ширине листа становится значительной и достигает 10—15%.

Сравнивая результаты испытаний механических свойств и данные структурных исследований, можно установить, что повышение комплекса свойств в результате ВТМО обусловлено целенаправленными структурными изменениями в стали в результате горячей деформации аустенита, которая сопровождается созданием термически устойчивой полигональной субструктуры. Общее измельчение структуры при ВТМО, уменьшение размеров объемов, в которых может происходить накопление дислокаций, создание полупроницаемых барьеров в виде среднеугловых границ в результате полигонизации — все эти особенности морфологии структуры и строения стали после термомеханического упрочнения определяют существенное повышение конструктивной прочности и прежде всего сопротивления разрушению.
Имя:*
E-Mail:
Комментарий: