Реферат: Термомеханическая обработка

термомеханическая обработка

металлических материалов






Бернштейновские чтения

посвященные 85-летию со дня рождения

проф. Бернштейна М.Л.

26 - 27 октября 2004 г.
ВЛИЯНИЕ РЕЖИМОВ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ЛИСТОВОГО ПРОКАТА НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ 09ГФБ и 09ХН2МДФ
В. М. Счастливцев, Т. И. Табатчикова, И. Л. Яковлева, Н. И. Виноградова,

Ю. В. Хлебникова.

^ Институт физики металлов УрО РАН, Екатеринбург.

Методами оптической и просвечивающей микроскопии исследованы структура и свойства листового проката из низколегированных сталей 09ГФБ и 09ХН2МДФ. Изучены закономерности формирования структуры по толщине листа, подвергнутого термомеханическому упрочнению по нескольким режимам. Показано влияние температуры конца прокатки и температуры выхода из установки контролируемого охлаждения (УКО) на структуру и механические свойства листового проката. Исследован распад переохлажденного аустенита в стали 09ГФБ без деформации и с деформацией прокаткой на 50%.

Показано, что в листах стали 09ГФБ формируется дисперсная феррито–перлитная структура в том случае, когда температура листа на выходе из УКО составляет 580–610С. Дисперсность такой структуры возрастает с приближением к поверхности горячекатаного листа. Размер ферритных зерен вблизи поверхности листа составляет 510 мкм, в середине листа – 1030 мкм. Дисперсность перлитной составляющей также высока, межпластинчатое расстояние в перлите равно 0.100.15 мкм, что указывает на низкую температуру перлитного распада. Перлит отличается дисперсностью строения, таким образом, является квазиэвтектоидом, или «вырожденным» перлитом. При более интенсивном охлаждении листа, когда его температура на выходе из УКО составляет 440–470С, после завершения охлаждения в листах наблюдается феррито-бейнитная структура различной степени дисперсности. Наиболее мелкозернистая структура в стали 09ГФБ образуется при низкой температуре окончания прокатки и ускоренном охлаждении. Достаточно высокий уровень прочности для данной стали обусловлен не только созданием мелкозернистой структуры, но и частичной передачей дефектов кристаллического строения от горячедеформированного аустенита образующейся феррито-перлитной или феррито-бейнитной смеси.

Металлографические и электронно-микроскопические исследования показали, что после охлаждения в листах стали 09ХН2МДФ формируется мартенситная и бейнитная структура. Около поверхности листа в структуре наблюдается больше мартенсита, чем в середине листа, где в основном наблюдается бейнитная структура. Высокий уровень твердости поверхности стального листа после закалки с прокатного нагрева объясняется не только вышеприведенными различиями в структуре, но и плотностью дефектов кристаллического строения, которые вносятся в металл при прокатке и передаются из аустенитного состояния мартенситу при -превращении, происходящем при охлаждении. Твердость середины существенно ниже твердости поверхности в связи с тем, что в середине листа, по-видимому, прокаткой не удалось создать высокой плотности дислокаций.

Отпуск стали 09ХН2МДФ после закалки с прокатного нагрева приводит к разупрочнению, величина которого увеличивается при повышении температуры отпуска. Разупрочнение связано с процессами полигонизации -фазы и выделением карбидов из твердого раствора, которые наиболее интенсивно происходит при 640-670С.

^ МЕТАСТАБИЛЬНЫЕ ФАЗОВЫЕ СОСТОЯНИЯ

В ХОДЕ МЕХАНИЧЕСКОГО СПЛАВЛЕНИЯ

Ю. А. Скаков.

Московский государственный институт стали и сплавов, Москва.

Прогнозирование результатов какого либо способа обработки (или получения) материала является главным условием для использования данного способа как реальной технологии. В применении к технологии получения сплавов в основе такого прогнозирования должны быть диаграммы равновесия фаз и известные (общие в теории образования фаз) или специфические для данной технологии условия образования метастабильных фаз. Метастабильные фазы сами по себе могут представлять практический интерес в отношении технологических или важных функциональных свойств материала (например, получение при механическом сплавлении однофазного сплава - твердого раствора вместо равновесного гетерогенного состояния).

В технологии механического сплавления фазообразование происходит при температурах близких к комнатным, когда решеточная диффузионная подвижность обеспечивается движением атомов по междоузлиям, экспериментально это проявляется в заметной асимметрии парциальных коэффициентов ( один из компонентов бинарной системы оказывается существенно более подвижным так, что первая образующаяся ваза – всегда фаза на основе малоподвижного компонента при любом исходном составе смеси).

Специфическими для технологии МС факторами образования и устойчивости метастабильных фаз являются

1.Как правило, в условиях МС оказывается большой величина термодинамического переохлаждения системы и, соответственно, большие значения термодинамической движущей силы фазообразования, это повышает вероятность появления метастабильных фаз, включая такие, которые не реализуются в традиционных технологиях.

2. В ходе ИПД надо ожидать возникновения сильно возбужденного состояния и значительного повышения энтальпии исходного материала. Это является дополнительным фактором повышения разности свободных энергий смеси порошков компонентов и продукта их взаимодействия (который может быть метастабильным в данной системе).

З. Повышение устойчивости метастабильных фаз (в частности, пересыщенных твердых растворов) может быть обусловлено задержкой образования избыточных фаз (интерметаллидов) из-за отсутствия или дефицита подвижных вакансий.

^ Углерод, азот и водород в стали: подобие и различие

во влиянии на структуру и свойства

В.Г. Гаврилюк.

Институт металлофизики им. Г.В. Курдюмова НАНУ, Киев, Украина.

Дан анализ состояния атомов углерода, азота и водорода в твёрдых растворах на основе железа и их влияние на структуру и свойства стали.

Рассмотрены подобие и различия в электронная структуре, энергии дефекта упаковки, ближнем атомном порядке, термодинамической стабильности фаз в применении к мартенситному превращению и отпуску мартенсита, взаимодействии межузельных атомов с дислокациями и вакансиями, подвижности дислокаций (линейное натяжение), механизмах пластической деформации и упрочнения (твёрдорастворное упрочнение, температурная зависимость предела текучести, влияние размера зерна, деформационное упрочнение, локализация пластической деформации и др.).

Особое внимание уделено повышению термодинамической стабильности аустенита при совместном легировании углеродом и азотом и созданию на этой основе экономнолегированных аустенитных сталей.

Рассмотрен эффект повышения равновесной концентрации вакансий с увеличением концентрации атомов внедрения и его роль в деформации и разрушении.

Анализируются природа повышения водородом и азотом пластичности в сочетании с локализацией пластической деформации и последствия для разрушения стали.

^ ПРИМЕНЕНИЕ В МЕТАЛЛИЧЕСКИХ КОНСТРУКЦИЯХ ЛИСТОВ

БОЛЬШИХ ТОЛЩИН, УПРОЧНЁННЫХ НА СТАНАХ

П. Д. Одесский*, Д. В. Кулик**, И. П. Шабалов***

* ЦНИИ строительных конструкций им. В.А.Кучеренко, Москва.

** «Ассоциация Сталькон», Москва.

*** ООО «Газтагед», Москва.

В последнее время для изготовления ответственных стальных конструкций, в частности, стальных каркасов высотных зданий морских, бурильных платформ и т.д. потребовался прокат в больших толщинах (40 мм и выше) повышенной и высокой прочности с т=350…450 Н/мм2 в сочетании с высоким сопротивлением хрупким разрушениям и хорошей свариваемостью.

Обычно такие листы из низколегированных сталей поставляются после нормализации или термического улучшения. Однако, в виду большой массы каждой конструкции, экономически целесообразно производить требуемый прокат методами упрочнения в потоке стана с использованием тепла прокатного нагрева.

Исследовались листы из стали с содержанием С 0,13%; Mn 1,5%; Si 0,6%; V 0,1% толщиной 50 и 60 мм после горячей прокатки, нормализации, термического улучшения, а также закалки с прокатного нагрева с последующим высокотемпературным отпуском. При термическом улучшении листов 50 мм получили т=500 Н/мм2, в=615 Н/мм2, KCU-70=50 Дж/см2 ;Т50= - 20оС; К1с-70=140 МПа м.; в случае закалки с использованием тепла прокатного нагрева по оптимальным режимам имели т=610 Н/мм2; в=750 Н/мм2;KCU-70=95 Дж/см2; Т50= - 40оС; К1с-70=170 МПам. Улучшение комплекса механических свойств после закалки с прокатного нагрева по сравнению с термическим улучшением можно классифицировать как эффект ТМО. Применённая схема упрочнения близка к нормализационной или рекристализационной контролируемой прокатке с последующим ускоренным охлаждением.

Повышение прочности в этом случае в том числе связано с более высокой плотностью границ и дислокаций, на которых зарождаются дисперсные частицы карбида VC. Применение сталей высокой чистоты по вредным примесям (S0,05%; Р0,010%) позволяет увеличить вязкость до уровня KCV-60100 Дж/см2.

В здании Альфа Арбат Центр применены листы толщиной 60 и 80 мм из стали 09Г2С, упрочнённые по приведённой схеме, а также листы толщиной 50 мм из стали 10ХСНДА.

^ Перспективные технологии термического

упрочнения рельсов

Е. А. Шур
^ ВНИИЖТ, Москва.
Одной из основных тенденций рельсового производства в последние десятилетия является внедрение термического упрочнения. Анализ технологии рельсового производства на 12 основных рельсопрокатных заводах мира в США, Японии, Франции, Англии, Австрии, Польше, Украине и России показал, что на 60% заводов используют закалку с прокатного нагрева и на 40% - с отдельного перекристаллизационного нагрева; на 83% заводов применяется печной и на 17% - индукционный нагрев; на двух третях заводов используют струйное (спрейерное) охлаждение и только на одной трети – охлаждение погружением, при этом на 50% заводов в качестве охлаждающей среды применяется сжатый воздух, на 25% - масло, на 16% - вода и на 8% - водный раствор полимеров. В 67% случаев термическое упрочнение рельсов можно было отнести к объемно-поверхностной закалке, в 25% - к объемной закалке и только в 8% - к поверхностной закалке.

Характерной особенностью термического упрочнения является взаимная увязка технологий на всех этапах рельсового производства, начиная с выплавки и разливки рельсовой стали. Неосуществимость мечты о внедрении ВТМО рельсов связана с тем, что невозможно сочетать достаточно высокие степени пластической деформации на последнем проходе при прокатке рельсовой заготовки с повышенными требованиями к геометрическому качеству (прямолинейности) готовых изделий (рельсов), не подвергающихся механической обработке (фрезерованию или шлифовке). Внедрение закалки с прокатного нагрева требует обязательного внедрения вакуумирования жидкой стали для снижения в ней содержания водорода до значений менее 1,5-2,5 ppm, что гарантирует отсутствие в рельсах флокенов и делает ненужным замедленное охлаждение их после прокатки.

Основными требованиями к современным термически упрочненным рельсам являются не только нормы по 0,2>850 Н/мм2, в>1300 Н/мм2, >12%, >35%, КСU>25 Дж/см2, КIc>32 МПа, скорость роста усталостных трещин при ΔК=10 МПа менее 17 м/109 циклов и при ΔК=13,5 МПа менее 55 м/109 циклов, но и содержание кислорода (<5-20 ppm), алюминия (<0,004%), неметаллических включений и предельно допустимые значения остаточных напряжений (раскрытие паза <1,5 мм).

Современной тенденцией является также переход от ранее имевшей место чрезмерной унификации к дифференциации требований, а следовательно и технологий их упрочнения. В русле этой тенденции находятся и задачи создания рельсов с повышенным сопротивлением образованию отдельных дефектов, преобладающих на данных участках пути, например, образованию трещин коррозионной усталости в подошве или усталостных трещин около болтовых отверстий. Первое достигается путем введения дополнительного отпуска после холодной правки рельсов на роликоправильных машинах, а второе - специальной операции поверхностной пластической деформации зон металла около болтовых отверстий для создания благоприятной эпюры остаточных напряжений.

^ Изменение микроструктуры стали 10Г2ФБ

при скоростном нагреве и охлаждении в процессе сварки

В. И. Большаков, Г. М. Воробьев, И. А. Тютерев, Ю. И. Хоменко

^ Приднепровская государственная академия строительства и архитектуры,

Днепропетровск, Украина.

Согласно литературным данным, контролируемая прокатка является разновидностью термомеханической обработки сталей, которая традиционно обсуждается на Бернштейновских чтениях.

Контролируемая прокатка нашла особенно широкое применение при производстве толстого листа из низкоуглеродистой микролегированной стали для изготовления газопроводных труб большого диаметра. Характерной особенностью контролируемой прокатки является перлитная полосчатость (ПП) низкоуглеродистых сталей. Литературные данные о влиянии перлитной полосчатости на механические свойства низкоуглеродистых сталей и причинах ее возникновения противоречивы. Поэтому в настоящей работе проводилось лабораторное моделирование производственного процесса контролируемой прокатки стали 10Г2ФБ, которое позволило получить следующие результаты.

Перлитная полосчатость в этой стали возникает в результате роста крупного зерна аустенита при транспортировке раската толщиной порядка 55мм между станами черновой и чистовой прокатки.

Быстрый рост аустенитных зерен происходит по механизму вторичной рекристаллизации в интервале температур 1050…750оС в течение 8 минут транспортировки.

Распад аустенита происходит зарождением зерен феррита на границах аустенитных кристаллов и ростом первых с оттеснением углерода. Вместе с этим центральные участки аустенитного зерна обогащаются марганцем.

При горячей прокатке центральные участки бывших аустенитных зерен раскатываются в эллипсоиды, превращающиеся в перлит при последующем охлаждении. Сечение этих эллипсоидов шлифами, перпендикулярными плоскости листа, дают перлитные полосы микроструктуры.

За счет обогащения марганцем перлитных полос при распаде аустенита они оказываются устойчивыми к нагреву. При нагревании ниже 1000оС перлитная полосчатость вырождается в строчечное расположение перлитных зерен вдоль бывшей перлитной полосы, что связано с повышенным содержанием марганца. И только нагрев до 1100оС позволяет получить достаточную гомогенизацию стали по марганцу, с исчезновением перлитной полосчатости.

Наличие перлитной полосчатости ведет к сильной анизотропии механических свойств. Вдоль нормали к плоскости листа пределы прочности и текучести и относительное удлинение почти в 2 раза ниже, чем в направлениях лежащих в плоскости листа.

Лабораторная горячая деформация тимплетов, вырезанных из заводских литых слябов, гомогенизированных при 1150оС, с последующей закалкой в воду, проведенная при температуре 960оС позволила полностью подавить образование перлитной полосчатости и получить феррито-перлитную структуру со средним размером зерен менее 5мкм и высокими анизотропными механическими свойствами σв=763МПа, σт=656МПа, δ=28%.

^ Термомеханическая прокатка с последующим ускоренным охлаждением – способ получения листового проката электросварных труб большого

диаметра с повышенными требованиями

Ю. Д. Морозов, Ю. И. Матросов, Л. И. Эфрон

^ ЦНИИчермет им. И.П. Бардина, Москва.

Перед металлургами стоят задачи, связанные с необходимостью освоения производства проката и труб для современных и перспективных трубопроводов с более высоким комплексом свойств, числу которых в первую очередь относятся: трубы на рабочее давление 100 атмосфер и выше, с толщиной стенки до 40 мм, класса прочности К65 (Х80), трубы стойкие к сероводородному растрескиванию, в том числе для подводных трубопроводов.

Повышенные требования вызывают необходимость создания новых композиций химического состава и технологических схем производства проката.

Основные направления развития трубных сталей:

-снижение содержания углерода, что благоприятно для вязкости, свариваемости и сегрегационной однородности металла;

- повышение степени чистоты по вредным примесям и газам;

- микролегирование;

- применение термомеханической прокатки с ускоренным охлаждением для максимального измельчения зерна;

- переход от феррито-перлитной к феррито-бейнитной и бейнитной структурам в зависимости от требуемого уровня прочности стали.

С точки зрения технологии на прокатном переделе основным направлением является переход от низкотемпературной контролируемой прокатки с охлаждением металла на воздухе к термомеханическому контролируемому процессу с регламентированным ускоренным охлаждением.

Основные преимущества этого процесса:

- получение мелкозернистой, равномерной (устранение полосчатости) структуры металла с пониженными уровнем напряжений и анизотропией свойств;

- возможность снижения содержания углерода и легирующих элементов для данного уровня прочности стали, что позволяет снизить себестоимость и повысить свариваемость, вязкость и хладостойкость проката;

- производство проката с повышенной стойкостью к сероводородному растрескиванию и коррозионному растрескиванию под напряжением;

- производство проката повышенной толщины (30 мм и более) для толстостенных электросварных труб подводных газопроводов;

- обеспечение уровня прочности трубных сталей до класса прочности Х80-Х100.

ЦНИИчерметом проведен совместно с ведущими металлургическими комбинатами ряд разработок в этом направлении:

1. Разработана низкоуглеродистая сталь марки 05Г1Б и на ОАО «ММК» изготовлена опытно-промышленная партия рулонного проката. Изготовление металла осуществили на широкополосном стане «2000» по технологии контролируемой прокатки. Металл показал сочетание высокой прочности и вязкости, порог хладноломкости стали марки 05Г1Б располагается при температурах ниже –70 оС. На ОАО «ЧТПЗ» из стали 05Г1Б были изготовлены трубы  530 х 8 мм. Трубы удовлетворяют всем требованиям, предъявляемым к прокату и трубам категории прочности Х70.

2. Разработан химический состав низкоуглеродистой стали типа 05ХГ1НДБ класса прочности Х65 с феррито-бейнитной структурой. При требуемом уровне прочности металл обеспечил в прокате толщиной до 32 мм после теромомеханической прокатки и ускоренного охлаждения на стане 5000 ОАО «Северсталь» крайне высокий уровень вязкости и хладостойкости (Т50 по результатам испытания образцов для ИПГ ниже -60оС, по результатам испытания образцов KCV - ниже -80оС).

3. Важной и сложной задачей является создание трубной стали класса прочности Х80 (К65). Разработки в этой области проведены ЦНИИчерметом, промышленное опробование проведено на ОАО «Северсталь» и ОАО «Азовсталь» на станах 5000 и 3600. В целом определены композиции химического состава и технологическая схема производства проката с применением термомеханической прокатки и ускоренного охлаждения. Изготовлены опытные партии проката и труб.

4. Производство проката повышенной прочности и хладостойкости толщиной 30 мм и более также является весьма сложной задачей, поскольку прочностные свойства и характеристики сопротивления разрушению ухудшаются с повышением толщины проката. Проведенные в ЦНИИчермете разработки показали возможность при оптимизации химического состава и технологии термомеханической обработки обеспечить комплекс свойств в прокате толщиной до 40 мм, что ранее достигалось только применением термической обработки.

5. Проведены разработки для создания в перспективе хладостойкой трубной стали класса прочности Х100 (предел текучести 690 Н/мм2).

В целом, разработан ряд перспективных материалов, которые после термомеханической прокатки с ускоренным охлаждением обеспечивают формирование дисперсной феррито-бейнитной или преимущественно бейнитной структуры и комплекс высокой прочности, вязкости и хладостойкости.

^ НЕКОТОРЫЕ ОСОБЕННОСТИ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ,

ЛЕГИРОВАННЫХ ЛИТИЕМ И СКАНДИЕМ
^ В. В. Захаров, Т. Д. Ростова.
ОАО “Всероссийский институт легких сплавов”, Москва.

Литий и скандий используются в качестве легирующих компонентов в современных деформируемых алюминиевых сплавах. Это весьма разные по своей природе металлы. Они отличаются по характеру взаимодействия с алюминием, по своему поведению в технологическом процессе получения деформированных полуфабрикатов (при литье слитков, гомогенизации,обработке давлением, термической обработке). Однако несмотря на все различия между этими двумя металлами алюминиевые сплавы, легированные литием, и сплавы, содержащие скандий, имеют много общего.

Прежде всего эти сплавы характеризует повышенная склонность к локализации деформации, обусловленная наличием дисперсных сферических частиц δ’ (Al3Li) и Al3Sc, полностью когерентных алюминиевой матрице и перерезаемых дислокациями. Одним из следствий склонности рассматриваемых сплавов к локализации деформации является формирование многочисленных полос сдвига (объемов металла со сосредоточенной деформацией) при холодной прокатке, которые сохраняются в металле после нагрева под закалку при условии сохранения в листах нерекристаллизованной структуры.

Наличие нерекристаллизованной структуры с большим числом полос сдвига и дисперсных частиц Al3Li и Al3Sc , перерезаемых дислокациями, обусловливает появление сильной обратной анизотропии механических свойств листов (превышение поперечных свойств над продольными), явлений отклонения усталостной трещины от линейной траектории и расслаивание образцов в зоне пластической деформации при механических испытаниях.

Указанные особенности присущи только полуфабрикатам из алюминиевых сплавов, содержащих литий или скандий, и это отличает их от полуфабрикатов из традиционных алюминиевых сплавов.

Особенности образования мартенсита в условиях

упругих деформаций

Н. А. Бондаревская, Я. Н. Вовк, С. П. Ошкадеров.
^ Институт металлофизики им. Г.В. Курдюмова НАНУ, Киев, Украина.
Одной из технологических схем НТМО конструкционных сталей мартенситного класса является т.н. «прокатка по мартенситу», при которой деформация аустенита проводится при температурах, всего на 5-10 C превышающих точку Мн. При этом удается получать высокие предельные значения конструкционной прочности (до 400 кг/мм2). Вместе с тем, достичь высокой стабильности свойств в результате такой обработки, как правило, не удается и наблюдаются многочисленные случаи хрупкого разрушения металла при испытаниях.

Влияние динамических и статических упругих напряжений, величина которых значительно ниже предела пропорциональности аустенита, на морфологию и кристаллогеометрию мартенсита было изучено на монокристаллах различной ориентации аустенита стали с 18%Ni и 0,8%С. Показано, что ориентационное соотношение кристаллической решетки мартенсита в обоих случаях идентично ориентационному соотношению мартенсита охлаждения, т.е. соответствует ориентационному соотношению Гренингера-Трояно. Вместе с тем, однонаправленные упругие деформации являются дискриминационным фактором размножению ориентировок, приводя под действием динамических напряжений к реализации только 4-х вариантов ориентировок и 4-х их двойников. Это варианты, при реализации которых направления сдвига при превращении располагаются возле направления 110 , составляющего наименьший угол с осью нагружения.

Если образование мартенсита стимулировано статическими напряжениями, реализовавшиеся варианты ориентировки мартенсита не отвечают данному правилу отбора. Направление сдвига при превращении может располагаться возле произвольного направления [110] с любым углом между ним и направлением приложения нагрузки. Количество реализовавшихся вариантов ориентировки мартенсита в этом случае не постоянно. Оно меняется от образца к образцу и количество вариантов колеблется от 4 до 8.

Морфология мартенсита, образовавшегося под действием статических и динамических упругих напряжений, различна:

1. Под действием динамических напряжений образуется мартенсит, структура которого имеет вид блока (пакета) параллельных кристаллов примерно одинаковой ширины, ориентированных в определенном порядке, зависящем от кристаллографического направления приложенных нагрузок;

2. Микроструктура мартенсита, образовавшегося при охлаждении статически упруго нагруженного образца, состоит из смеси кристаллов двух видов. К вышеописанным добавляются кристаллы линзовидной формы с мидрибом.

^ ОСОБЕННОСТИ МЕЖДЕФОРМАЦИОННОГО РАЗУПРОЧНЕНИЯ И РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ ГОРЯЧЕДЕФОРМИРОВАННОГО АУСТЕНИТА

ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ

Я. И. Спектор, Ю. В. Яценко, И. Н. Куницкая.
^ УкрНИИспецсталь, Запорожье, Украина.
В производстве проката из высоколегированных сталей и сплавов одной из проблем является высокая степень упрочнения горячедеформированного аустенита и недостаточно быстрая рекристаллизация. Развитие представлений о кинетике и механизме междеформационного разупрочнения аустенита актуально не только для указанной проблемы, но и с точки зрения формирования оптимальной структуры при технологиях ТМО, нацеленных на повышение свойств, недостижимых при действующих технологиях.

В условиях моделирования на лабораторном стане ДУО 250 параметров горячей прокатки изучены особенности кинетики междеформационного разупрочнения и рекристаллизации аустенита стали 10Х17Н13М2Т. По твердости HV оценивалась степень упрочнения однопроходной деформацией 15 и 20% при температурах 1000 – 1150 ºС и разупрочнения при последеформационной паузе 5 – 600 с. Степень рекристаллизации изучалась металлогафическим методом. Такие же исследования выполнены после двухпроходной прокатки.

Выявлены следующие особенности междеформационного разупрочнения и рекристаллизации. Степень развития динамической ( в очаге деформации) рекристаллизации составляет при температурах 1050, 1100 и 1150 ºС соответственно 2, 8 и 35 %. Она почти не меняется при выдержках до 30-100 с, затем начинается статическая рекристаллизации и развивается до 50-60 % при 1100-1150 ºС и 80 % при 1050 ºС.

Двухпроходная прокатка при 1100 ºС с выдержкой 20 и 60 с после однопроходной (начало и 50 % рекристаллизации) также сопровождается динамической рекристаллизаций до 10 %; а последующая статическая рекристаллизация начинается быстрее чем за один проход , и развивается только до 60 % при выдержке 60 с.

Из сравнения хода кривых твердости на этапе последеформационной выдержки можно разделить два этапа разупрочнения – до начала статической рекристаллизации ( до 20-30 с) и после ее начала. При этом четко видна точка изменения наклона кривых HV – T при 30 с выдержки. Междеформационное разупрочнение иллюстрируется изменением твердости (HV) и степени рекристаллизации (Р) в зависимости от длительности выдержки (τ) на всех стадиях двухпроходной прокатки:

τ ( 1-й проход 60 с)

2-й проход, с 2 20 60 120

HV 150 178 160 150 154 145 – исходное состояние

Р (%) 50 7 10 45 46

Данные о неизменности твердости при выдержке 60 и 120 с согласуются с неизменностью степени рекристаллизации при этих выдержках.

В целом характер междеформационного разупрочнения связан с действием нескольких факторов – развитием динамической рекристаллизации, разупрочнением (при выдержке) нерекристаллизованной матрицы, развитием статической рекристаллизации.

^ ПЕРСПЕКТИВЫ ТЕРМИЧЕСКОГО И ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОГО УПРОЧНЕНИЯ НИЗКО- И МИКРОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ ДЛЯ

СТРОИТЕЛЬСТВА В УКРАИНЕ

В. Н. Рычагов, В. К. Флоров

^ Национальная металлургическая академия Украины, НПКФ “Рист”

Украина, г. Днепропетровск,

Повышение уровня требований НТД, низкое соотношение уровня свойств (прочности, хладостойкости, трещиностойкости) и цены низкоуглеродистых и низколегированных сталей, используемых в горячекатаном состоянии, не позволяет эффективно применять их в современных металлических конструкциях и изделиях. В связи с этим, создание способов термической и ТМО, которые позволяют получить необходимый комплекс механических и эксплуатационных свойств на обычных низкоуглеродистых и низколегированных сталях является одной из важнейших задач.

В последнее десятилетие принципиально новые высокопрочные стали для металлических конструкций получены не были. Однако микролегированные стали после контролируемой прокатки имеют гарантированно высокие характеристики прочности, пластичности, вязкости и хладостойкости. Они широко применяются при изготовлении свариваемых в полевых условиях труб большого диаметра для магистральных газо- и нефтепроводов, работающих в суровых климатических условиях и при больших давлениях, что показывает их высокую технологичность, надежность, долговечность и коррозионную стойкость в сочетании с низкой стоимостью. Поэтому целесообразно использовать эти стали для строительства.

Металлургические предприятия Украины имеют технологические мощности и возможности для производства и упрочнения данных видов проката. Однако производители данной продукции не имеют обоснованных температурно-деформационных режимов ТМО толстых листов из данных материалов со стабильным уровнем механических и технологических свойств - применительно к строительным конструкциям и разработанных НТД, что сдерживает их применение.

В связи с этим, выполнен комплекс исследований, в результате чего: Разработаны и предложены предприятиям - производителям эффективные технологические режимы производства высокопрочного проката из низко- и микролегированных сталей с повышенными характеристиками прочности, пластичности, вязкости, хладостойкости и трещиностойкости по сравнению с г\к состоянием, отличающегося высокой технологичностью и экономической эффективностью его применения в стальных строительных конструкциях как ответственного, так и массового назначения и НТД на их производство и применение.

Установлено влияние различных скоростей охлаждения и различных охлаждающих сред и выбраны оптимальные скорости охлаждения листов различной толщины, позволяющих фиксировать в конструкционных сталях развитую субструктуру после ТМО для оптимизации технологии производства, и повышения комплекса механических и технологических свойств листового проката.

Указанный комплекс работ реализован на МК в создании технологий термического упрочнения и ТМО, реализующих возможности зернограничного и субструктурного механизмов упрочнения рядовых низколегированных строительных и микролегированных сталей при наиболее высоких температурах в процессе ТМО с последующим ускоренным охлаждением, что обеспечивает наряду с повышением комплекса свойств и экономией энергоресурсов и легирующих элементов, также существенное повышение возможностей прокатных станов по сравнению с классической схемой КП и устранение других ее недостатков.

Получены низко- и микролегированные надежные и хладостойкие конструкционные стали разных уровней прочности с пределом текучести от 360 до 700 Н/мм2 (после различных режимов ТМО), удовлетворяющие требованиям существующих СНИП II-23-88*, ГОСТ 27772-88 и других нормативных документов.

^ ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА БИМЕТАЛЛИЧЕСКИХ

КОНСТРУКЦИЙ ЦИЛИНДРИЧЕСКИХ ДЕТАЛЕЙ

О. И. Шаврин, В. Б. Дементьев, С. Д. Соловьев.
^ Ижевский государственный технический университет, Ижевск.
Работоспособность и ресурс эксплуатации биметаллических конструкций цилиндрических деталей определяются свойствами материалов и зонами их соединения, которые в свою очередь зависят от их структурного состояния и поэтому оно имеет решающее значение при разработке технологии изготовления таких изделий. При этом особое внимание уделяется соединению материалов с различными физико-механическими свойствами. Однако термические циклы технологических методов получения биметаллов приводят к изменению структуры и механических свойств соединяемых металлических материалов. Их восстановление может быть достигнуто проведением последующей термической обработки. Сложность поиска рациональных технологических приемов и режимов такой обработки и их сочетаний для биметаллов заключается в том, что проведение обработки для одного материала может негативно отразиться на свойствах другого и соединения в целом.

В работе приведены исследования по влиянию термической обработки на прочность соединения, структуру и механические свойства металлов биметаллических конструкций цилиндрических деталей, полученных технологическими методами наплавки, прессования и пайки, которые обеспечивают образование соединения на межатомном уровне как однородных, так и разнородных металлических материалов.

Соединяемыми материалами являлись: близкие по своим характеристикам сталь 15 и сталь 30ХГСА, разнородные - сталь 30ХН2МФА и жаропрочный кобальтовый сплав, системы легирования Co-Ni-W-Cr .

Прочность соединения данных материалов исследовалась на образцах, подвергнутых испытаниям на срез. Установлено, что прочность соединения в биметаллах соответствует прочности материала с меньшей величиной предела временному сопротивлению на разрыв. После их термической обработки – улучшения (закалки с нагрева ТВЧ в воду + высокий отпуск) прочность соединения сталь 15+сталь 30ХГСА остается на том же уровне с разрушением по стали 15. Для разнородных металлических материалов, полученных прессованием, произошло некоторое снижение прочности соединения. Так после прессования прочность составляет 380 МПа и близка к прочности стали (70-80% от нее). При этом ширина зоны соединения по основным элементам Со, Сr, Fe и Mn, составила 12, 11, 8 и 13 мкм соответственно, что сопоставимо с шириной диффузионных зон, получаемых при сварке взрывом. После проведения термообработки прочность соединения снижается до 260-290 МПа с общим улучшением механических свойств материалов. Это подтвердили и проведенные металлографические исследования. Аналогичные результаты были получены после медленного (печного) нагрева под закалку.

Для исключения снижения прочности зоны соединения нами предложен способ закалки с градиентным нагревом в режиме ВТМО. В частности для стали 30ХН2МФА и жаропрочного кобальтового сплава температура нагрева ТВЧ составила 960оС при одновременном охлаждении сплава. Прочность соединения в этом случае остается на уровне 360-380 МПа.

Влияние микролегирования и ВТМО на структуру и механические свойства среднеуглеродистой

малолегированной стали
^ Г. Е. Коджаспиров*, В. Б. Прохоров**
*Санкт-Петербургский государственный политехнический

университет, Санкт-Петербург

**ОАО «Кировский завод», Санкт-Петербург

Описываются результаты исследования влияния микролегирования карбидообразующими элементами (V,Ti, Nb) и ВТМО на структуру, механические свойства и хладостойкость среднеуглеродистой низколегированной стали. Показано, что в случае растворения карбидов во время нагрева перед закалкой в цикле ВТМО устойчивость против необратимой отпускной хрупкости исследуемых сталей возрастает. Обнаружено также, что в результате ВТМО чувствительность стали к необратимой отпускной хрупкости падает независимо от микролегирования.

Данные испытаний на растяжение и ударный изгиб по результатам испытаний в диапазоне температур от +20 до – 1960С обсуждаются с позиций рассеяния энергии при разрушении, оценка которой происходила на базе использования лазерного интерферометра. Показано, что совместное использование микролегирования и ВТМО увеличивает долю вязкого разрушения и, соответственно, сопротивление разрушению. Совместное применение микролегирования рзм и ВТМО положительно сказывается на увеличении