ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2015, том 116, № 8, с. 846-853
СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.15-194:539.25
ЭТАПЫ АУСТЕНИТИЗАЦИИ ХОЛОДНОДЕФОРМИРОВАННОЙ НИЗКОУГЛЕРОДИСТОЙ СТАЛИ В МЕЖКРИТИЧЕСКОМ ИНТЕРВАЛЕ ТЕМПЕРАТУР © 2015 г. Д. О. Панов*, Ю. Н. Симонов*, Л. В. Спивак**, А. И. Смирнов***
*Пермский национальный исследовательский политехнический университет,
614990Пермь, Комсомольский просп., 29 ** Пермский государственный национальный исследовательский университет, 614990 Пермь, ул. Букирева, 15 ***Новосибирский государственный технический университет, 630073 Новосибирск, просп. Карла Маркса, 20 e-mail: mto@pstu.ru Поступила в редакцию 18.07.2014 г.; в окончательном варианте — 11.02.2015 г.
Исследованы процессы аустенитизации при непрерывном нагреве в межкритическом интервале температур низкоуглеродистой стали 10Х3Г3МФ в исходно холоднодеформированном состоянии. Методами дилатометрии, дифференциальной сканирующей калориметрии и просвечивающей электронной микроскопии показано, что процесс аустенитизации исследованной стали включает три этапа. По результатам исследования построена термокинетическая диаграмма образования аустенита стали 10Х3Г3МФ, определены критические точки Ас1 и Ас3, а также температурные интервалы образования аустенита на каждом этапе а ^ у-превращения при нагреве со скоростями от 0.6 до 400°С/с.
Ключевые слова: межкритический интервал температур, аустенитизация, низкоуглеродистая сталь, дилатометрия.
DOI: 10.7868/S0015323015080124
ВВЕДЕНИЕ
Температуры фазовых превращений при нагреве являются важной характеристикой стали для определения режимов термической обработки. Процессы, происходящие при нагреве в области межкритического интервала температур (МКИТ), во многом определяют состояние аустенита в надкритической области (выше Ас3), а, следовательно, свойства и структуру стали после охлаждения.
Исследование процессов в МКИТ сохраняет актуальность со времен Чернова [1] до сегодняшнего дня [2—6], так как эти процессы и явления определяют один их важнейших критериев качества стальных материалов — действительное зерно аустенита, от которого во многом зависят механические и физические свойства изделия. Существует большое количество работ [2—7], которые посвящены процессам образования аустенита в МКИТ в сталях с исходной феррито-перлитной, мартенситной или бейнитной структурой, однако процессы аустенитизации в сталях, имеющих структуру деформированного мартенсита, исследованы недостаточно.
Как известно [2, 4, 5], на процесс аустенитиза-ции оказывает большое влияние скорость нагрева
и исходная структура стали, а именно: наличие кристаллографически упорядоченного состояния, избыточных фаз, высоко- и малоугловых границ, плотность дислокаций.
Перспективные безникелевые стали типа 10Х3Г3МФ [8], относящиеся к классу низкоуглеродистых мартенситных сталей [9], при охлаждении на воздухе с температур горячей пластической деформации закаливаются с образованием структуры пакетного мартенсита. В таком состоянии они обладают хорошей пластичностью, что позволяет реализовывать без трещинообразования высокие степени деформации при комнатной температуре [10].
Для формирования высокого комплекса механических свойств данной стали необходимо проведение термической или механо-термической обработки с аустенитизацией, что делает необходимым изучение процессов формирования аустенита в МКИТ в этих сталях [11].
Таким образом, целью данной статьи является исследование влияния скорости нагрева на положение критических температур Ас1 и Ас3 и на этапы аустенитизации холоднодеформированной стали 10Х3Г3МФ в МКИТ.
Рис. 1. Тонкая структура стали 10Х3Г3МФ в исходно закаленном (а) и холоднодеформированном состоянии (б).
МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Материалом для исследования выбрана низкоуглеродистая сталь 10Х3Г3МФ следующего химического состава (в мас. %): 0.10 С; 2.75 Мп; 2.76 Сг; 0.41 Мо; 0.37 81; 0.19 N1; 0.12 V; 0.002 И; 0.011 8; 0.021 Р.
Исследуемая сталь была выплавлена в электроиндукционной печи на предприятии ОАО "Камасталь", г. Пермь, масса слитка — 40 кг. Полученные слитки прокатывали в пруток диаметром 65 мм и затем перековывали до диаметра 19 мм. При охлаждении на воздухе от температур ковки сталь 10Х3Г3МФ претерпевала мартенситное превращение вследствие высокой устойчивости переохлажденного аустенита.
Для получения холоднодеформированного состояния исследуемую сталь со структурой пакетного мартенсита подвергали деформации при комнатной температуре на радиально-ковочной машине с круга диаметром 19 мм на круг 12 мм, что составило 60%.
Исследование аустенитизациии в МКИТ и определение положения критических точек Ас1 и Ас3 проводили на закалочном дилатометре Linseis L78 ЯЛ.ТА. на цилиндрических образца диаметром 3 мм и длиной 10 мм. Непрерывный нагрев осуществляли со скоростями 400, 90, 20 и 0.6°С/с до температуры 900° С в среде гелия чистотой 99.9999%. Положение критической точки Ас1 исследуемой стали находили по моменту возникновения эндотермического теплового эффекта
а ^ у-превращения, что вызывает рост мощности, потребляемой индуктором дилатометра для поддержания заданной скорости нагрева. Критическую точку ^с3 находили методом отрыва касательной [12].
Калориметрические исследования проводили на дифференциальном сканирующем калориметре STA-449 Jupiter при нагреве со скоростью 0.6°С/с до температуры 900°С в среде аргона чистотой 99.998%.
Для выявления структуры пиков первой производной от дилатометрических кривых и калориметрической кривой нагрева стали использовали программу Fityk.
Исследование механизмов образования и роста зародышей аустенита в МКИТ проводили методом пробных закалок с использованием скоростного нагрева в расплаве олова ( V^aip = 90°С/с), выдержки 20 с и последующей закалки в воде. Температуру нагрева варьировали в интервале 710—810°С. Тонкую структуру образцов после пробных закалок изучали на электронном микроскопе Tecnai 20 G2 TWIN при ускоряющем напряжении 200 В.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
В исходно закаленном состоянии сталь 10Х3Г3МФ имеет пакетно-реечную структуру, что вызвано развитием мартенситного превращения при охлаждении от температур горячей ковки (рис. 1а). Средний поперечный размер рейки в плоскости фольги составляет 325 ± 25 нм.
(а)
150 130 110 90 70
400 500 600 700 800 Температура, °C
(б)
900
U
13
0.2 0 0.2 0.4 0.6
400°C/c
90°C/c 20°C/c 0.6°C/c
400 500 600 700 800 Температура, °C
900
Рис. 2. Дилатограммы (а) и первые производные от дилатометрических кривых (б) стали 10Х3Г3МФ в исходно холоднодеформированном состоянии, полученные при нагреве со скоростями 400, 90, 20 и 0.6°С/с.
После холодной пластической деформации методом радиальной ковки со степенью 60% исходно закаленной стали 10Х3Г3МФ пакетно-ре-ечное строение сохраняется, однако рейки мартенсита в результате деформации искажаются, а внутри них наблюдается формирование дислокационных ячеек (рис. 1б). Средний поперечный размер рейки в плоскости фольги в результате деформации уменьшается до 195 ± 15 нм, а средний размер дислокационной ячейки при этом равен 160 ± 10 нм.
Проведены дилатометрические исследования при непрерывном нагреве стали 10Х3Г3МФ в исходно холоднодеформированном состоянии со скоростями 400, 90, 20 и 0.6°С/с до 900°С и получены дилатограммы в координатных осях абсолютное удлинение (АХ, мкм) — температура образца (Тобр, °С) и зависимости первой производной от дилатометрической кривой (d(АL)/dТобр, мкм/°С) от температуры образца (Тобр, °С), которые представлены на рис. 2.
На представленных дилатограммах (рис. 2а) можно наблюдать, что линейный дилатометрический эффект а ^ у-превращения исходно холод-нодеформированной стали 10Х3Г3МФ при разных скоростях нагрева отличается по величине. Это, по-видимому, связано с сохранением большей плотности дефектов кристаллического строения при больших скоростях нагрева и, следовательно, меньшим линейным эффектом а ^ у-превраще-ния, но нельзя исключить и влияние текстуры [13].
По результатам дилатометрического анализа исследуемой стали определены критические точки Ас1 и Ас3 в зависимости от скорости нагрева, а также сделан анализ зависимостей первой производной от дилатометрической кривой в области МКИТ при нагреве с различными скоростями. Установлено, что эта зависимость имеет сложный профиль и является результатом суперпозиции нескольких пиков от различных процессов.
При анализе структуры профиля первой производной от дилатометрической кривой с разложением на пики использовали кривые Гаусса с асимметрией, что позволило реализовать аппроксимацию профиля с коэффициентом корреляции на уровне 0.99, использование же симметричных кривых не дает таких высоких результатов. Необходимость использования кривых Гаусса с асимметрией обусловлена тем, что на а ^ у-превраще-ние накладываются процессы эволюции структуры холоднодеформированной матрицы, и при этом изменяются условия протекания выделенных этапов аустенитизации в МКИТ
В результате анализа сложного профиля первой производной от дилатометрической кривой по температуре обнаружено, что в МКИТ при непрерывном нагреве происходят три процесса, максимумы пиков которых разделены по температуре, а сами пики частично накладываются друг на друга (рис. 3а).
Положение критических точек Ас1 и А^, а также температур начала и окончания каждого процесса также представлены на термокинетической диаграмме образования аустенита стали 10Х3Г3МФ в исходно холоднодеформированном состоянии на рис. 4.
На термокинетической диаграмме показано, что при увеличении скорости нагрева от 0.6 до 400°С/с наблюдается расширение МКИТ из-за снижения критический точки Ас1, а положение Ас3 при этом остается практически неизменным (рис. 4). Так, при увеличении скорости нагрева до 90°С/с наблюдается снижение критической точки Ас1 на 82°С, а нагрев со скоростью 400°С/с вызывает снижение Ас1 на 146°С относительно нагрева со скоростью 0.6°С/с.
(а)
650 700 750 800 Температура образца, °С (б)
850
700 750 800 Температура, °С
850
950 900 С850
О
а, 800 р
ату 750 а
пер 700
ем650 Т
600 550 500
1
10
100 1000
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.