ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2009, том 108, № 2, с. 161-168
СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ^^^^^^^^^^ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.15-194.55:536.425
ФАЗОВЫЕ И СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В НИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ МАРТЕНСИТНЫХ СТАЛЯХ
© 2009 г. Л. М. Клейнер*, Д. М. Ларинин*, Л. В. Спивак**, А. А. Шацов*
*Пермский государственный технический университет, 614600 Пермь, Комсомольский просп., 29 **Пермский государственный университет, 614990 Пермь, ул. Букирева, 15 Поступила в редакцию 28.05.2008 г.
Исследовано влияние состава низкоуглеродистой стали на фазовые и структурные превращения при нагреве, в изотермических условиях и непрерывном охлаждении. Изучено влияние легирования карбидообразующими элементами на размер зерна аустенита. Установлена связь между отпуско-устойчивостью и механизмом образования низкоуглеродистого аустенита. Показано влияние нагрева на температуры фазовых переходов при охлаждении.
РДСБ: 81.40.-z, 81.30.Kf
ВВЕДЕНИЕ
Низкоуглеродистые мартенситные стали (НМС) представляют собой сложнолегированный сплав, содержащий хром, никель, марганец, молибден и часто сильные карбидообразующие элементы. Принципиальным преимуществом НМС является возможность получения пакетного мартенсита повышенной конструкционной прочности при замедленном охлаждении крупных сечений.
Для реализации высокой работоспособности необходимо обеспечить устойчивость аустенита во всем интервале температур диффузионных превращений и исключить охрупчивание.
Содержание хрома обычно выбирают 2-3%, так как отношение хром/углерод (вес. %) для исключения бейнитного превращения должно составлять не менее 35 [1, 2]. Введение сильных карбидообразующих элементов, например титана, может изменять это соотношение [3, 4]. Следующим шагом в развитии данного подхода должна стать оценка роли элементов и их совместного влияния, например, через коэффициенты эквивалентной концентрации хрома.
В низкоуглеродистых марганецсодержащих сталях возможно образование микрообъемов, обогащенных и обедненных марганцем как при нагреве в а-области, так и при охлаждении в у [5-7]. Даже при низких температурах, когда диффузия легирующих элементов заторможена, перемеще-
ние атомов марганца на малые расстояния возможно [5]. Этого оказывается достаточно для того, чтобы в сплаве сформировались два типа областей - обедненных и обогащенных марганцем.
Внутри обогащенных марганцем зон происходит процесс частичной замены металлических связей атомов твердого раствора на ковалентные [8]. Такое расслоение твердого раствора приводит к повышению степени локализации межатомной связи в микрообъемах, обогащенных марганцем, увеличению сил Пайерлса - Набарро, следовательно, затруднению пластической деформации. Кроме того, из-за различия атомных радиусов марганца и железа (1.30 и 1.24 А) возникает несоответствие параметров решетки матрицы и обогащенных зон [8], что также затрудняет движение дислокаций и способствует охрупчиванию материала. К подобному выводу пришли авторы работы [9], которые проводили исследования на среднеуглеродистых сталях, содержащих от 0.36 до 0.73% Мп. Концентрация марганца после отпуска повышалось на границах до 9% и более. В изломах образцов из стали 38Х2Н2МА концентрация Мп была значительно ниже, чем в сталях 40 и 38ХМА, что позволило сделать предположение о благоприятном влиянии никеля [9]. Аналогичный эффект был обнаружен и в работе [8]: при замещении части марганца (сталь Г8) никелем степень охрупчивания уменьшалась, и для
Таблица 1. Химический состав сталей, мас. %
Марка стали I С Мп 81 Сг № Мо V № § Р~"
07Х3ГНМ 0.07 093 027 325 106 0.2 0.05 - 0.009 0.008
17Х2Г2Н 0.17 1.84 0.30 2.46 1.08 0.04 0.02 - 0.008 0.019
12Х2Г2НМФБ 0.15 2.07 0.31 2.39 1.48 0.53 0.14 0.14 0.008 0.016
Рис. 1. Тонкая (а) и микроструктура (б) низкоуглеродистого пакетного мартенсита.
стали, содержащей менее 1% Мп (сталь Н8), провал ударной вязкости не наблюдался при испытаниях в стандартных условиях. Это означает, что концентрация марганца не должна быть существенно более 1.5-2%, при одновременном легировании никелем, а в стали, не легированной никелем, с феррито-перлитной структурой - до 1.5%, с феррито-бейнитной до 1.9% [10]. Вместе с
тем, для упрочнения а-фазы концентрация марганца в низкоуглеродистых сталях должна превышать 1-1.5%, при одновременном содержании не менее 0.06% №> [11].
Ниобий сильней других карбидообразующих (титана и ванадия) элементов тормозит рост зерна [11], а совместное введение ниобия и ванадия обеспечивает упрочнении еще и за счет дисперсионного твердения. Современные исследования низкоуглеродистых сталей с преимущественно ферритной, феррито-перлитной и феррито-бейнитной структурой направлены не на поиск состава (ясно, что в низколегированных марганцевых сталях предпочтительно иметь добавки ванадия и ниобия), а на изучение процессов, происходящих в материалах [7, 10-13].
Введение в сталь некарбидообразующих элементов, как правило, провоцирует охрупчивание при несколько более высоких температурах, чем происходит расслоение твердого раствора, содержащего марганец. В первую очередь это касается никеля [14-18], и в меньшей степени кремния [19, 20]. Никель увеличивает количество атомов вредных примесей на границах, что усиливает склонность к хрупкому разрушению. Поэтому концентрация никеля должна быть ограничена 1-1.5%. Присутствие никеля важно еще и потому, что в тройной системе железо-марганец-никель в достаточно широких интервалах варьирования концентраций расслоение твердого раствора не наблюдали (правда, речь шла об иных концентрациях никеля и марганца по сравнению с НМС) [21].
Присутствие в стали нескольких десятых долей молибдена весьма полезно как для исключения диффузионного распада, так и для предотвращения охрупчивания.
Таблица 2. Значения критических точек сталей, определенных различными методами при непрерывном нагреве и охлаждении со скоростью 10°С/мин
Марка стали Метод исследования Нагрев Охлаждение
Температура на-грева,°С Лх Ас3 Область выделения альфа-фазы Мн Мк
начало конец
07Х3ГИМ Магнитометрия 1000 - - - - 500 -
ДСК 900 715 825 - - 500 420
1000 715 825 - - 515 410
17Х2Г2И Дилатометрия 920 710 840 - - 400 260
ДСК 1150 715 840 825 790 545 305
12Х2Г2ИМФБ Дилатометрия 920 710 840 - - 340 170
Магнитометрия 1000 - - - - 370 -
ДСК 900 705 850 - - 360 275
1000 700 845 - - 375 280
1150 705 835 800 765 525 290
Температура, °С
Время, с
Рис. 2. Диаграммы изотермического превращения аустенита НМС: а - 17Х2Г2Н; б - 12Х2Г2НМФБ.
Итак ясно, какими элементами и в каком количестве следует легировать низкоуглеродистые стали.
Цель работы: исследование фазовых превращений в НМС различных систем легирования при непрерывном охлаждении и в изотермических условиях.
МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЙ И ЭКСПЕРИМЕНТОВ
В качестве материала исследования были выбраны три стали: широко используемая в промышленности НМС 07Х3ГНМ [22-24], сталь без сильных карбидообразующих элементов 17Х2Г2Н и НМС 12Х2Г2НМФБ [25], легированная в соответствие с вышеописанными принципами.
Образцы стали 07Х3ГНМ вырезали из листовой заготовки толщиной 5.5 мм, сталей 17Х2Г2Н
и 12Х2Г2НМФБ - из прутков 019 мм, закаленных на воздухе после горячей деформации. Химический состав сталей приведен в табл. 1.
Исследования фазовых превращений проводили магнитометрическим, дилатометрическим и калориметрическим методами.
Магнитометрические исследования при непрерывном нагреве (охлаждении) и в изотермических условиях проводили на модернизованном анизометре Акулова, позволяющим регистрировать появление малого (от 0.5%) количества магнитных фаз, с записью сигнала на ПЭВМ. Критические точки определяли с помощью дифференциального дилатометра Шевенара (в качестве эталона использовали сплав Х20Н80). За начало превращения принимали температуру, при которой происходит отклонение дилатометрической кривой от прямолинейного участка в ходе нагре-
:
(б) *
ш ■
50 мкм
Рис. 3. Структура НМС 17Х2Г2Н после изотермического распада аустенита по нормальному (а) и сдвиговому (б) механизмам.
ва/охлаждения образца. Температуру завершения превращения определяли по первой точке кривой, лежащей на прямолинейном участке (для контроля и сопоставления данных с другими исследователями применяли также метод пересечения касательных к экспериментальным кривым с разными углами наклона).
Фазовые переходы изучали при непрерывном нагреве и охлаждении методом дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) на приборе STA 449 C Jupiter. Исследования проводили на небольших (до 3 г) навесках в среде аргона. Скорости нагрева и охлаждения составляли 10°С/мин. Прибор в начальной фазе измеряет разницу температур образца и эталона (пустого тигля), расположенных на изготовленном из платины сенсоре.
Так как теплоемкость тигля с образцом отличается от теплоемкости пустого тигля (эталона), то всегда существует постоянное различие их температур при прочих равных условиях. Это различие возрастает, когда в образце идут процессы с поглощением или выделением тепла. Программное обеспечение по величине разницы температур позволяет оценить тепловой поток (Дж/с или мВт) на единицу веса образца. Фазовые переходы, происходящие в образце, на кривой зависимости теплового потока от температуры отображают локальные экстремумы. Если перед превращением происходят подготовительные процессы, сопровождающиеся выделением (поглощением) тепла, то пик размывается по шкале температур, а отклонение от монотонного хода линий может происходить при температуре, не соответствующей началу фазового перехода. Для увеличения точности за начало (завершение) превращения принимали температуру, при которой наблюдали перегиб на производной кривой ДСК.
Структуру травленых в теплом (60-70°С) насыщенном спиртовом растворе пикриновой кислоты с добавкой додецилсульфата натрия шлифов изучали на микроскопе "КеорИо1-32" при увеличениях до 1000 крат. Тонкие фольги просматривали в электронных микроскопах ЭМ-125 при ускоряющем напряжении 100-125 кВ и ШМ-200СХ при ускоряющем напряжении 160 кВ.
РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТОВ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
В исходном состоянии структура
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.