Физика металлов и металловедение, 2021, T. 122, № 6, стр. 665-672

ВВЕДЕНИЕ

Актуальной задачей современного материаловедения является разработка перспективных конструкционных материалов и режимов их упрочнения, обеспечивающих повышенную надежность и долговечность деталей, узлов и элементов машиностроительных конструкций ответственного назначения для эксплуатации в условиях статических и динамических нагрузок в широком температурном диапазоне. К таким материалам относятся экономнолегированные низкоуглеродистые стали, широко применяемые в настоящее время в промышленности благодаря возможности достижения необходимого комплекса механических свойств при хорошей технологичности и сравнительно невысокой себестоимости [1, 2]. Однако к существенным недостаткам данных сталей относятся недостаточно высокий уровень прочности и характерное для ОЦК-металлов резкое снижение сопротивления хрупкому разрушению при низких климатических температурах [3, 4]. Одним из путей повышения прочностных характеристик и снижения температуры порога хладноломкости низкоуглеродистых конструкционных сталей является создание в них ультрамелкозернистой (УМЗ) и нанокристаллической (НК) структуры такими методами интенсивного деформационного воздействия как РКУ-прессование [5] и всесторонняя изотермическая ковка (ВИК) [6].

Другая возможность повышения ударной вязкости при комнатной и пониженных температурах связана с формированием в конструкционных ферритных и феррито-перлитных сталях различного состава структуры слоисто-волокнистого типа в процессе горячей прокатки [7, 8] или теплой прокатки при температурах отпуска предварительно закаленных сталей [9]. Последний деформационно-термический режим обработки получил название “темпформинга” [10]. В ряде отечественных и зарубежных работ показано, что создание в низкоуглеродистых сталях волокнистой УМЗ структуры может приводить как к повышению уровня ударной вязкости и смещению температуры порога хладноломкости в область более низких температур [11, 12], так и появлению аномального максимума на температурной зависимости поглощенной энергии удара [13]. В последнем случае повышение поглощенной энергии удара сталей при достижении температурной области вязко-хрупкого перехода связывается с проявлением эффекта “вязкости расслоения” (“Delamination toughening) [14]. Однако, несмотря на то что вопросы о влиянии волокнистой УМЗ структуры на механические свойства низкоуглеродистых сталей достаточно подробно освещены в научной литературе, сущность явления аномального прироста характеристик ударной вязкости с понижением температур испытаний остается до конца не изученной и требует дальнейшего детального анализа. Следует отметить, что влияние теплой деформации прокаткой на процессы структурообразования, механические свойства при растяжении и температурные зависимости характеристик ударной вязкости низкоуглеродистых сталей С ≈ 0.1–0.15% в отличие от среднеуглеродистых сталей С ≈ 0.4–0.6% [14, 15] до сих пор малоизучено. В связи с этим был проведен анализ влияния интенсивного деформационного воздействия методами ВИК и теплой прокатки при температуре 550°С на эволюцию структуры и текстуры, механические свойства при растяжении и температурные зависимости характеристик ударной вязкости низкоуглеродистой конструкционной стали 05Г2МФБТ.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

В исходном состоянии образцы стали 05Г2МФБТ размером 20 × 20 × 100 мм были получены после контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением. Элементный состав стали 05Г2МФБТ приведен в табл. 1. В целях получения УМЗ структуры волокнистого и равноосного типа дополнительно провели деформацию теплой прокаткой и ВИК. Прокатку проводили на стане МКУ-280 на калибровочных валках с четырьмя валками прямоугольного сечения за несколько проходов до конечного сечения прутков 10 мм × 10 мм с относительным сужением за один проход ψ = 10–15% при температуре 550°С. Суммарная накопленная истинная деформация оценивалась по формуле: е = Σln(F_{i – 1}/F_i), где F_{i – 1} и F_i – начальная и конечная площадь поперечного сечения прутка на каждом этапе прокатки. Накопленная истинная деформация после прокатки составила е = 2.7.

Деформацию всесторонней изотермической ковкой для получения относительно равноосной структуры проводили на гидравлическом прессе модели ПА 2638 при температуре 550°С, в интервале скоростей деформации 10^–3–10^–2 с^–1. Суммарная накопленная истинная деформация составила е = 10.5.

Структурные исследования стали проводили методами просвечивающей (ПЭМ) и растровой электронной микроскопии (РЭМ). Тонкую структуру стали исследовали на просвечивающем электронном микроскопе “JEM 2000EX” фирмы JEOL. Параметры микроструктуры определяли методом автоматического анализа картин дифракции обратно рассеянных электронов (EBSD-анализ) на растровом электронном микроскопе “Tescan Mira 3LMH”. Расчет проводился на программном обеспечении CHANNEL 5 с шагом сканирования от 50 до 200 нм. Доля индицированных по шести Кикучи-линиям картин дифракции составила не менее 80% от общего числа измеренных точек. Критерием разделения границ на малоугловые и большеугловые (МУГ и БУГ) служила разориентировка 15°. При этом не учитывались границы с разориентировкой менее 2° из-за недостаточной точности их определения [16].

Статистические испытания на растяжение плоских образцов типа I проводили согласно ГОСТ 1497–84 на универсальном динамометре “INSTRON-1185” при комнатной температуре со скоростью деформации έ = 10^–3 с^–1.

Испытания на ударный изгиб стандартных образцов типа 11 с V-образным надрезом глубиной 2 мм, ориентированным по “тормозящему” (“crack arrester”) типу [17], проводили согласно ГОСТ 9454–78 на инструментированном маятниковом копре “Tinius Olsen IT542M” в интервале температур от 20°С до минус 196°С. С использованием программного обеспечения копра были построены диаграммы ударного нагружения в координатах “нагрузка–перемещение” в интервале температур от 20°С до минус 196°С. По результатам обработки диаграмм нагружения согласно рекомендациям ГОСТ 22848–77 было проведено разделение общей энергии удара (А) на составляющие – работу на зарождение (А_з) и на распространение трещины (А_р). Показатель динамической трещиностойкости (J_id) рассчитывали по методике, описанной в работе [18]:

где B – ширина образца, W – высота образца, a – длина концентратора напряжений (надреза). Механические характеристики усредняли по результатам испытаний не менее 3 идентичных образцов, а величина разброса не превышала ±2.5%.

Фрактографический анализ поверхности разрушения образцов проводили на растровом электронном микроскопе “Tescan Vega 3SBH”.

РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

После контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением структура стали 05Г2МФБТ полностью совпадает с описанной в [19] бейнитной структурой со средним размером зерен 5–10 мкм.

После теплой прокатки сформировалась УМЗ структура с сильно вытянутыми зернами со средним поперечным размером зерен 600 ± 150 нм. В продольном сечении длина волокон составила 20–30 мкм. Частицы карбидов распределены по границам волокон (рис. 1б). В отличие от прокатки, после всесторонней изотермической ковки во всех сечениях структура равноосная со средним размером зерен 800 ± 150 нм, в которых наблюдается повышенная плотность дефектов. Границы зерен в основном имеют вид, характерный для деформированной структуры, то есть широкие и извилистые, имеют повышенную плотность дефектов и отличаются высокой неравновесностью. При этом также присутствуют ровные и тонкие более равновесные границы, типичные для рекристаллизованных зерен.

Проведенный дополнительно EBSD-анализ позволил оценить процессы, прошедшие при разных методах деформационно-термической обработки.

На рис. 2 представлены EBSD-карты микроструктуры стали 05Г2МФБТ после трех разных режимов деформационно-термического воздействия. Наглядно видно, какие изменения произошли в структуре, полученной контролируемой прокаткой, в результате последующей теплой прокатки или всесторонней изотермической ковки.

Приведенные в табл. 2 результаты показали, что после контролируемой прокатки в поперечном и продольном сечении доля МУГ примерно одинаковая и составляет 26 и 28% соответственно, доля специальных границ не превышает 5% в обоих сечениях.

Проведение теплой прокатки при температуре 550°С привело к существенному повышению доли МУГ в стали 05Г2МФБТ до 48% в поперечном сечении, а в продольном до 36%, доля специальных границ изменилась не существенно и возросла до 8% в обоих сечениях. Существенные отличия в доле МУГ в поперечном и продольном сечениях свидетельствуют о неравновесности процессов деформирования при теплой прокатке, а также о дальнейшем измельчении структуры, в том числе за счет формирования субзерен. При этом субструктурное упрочнение происходит интенсивнее в поперечном сечении по сравнению с продольным, что вызвано особенностью схемы деформации. Аналогичная картина наблюдается в низкоуглеродистой стали после ВИК, с той лишь разницей, что в поперечном сечении доля МУГ по сравнению с параметром структуры после теплой прокатки несколько ниже, то есть 45 и 48% соответственно.

При этом из рис. 2 видно, что микроструктура стали после ковки остается незначительно вытянутой перпендикулярно последнему направлению осадки. Отметим, что исследование методом EBSD-анализа, в отличие от проведенных исследований с помощью просвечивающей электронной микроскопии, показало наличие в микроструктуре после теплой прокатки как областей с зернами малого размера, так и крупных вытянутых зерен с развитой субзеренной структурой внутри. В то же время после всесторонней изотермической ковки наблюдается более однородная структура, при этом на фоне вытянутых зерен присутствуют мелкие равноосные зерна той же ориентировки. Такие существенные отличия в структуре после разных схем деформирования обусловлены, по-видимому, различным характером развития процессов динамической рекристаллизации и полигонизации.

Проведенный анализ полюсных фигур (рис. 3) показал, что двухкомпонентная текстура прокатки исходного состояния после теплой прокатки становится более острой, в ней начинает преобладать аксиальная компонента. Это связано с тем, что в использованной схеме деформирования в четырехвалковом калибре отсутствует поперечное “течение” металла, и деформация преимущественно идет вдоль направления прокатки, что и приводит к преимущественному формированию одноосевой компоненты текстуры. При ВИК образцы испытывают деформационное воздействие осадкой со сменой оси деформации на каждом переходе, при этом идет размытие исходной текстуры прокатки и разворот полюсных максимумов по трем осям образца.

Результаты механических испытаний, представленные в табл. 3, показывают, что даже в состоянии поставки сталь имеет высокие значения прочностных характеристик и ударной вязкости. Это обусловлено сформировавшейся в материале при контролируемой прокатке и последующем ускоренном охлаждении бейнитной структурой [20, 21] со средним размером зерен 5–10 мкм, основной вклад в упрочнение вносит измельчение зерен и субзерен.

Проведение дополнительной теплой прокатки привело к повышению значений σ_0.2 и σ_в по сравнению с параметрами в исходном состоянии с 700 до 1000 МПа и снижению величины δ с 21 до 17%. Различия между значениями временного сопротивления разрыву и условного предела текучести в продольном и поперечном сечении не превышают 10%. Напротив, ударная вязкость стали при комнатной температуре после теплой прокатки увеличивается, достигая значения KCV  ²⁰ > 3.38 МДж/м² (полностью не разрушенный образец). Таким образом, формирование волокнистой УМЗ структуры приводит к повышению в 1.5 раза прочностных характеристик стали за счет зеренного, субзеренного и дисперсионного упрочнения.

Сформированная в ходе ВИК смешанная зеренно-субзеренная УМЗ структура, также как и структура после теплой прокатки, повышает прочностные характеристики на 60%, при этом достигается наибольшее соотношение значений σ_0.2/σ_в = 0.97, свидетельствующее о снижении резерва деформационного упрочнения стали и соответственно, ресурса ее пластической деформируемости. При этом по сравнению с исходным состоянием происходит снижение значений относительного удлинения с 21 до 13% и ударной вязкости при комнатной температуре с 3.15 до 2.20 МДж/м².

Проведенные ударные испытания с понижением температуры от комнатной до точки кипения жидкого азота показали, что после ВИК за счет интенсивного деформационного упрочнения стали происходит снижение работы удара и динамической трещиностойкости (рис. 4 и 5) при температурах +20, –40 и –80°С, а также смещение температуры вязко-хрупкого перехода примерно на 20°С в область более высоких температур.

Увеличение дефектности структуры в процессе ВИК понижает способность стали сопротивляться зарождению и распространению трещины, что способствует снижению характеристик ударной вязкости при низких температурах. В то же время при температуре испытания минус 60°С наблюдается аномальный прирост значений А и, особенно, J_id (рис. 4 и 5). В наибольшей степени аномальный прирост характеристик ударной вязкости стали 05Г2МФБТ после дополнительной теплой прокатки наблюдается в интервале температур от –40 до –100°С (рис. 4 и 5).

Следует отметить, что максимум значений работы удара А после теплой прокатки достигается при температуре – 90°С, что соответствует температуре порога хладноломкости после исходной контролируемой прокатки. Подобный аномальный прирост характеристик ударной вязкости авторами [10] объясняется проявлением эффекта “вязкости расслоения” в низкоуглеродистых малолегированных сталях, наблюдаемым при температурах вблизи порога хладноломкости. Преимущества в показателях ударной вязкости стали с волокнистой УМЗ структурой, полученной в результате теплой прокатки, по сравнению с характеристиками стали после исходной контролируемой прокатки и дополнительной ВИК сохраняются и при температуре жидкого азота (рис. 4 и 5).

Обобщая полученные результаты, можно отметить, что в стали 05Г2МФБТ после обработки по различным режимам при ударных испытаниях ниже температуры минус 70°С в зависимости от типа УМЗ структуры реализуются разные механизмы зарождения и распространения трещины, о чем также свидетельствует и фрактографический анализ поверхности изломов. Так, при минус 80°С на диаграммах нагружения четко видно изменение стадийности процессов разрушения ударного образца (рис. 6).

На диаграмме ударного нагружения образцов стали в исходном состоянии при минус 80°С наблюдается хрупкий скачок (рис. 6а), и это сопровождается снижением работы удара и динамической трещиностойкости (рис. 4 и 5) при сохранении преимущественно вязкого ямочного микростроения излома (рис. 7а). В состоянии после теплой прокатки при температуре испытания минус 80°С достигаются наиболее высокие значения работы ударного нагружения (А = 420 Дж) и динамической трещиностойкости (J_id = 2.8 МДж/м²), что хорошо согласуется с типичным для разрушения с расслоениями скачкообразным видом диаграммы ударного нагружения (рис. 6б) и формированием излома “террасного типа” [13] (рис. 7б). Для образцов стали после ВИК, испытанных при температуре минус 80°С, диаграмма нагружения имеет типичный для хрупкого разрушения вид (рис. 6в), а в изломе образца преобладает квазискольный рельеф поверхности роста трещины.

ВЫВОДЫ

1. Исходная бейнитная структура стали 05Г2МФБТ, полученная контролируемой прокаткой, со средним размером зерен 5–10 мкм после теплой прокатки преобразовалась в волокнистую УМЗ структуру со средним размером зерен в поперечном сечении 0.6 мкм. После всесторонней изотермической ковки (ВИК) структура стали становится более равноосной в продольном и поперечном сечениях и характеризуется средним размером зерен 0.80 ± 0.15 мкм. Наибольшая доля БУГ (68–71%) во всех сечениях достигается после контролируемой прокатки, а наименьшая – в поперечном сечении образцов после теплой прокатки (45%) и ВИК (48%).

2. Формирование в стали УМЗ структуры волокнистого и равноосного смешанного типа при проведении теплой прокатки и ВИК приводит к росту прочностных характеристик по сравнению с параметрами в исходном состоянии в 1.6–1.7 раза до уровня соответственно σ_в = 1080 МПа и σ_в = = 1093 МПа при сохранении повышенной пластичности (17% и 13%) и ударной вязкости при комнатной температуре (3.38 и 2.20 МДж/м²).

3. После деформации стали ВИК происходит снижение работы ударного нагружения и динамической трещиностойкости при температурах +20, –40 и –80°С, а также смещение температуры вязко-хрупкого перехода. В то же время в состоянии после ВИК при температуре испытания минус 60°С, наблюдается аномальный прирост значений А и, особенно, J_id.

4. В состоянии после теплой прокатки в интервале температур испытаний –40…–100°С наблюдается аномальный рост работы ударного нагружения и динамической трещиностойкости стали 05Г2МФБТ, который обусловлен формированием волокнистой УМЗ структуры и проявлением эффекта “вязкости расслоения” при температурах вблизи порога хладноломкости.

5. Для изученных режимов деформационной обработки выявлена взаимосвязь между полученными при температуре –80°С характеристиками ударной вязкости стали, видом диаграмм ударного нагружения и микростроением поверхности изломов. В образцах после теплой прокатки выявлен характерный для разрушения с расслоением рельеф излома “террасного” типа.

Исследования выполнены на базе ЦКП ИПСМ РАН “Структурные и физико-механические исследования материалов” совместно с ЦПК “Пластометрия” ИМАШ УрО РАН.

Работа выполнена с использованием средств государственного бюджета по госзаданию ИПСМ РАН и ИМАШ УрО РАН на 2019–2021 годы.