Структурная и текстурная наследственность при превращениях в малоуглеродистой низколегированной трубной стали

Для производства труб, используемых для транспортировок газо- нефтепродуктов применяются малоуглеродистые низколегированные стали с ферритной, феррито-бейнитной и бейнитной структурой. Важной особенностью данных сталей является высокий уровень прочностных свойств и высокий уровень трещиностойкости [1, 2].

Вид обработки, применяемый при производстве листов для магистральных трубопроводов, заключается в контролируемой прокатке с управляемым ускоренным охлаждением (TMCP – ThermoMechanical Controlled Processing). Подобная обработка позволяет снизить металлоемкость (толщину стенки трубы) и повысить надежность строящихся магистральных трубопроводов [3]. За счет применения ускоренного охлаждения реализуется переход от феррито-перлитных микроструктур к структурам с преобладанием продуктов промежуточного превращения [2, 4].

Переход на бейнитные и бейнитно-мартенсит-ные структуры сопровождается увеличением проч- ностных свойств и увеличением склонности материалов к разрушению [5]. Возникновение трещин обусловлено особенностями формирования текстуры при обработке листа, что подтверждается их строгой ориентацией вдоль направления прокатки (НП) [6, 7]. Формирование текстуры при TMCP происходит в основном в результате двух последовательно реализованных процессов: горячей деформации аустенита и сдвигового фазового превращения при регулируемом охлаждении. Причем сдвиговое γ→α-пре-вращение реализуется с выполнением определенных ориентационных соотношений (ОС) [8–10].

Вопросы о формировании и взаимосвязи ориентировок при сдвиговых γ↔α-превращениях рассмотрены в работах Н.Ю. Золоторевского и др. [11], В.М. Счастливцева и др. [12], М.А. Штре-меля [13]. В частности показано, что между кристаллитами аустенита и мартенсита реализуются ОС промежуточные между ОС Курдюмова – Закса и Нишиямы – Вассермана (отклонения плоскостей {011}α, от {111}γ составляет 0,5°, направлений 〈111〉α от 〈110〉γ составляет 2,5°) [12, 13].

Отметим, что в результате сдвиговых фазовых превращений, и отсутствия ограничений на места зарождения новой фазы, при α→γ-превращении из одной ориентировки феррита может возникать минимум 12 ориентировок аустенита. При обратном γ→α-превращении из одной ориентировки аустенита также может возникать минимум 12 ориентировок феррита [14, 15]. Таким образом, при двойной фазовой перекристаллизации общее число возникших ориентировок в пределах исходной ориентировки феррита, может составить величину, несколько меньшую 144. Последнее связано с тем, что в силу кубической симметрии системы, часть возникающих ориентировок будут совпадать. Очевидно, что при реализации подобного процесса, невозможно существование какой-либо выраженной текстуры в материале, претерпевшем сдвиговое γ→α-превращение. Однако исследования листов трубных сталей, прошедших TMCP, показывает наличие выраженной текстуры [16, 17].

Появление ограниченного числа ориентировок, в исходно текстурованном материале в результате сдвигового γ→α-превращения, предполагает наличие неких структурных факторов, существенно ограничивающих возникновение всех возможных ориентаций кристаллитов при фазовой перекристаллизации.

Настоящая работа посвящена исследованию закономерностей преобразования текстуры при γ→α-превращении в малоуглеродистых низколегированных сталях, структура которых сформирована в результате ТМСР

Материал и методики исследования

В качестве материалов для исследований использовались образцы малоуглеродистой низколегированной трубной стали 06Г2МБ с бейнитной структурой после контролируемой термомеханической обработки (TMCP).

Образцы представляли собой полную толщину листов (27 мм), характеризовались в пределах класса прочности (К60) близкими уровнями механических свойств.

Образцы подвергались термообработкам с целью получения структур различного типа, таких как: мартенсит, нижний бейнит, верхний бейнит. Для получения мартенсита производился нагрев и выдержка в печи при 1000 °С; затем закаливались в воду. Для получения нижнего и верхнего бейнита производились нагрев и выдержка в печи при 1000 °С и выдержка в соляной ванне при 300 °С (для нижнего бейнита), а при 500 °С (для верхнего бейнита), затем закалка в воду.

На образцах по всей толщине листа приготовлялись металлографические шлифы на плоскости НН-НП (где НН – направление нормали к плоскости прокатки) и проводилось исследование микроструктуры и текстуры.

Электронно-микроскопическое исследование структуры проводились на растровом микроскопе ZEISS CrossBeam AURIGA при ускоряющем напряжении 20 кВ. Для определения ориентировки отдельных зерен и анализа локальной текстуры использовалась приставка EBSD HKL Inca с системой анализа Oxsford Instruments. Шаг сканирования – 0,1 мкм. Погрешность определения ориентации кристаллической решетки – не более ±1° (в среднем ±0,6°). Малоугловые границы между локальными объемами строились на ориентационных картах при разориентациях от 2 до 10°, при разориентациях не менее 10° проводились высокоугловые границы.

При анализе ориентировок в качестве лабораторной принята система координат, оси которой связаны с направлением горячей прокатки при ТМСР ( Х ║НП), нормалью к ее плоскости ( Y ║НН) и перпендикулярным им направлением ( Z ║ПН), которое совпадает с осью валков, так что все три направления образуют правую тройку векторов.

Результаты и их обсуждение

В исходных образцах (после TMCP) фиксировались протяженные области с практически параллельными границами, вытянутыми в НП, толщиной 5…30 мкм (рис. 1, а). Очевидно, что данные области соответствовали деформированным в результате контролируемой прокатки зернам аустенита. Внутренняя структура данных областей в результате γ→α бейнитного превращения является сильно фрагментированной, состоящей из кристаллитов размером 0,5…5 мкм, несколько вытянутых (от 1 : 1 до 5 : 1) под углами порядка 0, 30 и 90° к НП (рис. 1, в, г). Наблюдаемые вариации размеров и форм кристаллитов в сечении соответствующем плоскости шлифа, позволяют предполагать, что в трехмерном пространстве большинство кристаллитов имеет форму мелких линзо- или дискообразных пластин.

Во всех образцах кристаллиты близких ориентаций (как по плоскости, так и по направлению) образовали сравнительно однородные микрообласти. В пределах микрообластей кристаллиты отделены друг от друга преимущественно малоугловыми границами (разориентация менее 10°). Наблюдаемые в данных областях высокоугловые границы разделяют кристаллиты с разориентация-ми не более 20° (рис. 1, в, г).

Выявленная методом EBSD текстура исходных образцов, как в поверхностных, так и в центральном слое, состояла из одних и тех же рассеянных компонент: две сильно выраженные ориентировки из {112} <110> и сравнительно слабой (001) [110] (рис. 1, б, в). Количество ориентировки (001) [110] могло заметно меняться случайным образом в зависимости от места выбора съемки.

В результате термических обработок, включающих двойную фазовую перекристаллизацию: α→γ и γ→α, были получены структуры, которые по

а)

{100}           {110}           {111}

б)

{100}           {110}           {111}

в)

г)

Рис. 1. Микроструктура и текстура листа малоуглеродистой низколегированной трубной стали, полученного контролируемой термомеханической обработкой: а – оптическая металлография; б, в – текстура в виде ППФ {100}, {110},{111}; г – ориентационная карта (EBSD) с НН; г – ориентационная карта (EBSD) с НП (приведен стереографический треугольник с цветовой дифференциацией кристаллографических направлений)

д)

а)                                            б)                                            в)

Рис. 2. Микроструктура стали 06Г2МБ после различных ТО: а – после закалки на «мартенсит»; б – после обработки на «нижний бейнит»; в – после обработки на «верхний бейнит»

данным металлографического анализа (рис. 2) можно трактовать как мартенсит (рис. 2, а), нижний бейнит (рис. 2, б) и верхний бейнит (рис. 2, в). Размеры зерен аустенита, оцененные по окислению его границ вблизи поверхности при термооб- работке, соответствовали размерам областей однородных ориентировок α-фазы в исследуемых образцах после TMCP.

Мартенситная структура характеризовалась высокой однородностью, как в целом, так и в пре- делах бывших аустенитных зерен (рис. 2, а), а также «дисперсным» рельефом, отражающим повышенный уровень остаточных напряжений в виде линий скольжения. Бейнитные структуры характеризовались наличием большого числа мелких «выделений», соответствующих областям бывшего аустенита (рис. 2, б, в), в которых γ→α-превращение реализовывалось в последнюю очередь. В случае более высокой температуры протекания бейнит- ного превращения «выделения» имели заметно больший размер.

В отличие от выделенных морфологических особенностей сформировавшихся структур, выявленная методом EBSD текстура всех образцов демонстрирует существенную большую схожесть, практически, идентичность (рис. 3). Текстура состояла из одних и тех же рассеянных компонент: две сильно выраженные ориентировки, близкие к

а)

б)

в)

г)

д)

е)

Рис. 3. Микроструктура и текстура стали 06Г2МБ после различных ТО: а, б – после закалки на «мартенсит»; в, г – после обработки на «нижний бейнит»; д, е – после обработки на «верхний бейнит»; а, в, д – ориентационные карты с НН; б, г, е – ориентационные карты с НП

{112} <110>, и ориентировка, близкая к (001) [110], которая в разных областях имела различную интенсивность, причем не связанную с типом обработки (рис. 4). То есть текстура всех образцов не зависимо от обработки в основном воспроизводила их исходную текстуру, приобретенную в процессе TMCP.

Во всех образцах ориентировки представлены сравнительно однородными областями, состоящими из кристаллитов, отделенных друг от друга малоугловыми границами. Области имели сравнительно неравновесные («остроугольные») формы в образцах, закаленных на мартенсит (рис. 3, а, б) и более сглаженные – в бейнитных структурах (рис. 3, в–е). Размеры областей однородных ориентировок соответствовали размерам аустенитных зерен.

В образцах с бейнитной структурой внутри больших однородных областей, соответствующих бывшим зернам γ-фазы, наблюдались мелкие области с ориентировками, отличающимися от ближайшего их окружения. Очевидно, что данные области соответствовали мелким «выделениям», в которых γ→α-превращение реализовывалось в последнюю очередь.

Таким образом, в результате проведенного исследования выявлен переход набора основных ориентировок бейнита, сформированного в результате TMCP, через процесс, включающий двойную фазовую перекристаллизацию, в набор

{100}           {110}           {111}

а)

в)

Рис. 4. Текстура стали 06Г2МБ (EBSD) в виде ППФ {100}, {110}, {111}: а – после закалки на мартенсит; б – после обработки на нижний бейнит; в – после обработки на верхний бейнит ориентировок, соответствующих исходным. Подобный механизм воспроизводства текстуры предполагает наличие в структуре материала после ТМСР (точнее, после горячей деформации) неких факторов, ответственных за наследственность.

При горячей прокатке с большой степенью обжатия ε > 90 % по всей толщине листа формируется структура, состоящая из вытянутых в направлении прокатки деформированных зерен. Они должны характеризоваться наличием стабильных при прокатке ориентировок для ГЦК-решетки [18, 19], а именно {110} <001>, две из {011} <111>, две из {112} <111>, две из {112} <111>. После окончания горячей прокатки за счет относительно высоких скоростей охлаждения в металле реализуется сдвиговое γ→α-превращение с выполнением определенных ОС.

В работе [15] показано, что одним из факторов, ограничивающих количество ориентировок при сдвиговом превращении, может являться реализация скольжения в аустените только по определенным системам {111}γ. Выделенность систем скольжения будет заключаться в повышенной плотности дислокаций, и, соответственно, в повышенном уровне полей упругих напряжений в них. В дальнейшем γ→α-превращение должно идти с выполнением ОС, включающим данные плоскости, согласно [15]. Последнее приводит к ограниченному набору возможных ориентировок α-фазы внутри исходного аустенитного зерна.

После реализации γ→α-превращения плоскости {110} α-фазы, входящие в ОС и участвующие в превращении, автоматически должны содержать повышенную плотность дислокаций. То есть в этом случае оказываются выделенными плоскости α-фазы. Данное различие будет сохраняться между всеми плоскостями {110} α-фазы даже, предположительно, после термической обработки. То есть при нагреве α→γ-превращение будет происходить по выделенным плоскостям α-фазы, и, соответственно, формироваться текстура аустенита. При последующем охлаждении по тем же принципам вновь будет формироваться текстура α-фазы.

Выше приведенное рассуждение существенно ограничивает количество возникающих в результате TMCP и/или дальнейшей реализации текстурной наследственности кристаллографических ориентировок, однако не объясняет их малое количество. Например, семь стабильных ориентировок в аустените должны приводить к появлению 9 групп близких ориентировок в продуктах сдвигового превращения.

Кроме того, данная гипотеза не объясняет влияние на механизм текстурной наследственности температурно-временных параметров термических обработок. Во-первых, при нагреве материала, как в феррите, так и в аустените реализуются процессы полигонизации и рекристаллизации, в результате которых вся избыточная плотность дислокаций должна поглощаться.

Таким образом, необходимо еще одно, причем более «мощное» условие для выделения определенных ориентировок при реализации текстурной наследственности. В работе [20] показано, что формирование зародышей сдвигового превращения существенно облегчается на границах двойников как деформации, так и рекристаллизации, т. е. когда данное зарождение происходит на специальной границы Σ3. Следует подчеркнуть, что в алюминии, имеющем ГЦК-решетку, согласно как теоретическим расчетам, так и экспериментальным наблюдениям специальная граница Σ3 обладает минимальной поверхностной энергией [21], т. е. может явиться «хорошей» подложкой для зародыша новой фазы или нового зерна согласно [22]. Согласно [21] также пониженной поверхностной энергией обладает специальная граница Σ11. Также отметим, что специальная граница вблизи температуры фазового перехода может являться источником дислокаций превращения [23].

Кристаллографический анализ, подобный проделанному в работе [24], показывает, что между стабильными ориентировками аустенита с большой долей вероятности формируются специальные разориентации близкие к Σ3 (поворот на 60° вокруг оси <111>║НП; поворот на 70,5° вокруг оси <110>║ПН) и Σ11 (поворот на 50,5° вокруг оси <110>║ПН).

Возможна ситуация когда граница между аустенитными зернами, находящимися в данных разориентациях, после завершения горячей деформации (но до начала контролируемого охлаждения) превратится в специальную границу. Предположительно, в этом случае трансформация решетки при формировании первых зародышей γ→α-превращения может реализоваться не в пределах одного аустенитного зерна, а одновременно в соседних зернах, разделенных «упорядоченной» кристаллографической границей. В результате будут образованы однородные области ферритных кристаллов, связанных двойниковой разориента-цией (или близкой к ней). Подобным механизмом формирования бейнита из деформированного аустенита можно объяснить образование сравнительно малого количества ориентировок в α-фазе и, соответственно, возникновение выраженной текстуры.

Важно подчеркнуть, что возникшие в результате γ→α-превращения парные ориентировки α-фазы, также связаны между собой специальными ориентациями Σ3 и Σ11. Таким образом, если все последующие фазовые превращения в данном материале будут начинаться на специальных границах соответствующих данным специальным разо-риентациям, то становится вполне очевидной текстурная наследственность, которая в действительности сводится к сохранению при каждом фазовом переходе одних и тех же специальных разориента-ций (в данном случае Σ3 и Σ11).

Выводы

Установлено, что в образцах малоуглеродистой низколегированной трубной стали со структурой, сформированной в результате ТМСP, при дальнейшей их термической обработке наблюдается выраженная текстурная наследственность. Она состоит в том, что при обработках стали, включающих двойную фазовую перекристаллизацию α ТМСР →γ→α ТО (где α ТО – бейнит или феррит), в конечной структуре воспроизводится текстура TMCP, в основном состоящая из трех кристаллографических ориентировок близких к двум из {112}<110> и (001)[110].

Отмечено, что средний размер областей с однородными кристаллографическими ориентировками, приобретенными образцами стали в результате ТМСP, также «сохранялся» в результате термической обработки.

Показано, что механизм текстурной наследственности, реализующийся в малоуглеродистой низколегированной трубной стали, может быть реализован через воспроизводство при каждом фазовом переходе специальных разориентаций-специальных границ Σ3 и Σ11. Данные специальные разориентации формируются между стабильными ориентировками аустенитных зерен в процессе горячей прокатки при ТМСР.

Работа выполнена на оборудовании лаборатории «Структурных методов анализа и свойств материалов и наноматериалов» ЦКП УрФУ в рамках проектной темы МОиН РФ (задание № 11.1465.2014/K).

Авторы выражают признательность за содействие программе поддержки ведущих университетов РФ в целях повышения их конкурентоспособности № 211 Правительства РФ № 02.А03.21.0006. Авторы благодарят ПАО «ТМК» за поддержку и содействие в организации исследования.