Влияние легирующих элементов на прочностные характеристики трубных сталей

1. Влияние легирующих элементов на прочностные характеристики трубных сталей

 

При производстве высокопрочных трубных сталей используются различные системы легирования . Вводимые в высокопрочные трубные стали легирующие элементы можно разделить на два вида: одни элементы способствуют повышению устойчивости переохлажденного аустенита по первой ступени и тем самым способствуют образованию низкотемпературных продуктов распада аустенита (бейнита, мартенсита). Другие химические элементы являются микролегирующими и используются, в основном, для дисперсионного упрочнения выделяемых карбидных фаз.

Одним из ключевых моментов, определяющих эффективность действия легирующих элементов, правильность подобранной композиции, является регламентированная устойчивость переохлажденного аустенита. При низком содержании углерода (до 0,05 %) в гетерофазных трубопроводных сталях высоких групп прочности (Х65…Х80) необходимая устойчивость переохлажденного аустенита обеспечивается Mn, Mo, Cr и Ni. Особенно эффективно увеличивают устойчивость переохлажденного аустенита Mo и Mn, несколько слабее Cr и Ni, а также микродобавки V, Nb, находящиеся в твердом растворе [5, 6].

Влияние Ni слабее, чем Mn, и его содержание в высокопрочных сталях желательно поддерживать в пределах 0,20…0,30 % или чуть выше для создания необходимой вязкости при низких температурах. Повышение содержания Si сверх обычных 0,20…0,40 % вызывает чрезмерное твердорастворное упрочнение и усиливает действие Al, “выталкивая” азот и углерод из твердого раствора. Алюминий добавляют для образования нитрида AlN, который сдерживает рост зерна аустенита, тем самым обеспечивает формирование мелкозернистой структуры [5].

Кремний, являющийся ферритообразующим элементом, ухудшает вязкопластические свойства, но в то же время он приводит к твердорастворному упрочнению. Кремний и алюминий ускоряют процесс образования избыточного феррита, Mn и Ni замедляют этот процесс, тем самым увеличивается технологичность. Марганец, способствующий твердорастворному упрочнению феррита, повышает прочность и вязкость сварного соединения основного металла [6].

Микродобавки Nb, V, Ti действуют на кинетику распада переохлажденного аустенита неоднозначно. Присутствующие в аустените нерастворившиеся частицы МеС ускоряют распад аустенита, так как они связывают часть атомов углерода и являются подложками для зародышей феррита. В то же время атомы V, Ti и особенно Nb, в силу значительного размера его атома, находясь в твердом растворе, тормозят диффузионное перераспределение углерода в переохлажденном аустените и тем самым сдерживают его распад по I ступени [6].

Карбиды и нитриды ниобия имеют одинаковую кубическую решетку и взаимно растворимы, что определяет высокую вероятность выделения карбонитридов при обработке. В то же время нитриды титана TiN формируются при высоких температурах в процессе кристаллизации расплава, а карбиды Nb и V формируются позже [7, 8]. Наличие карбонитрида титана (ниобия) сдерживает рост аустенитного зерна при нагреве под прокатку. При последующей обработке микролегирующие элементы эффективно замедляют рекристаллизацию деформированного аустенита, которая наблюдается ниже 900 °C, и приводит к распаду нерекристаллизованного аустенита. Этому способствует либо выделения на границах карбонитрида ниобия либо инициированное деформацией выделение дисперсных частиц. Также они тормозят рост новой фазы на межфазной границе за счет выделения дисперсных выделений вследствие превращения или деформации. При горячей прокатке и последующем охлаждении они выделяются на границах зерен (субзерен) аустенита и на мигрирующей границе аустенит/феррит и особенно интенсивно на дислокациях в феррите. При этом чем ниже температура выделения, тем дисперснее частицы выделяющихся фаз (вплоть до 100 Å) [9].

Ведущая роль в формировании низкотемпературных продуктов превращения аустенита отводится марганцу, содержание которого составляет 0,8…1,5 %, а в ряде случаев достигает 2,0 %. Однако чрезмерное легирование марганцем имеет ряд недостатков, связанных в первую очередь, с его повышенной способностью к ликвации. Для подавления ликвации при повышенном содержании марганца в современном металлургическом производстве применяется электромагнитное перемешивание жидкой стали и ее ускоренная кристаллизация.

Повышение устойчивости переохлажденного аустенита также достигается за счет увеличения содержания Cr до 0,4…0,8 %, который распределяется в слитке более равномерно, чем Mn [7].

Медь вызывает дисперсионное твердение в сталях, её количество в углеродистых сталях поддерживается на уровне 0,25…0,50 % [10].

Как легирующий элемент, медь не влияет на процессы карбидообразования, ее действие сказывается в первую очередь на γ→α-превращении в процессе закалки. Влияние меди на процессы превращения переохлажденного аустенита не очень велико [10]. При введении меди общий максимум превращения для перлитной и промежуточной областей несколько смещается в сторону более продолжительного времени, в то время как температура МН практически не изменяется, что увеличивает прокаливаемость. Даже незначительные присадки меди – от 0,1 до 0,2 % – заметно повышают прокаливаемость нелегированной инструментальной стали. Для уменьшения чувствительности к образованию поверхностных трещин при термообработке в стали вводят никель примерно в том же количестве, что и медь [10].

Весьма перспективно повышение в трубных сталях содержания Мо от 0,08…0,10 до 0,25...0,50 %, который, благодаря сильному торможению диффузионных процессов, действует многогранно [5]:

• эффективно повышает устойчивость переохлажденного аустенита, препятствуя выделению полигонального феррита и перлита, что благоприятствует образованию бейнита, островков мартенсита и остаточного аустенита;
• способствует выделению частиц МеС в аустените и феррите, сдерживая их разупрочнение после горячей деформации.

Легирование низкоуглеродистых сталей Mn, Cr и, особенно, Мо приводит к тому, что I ступень распада переохлажденного аустенита смещается вправо и появляется возможность при ускоренном охлаждении (со скоростями выше 12 оС/c) исключить образование перлита и сформировать структуру, состоящую из полигонального феррита и бейнита (реечного феррита), а также мартенсита при большей интенсивности охлаждения (рисунок 1.3). Соотношение между этими структурными составляющими определяется составом стали (точнее составом переохлажденного аустенита), скоростью охлаждения в температурном интервале распада аустенита, которую в частности, косвенно удается регулировать путем изменения температуры окончания ускоренного охлаждения [3].

 

феррит: РФ – реечный, ИФ – игольчатый, ЗФ – зернистый, ПФ – полигональный; П – перлит, ВП – вырожденный перлит

 

Рисунок 1.3 Термокинетическая диаграмма распада переохлажденного аустенита малоуглеродистой микролегированной стали 0,025 % C - 1,56 % Mn - 0,24 % Si - 0,32 % Mo - 0,04 % Nb - 0,02 % V [11]

 

Таким образом, вплоть до недавнего времени основу высокопрочных  трубопроводных сталей составляет Mn-Mo-Nb-V-(Ti) композиция, то есть стали с повышенным содержанием Mn (до 2 %) и пониженным содержанием Мо (до 0,2 %), микролегированные V, Nb и Ti, а также Cu. Причем разные производители легируют стали теми или иными элементами в различных количествах [1].

2. Дисперсионное упрочнение низколегированных сталей путем выделения в них дисперсных карбидонитридных фаз.

Образование дисперсных карбонитридных фаз при охлаждении возможно из аустенита и в большей степени из феррита из-за значительно меньшей растворимости углерода и азота в феррите по сравнению с аустенитом.

В сталях с ванадием или ниобием (молибденом) еще до начала γ→α-превращения в аустените образуются дисперсные выделения МеС с кристаллической решеткой NaCl, дифракционные картины от которых рассчитываются как от фазы с ГЦК-координацией. По характеру расположения эти выделения можно разделить на два типа: к первому типу относятся относительно крупные частицы в форме тетраэдров или неправильной кубической формы, располагающиеся в виде однорядных цепочек с большими интервалами между отдельными частицами; ко второй – мелкие частицы кубической формы в виде извилистых цепочек или многорядных строчек [9].

Карбиды МеС первого типа размером r = 500…2000 Å образуются по границам аустенитных зерен. Выделения МеС второго типа располагаются в объеме аустенитного зерна и зарождаются на линиях дислокаций, дефектах упаковки (r = 50…300 Å) или по границам субзерен (r = 300…600 Å). С понижением температуры размеры карбидных частиц уменьшаются [9].

В аустените наблюдаются частицы преимущественно кубической формы небольшого размера, а в феррите – пластинчатые частицы гораздо больших размеров, чем выделяющиеся в аустените. При диффузионном превращении процесс образования карбида ванадия будет происходить в несколько стадий: 1) в переохлажденном аустените; 2) в избыточном феррите; 3) в феррите эвтектоида.

Форма и размеры карбидных частиц, решетка которых ориентационно связана с решеткой матрицы, обусловлены размерным и структурным соотношением обеих кристаллических решеток, вследствие чего форма частиц одного и того же карбида, образующегося в аустените и феррите, различна. Так, в аустените частицы VC; NbC; (Mo, Fe)23C6 имеют кубическую форму, в феррите – пластинчатую. После потери когерентности с матрицей форма и размеры карбидных частиц обуславливаются типом дефектов, на которых они образуются.

Процессы карбидообразования в аустените в сталях с ниобием и ванадием весьма интенсивно протекают уже при содержании десятых долей процентов этих элементов в стали (более 0,1…0,2 %). В сталях с молибденом и хромом даже при большом содержании этих элементов (2,11 % хрома и 8,68 % молибдена) карбидообразование в аустените происходит менее интенсивно [9].

Комплексные карбонитриды. Наиболее высоким комплексом свойств обладают мелкозернистые низколегированные стали, упрочненные при совместном введении в сталь азота и карбонитридообразующих элементов – ванадия, ниобия, титана и алюминия [9].

Основную часть выделений при самых высоких температур составляет TiN, в то время как следующим выделением при более низких температурах является преимущественно Nb(C, N). Первичные выделения, образующиеся в аустените, являются сложными (Ti, Nb)-нитридами [7].

Высокодисперсные выделения TiN после разливки обеспечивают измельчение микроструктуры. Карбиды ванадия и ниобия выделяются на этих частицах, образовавшихся при более высоких температурах.

В сталях типа 05Г2МБ сравнительно крупные выделения, по данным локального РСА, являются комплексными соединениями Ti, Nb (C, N), имеющие кубическую форму (рисунок 1.5 а). Атомы ниобия расположены, в основном, на периферийном участке выделения, хотя небольшое количество их присутствовало в центре частицы.

 

                                  а                                                        б

 

Рисунок 1.5 Частица комплексного карбонитрида Ti, Nb (C, N), захваченная в экстракционную реплику (а) и локальная спектрограмма с нее (б) [8]

 

 

 

 

1. Морозов Ю.Д. Высокопрочные трубные стали нового поколения с феррито-бейнитной  структурой  /  Ю.Д.  Морозов,  М.Ю.  Матросов, С.Ю. Настич, А.Б. Арабей // Металлург. 2008. №8. С. 39…42.
2. Фарбер  В.М.  Пути  повышения  конструктивной  прочности  труб  /  В.М. Фарбер // Достижения в теории и практике трубного производства: [сб.научных трудов]. Екатеринбург: ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ», 2004. С.390…394.
3. Гольдштейн М.И.  Специальные  стали:  учебник / М.И. Гольдштейн, С.В. Грачев, Ю.Г. Векслер. М.: МИСИС, 1999. 408 с.
4. Гольдштейн М.И. Диспресионное упрочнение стали / М.И. Гольдштейн, В.М.Фарбер. М.: Металлургия, 1979. 208 с.
5. Лагнеборг  Р. Роль ванадия в микролегированных сталях / Р. Лагнеборг, [и др.]. Екатеринбург: Государственный научный центр РФ «Уральский институт металлов», 2001. 107 с.
6. Гольдштейн М.И. Диспресионное упрочнение стали / М.И. Гольдштейн, В.М.Фарбер. М.: Металлургия, 1979. 208 с.
7. Попова Л.Е. Диаграммы превращения аустенита в сталях и β-раствора в сплавах титана: справочник термиста / Л.Е. Попова, А.А. Попов. М.: Машгиз, 1991. 503 с.