СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.15-194:539.25
ОСОБЕННОСТИ ПРОЦЕССОВ ОБРАЗОВАНИЯ АУСТЕНИТА В МЕЖКРИТИЧЕСКОМ ИНТЕРВАЛЕ ТЕМПЕРАТУР В ИСХОДНО ЗАКАЛЕННЫХ НИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЯХ РАЗНЫХ СИСТЕМ ЛЕГИРОВАНИЯ
© 2011 г. |Л. Ц. Заяц*, Д. О. Панов*, Ю. Н. Симонов*, А. Н. Балахнин*, А. И. Смирнов**, И. Л. Яковлева***
*ГОУВПО "Пермский государственный технический университет", 614990г. Пермь, Комсомольский пр., 29 **ГОУВПО "Новосибирский государственный технический университет", 630092 Новосибирск, пр. К. Маркса, 20 ***Институт физики металлов УрО РАН, 620990Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18
Поступила в редакцию 03.03.2011 г.; в окончательном варианте — 25.04.2011 г.
Исследованы фазовые и структурные превращения при нагреве в исходно закаленных низкоуглеродистых сталях 12Х2Г2НМФТ и 12ХН3А в области межкритического интервала температур. Показана зависимость ширины области МКИ от скорости нагрева исходно закаленных сталей. Изучены структура и свойства сталей после скоростной аустенитизации и изотермической выдержки в МКИ. Показано, что в обеих сталях образование аустенита происходит по мартенситному механизму, а дальнейшее развитие зародышей определяется преимущественными путями диффузии углерода.
Ключевые слова: низкоуглеродистые стали, аустенитизация, межкритический интервал температур, диффузионная релаксация, активность углерода, отпускоустойчивость, рекристаллизация, пакетный мартенсит, двойникованный мартенсит.
ВВЕДЕНИЕ
Одной из наиболее актуальных проблем современного металловедения являются вопросы повышения прочности и надежности материалов металлических конструкций и деталей машин. Уровень механических свойств материала определяется, в первую очередь, его структурой. Наиболее распространенным в современной промышленности конструкционным материалом является сталь. Такие особенности строения стали как размер зерна, субструктура, кристаллографическая текстура, однородность по химическому составу определяются характеристиками аустенита, сформировавшегося в результате фазовых и структурных превращений при нагреве выше критических точек. Аустенитизация при нагреве включает в себя: образование и рост зародышей аустенита в области межкритического интервала температур (МКИ), процессы рекристаллизации аустенита, процессы выделения и растворения карбидной фазы в аустените и т.д.
Фазовыми и структурными превращениями в области МКИ определяются такие явления, как фазовая и структурная наследственность и последующая рекристаллизация аустенита [1, 2]. Реализация этих явлений в стали при термической обработке в определенной последовательности может привести к существенному диспергированию структуры [3].
В работе [4] показано, что в сталях, в зависимости от дефектности исходного состояния, возможно получение метастабильного аустенита и изменение условий процессов аустенитизации. Авторами [5] доказана принципиальная возможность наследования дефектов исходной а-фазы аустенитом при а ^ у-превращении.
Таким образом, создание неравновесных состояний аустенита позволяет путем последующей рекристаллизации диспергировать структуру стали [6]. Однако, это возможно только при сохранении высокой плотности дефектов кристаллического строения вплоть до начала аустенитизации.
В двухфазной области (МКИ) существенную роль играют процессы диффузионного перераспределения углерода и легирующих элементов, что может сказаться на изменении термической стабильности фаз [7], а, следовательно, и на технологичности материала и уровне механических свойств. Для снижения кинетических возможностей расслоения системы по химическому составу за счет диффузионных механизмов необходимо уменьшить химическую неоднородность исходной структуры и легированием повысить стойкость стали к диффузионной релаксации. Это позволит получить однородный по легирующим элементам и углероду аустенит к моменту выдержки в надкритической области.
Химический состав исследуемых сталей
Марка стали Содержание элемента, мас. %
С Si Mn Cr Ni V Ti Mo S P
12Х2Г2НМФТ 0.12 0.19 2.23 2.38 1.38 0.09 0.02 0.43 0.005 0.008
12ХН3А 0.11 0.24 0.37 0.65 3.01 - - - 0.008 0.007
Относительной химической однородностью обладает структура низкоуглеродистого пакетного мартенсита. Высокой стойкостью к диффузионной релаксации при охлаждении обладают некоторые низкоуглеродистые мартенситные стали, например 12Х2Г2НМФТ что проявляется в аномально высокой устойчивости переохлажденного аустенита в областях перлитного и бейнитного превращений, т.е. при температурах, где развиваются превращения с участием диффузионных процессов [8]. Это позволяет в широком интервале варьирования темпера-турно-временных параметров охлаждения получать структуру пакетного мартенсита. Такие явления наблюдаются в сталях со сбалансированным или системным легированием, в которых существенно снижена активность углерода [9]. Обратный случай наблюдается в стали 12ХН3А [10], в которой устойчивость переохлажденного аустенита несопоставимо ниже, чем в стали 12Х2Г2НМФТ, что является следствием высокой активности углерода в присутствии никеля и недостатка карбидообразующих элементов [11]. Вследствие значительных отличий процессов, протекающих в сталях разного химического состава при распаде переохлажденного аустенита, на первый план выходит проблема системного легирования. Для дальнейшего развития представлений о фазовых превращениях в сталях различных систем легирования необходимо исследование процессов, протекающих при нагреве таких сталей.
Данная статья посвящена изучению процессов аустенитизации в изотермических условиях и при непрерывном нагреве исходно закаленных низкоуглеродистых сталей 12Х2Г2НМФТ и 12ХН3А, которые обладают различной стойкостью к диффузионной релаксации.
МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ
Влияние системы легирования на фазовые и структурные превращения в области МКИ оценивали на исходно закаленных образцах в форме шайб диаметром 20 мм и толщиной 3 мм из сталей 12ХН3А (система с повышенной активностью углерода) и 12Х2Г2НМФТ (система с пониженной активностью углерода). Химический состав данных сталей приведен в таблице.
Исследование кинетики образования аустенита в условиях изотермических выдержек и непрерывно-
го нагрева проводили в центре коллективного пользования ГОУ ВПО "УГТУ-УПИ им. первого Президента России Б.Н. Ельцина" при участии к.т.н. М.А. Рыжкова на закалочном дилатометре "Linseis L78". Нагрев под изотермические выдержки производили со скоростью 90°/с до температур 750, 770 и 790°С с выдержкой 15 мин, непрерывный нагрев до 950°С осуществляли со скоростями 0.6; 20; 90°/с.
Исследование процессов скоростной аустени-тизации в МКИ в изотермических условиях проводили с использованием скоростного нагрева в расплаве олова (Унягр = 80—90°/с), коротких выдержек (20 и 300 с) и последующей закалки в воде. Температуру нагрева варьировали в интервале 710—810°С.
Твердость измеряли по методу Роквелла (ГОСТ 9013-59). Результаты измерения твердости получены как среднее арифметическое 3—4 измерений. Экспериментальный разброс измерений составил ± 1 HRC.
Структуру сталей изучали в центре коллективного пользования ИФМ УрО РАН на электронном микроскопе JEM-200CX и центре коллективного пользования ГОУ ВПО "Новосибирский государственный технический университет" на электронном микроскопе Technai 20 G2 TWIN.
РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТА И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Исследование а ^ у-превращения при непрерывном нагреве проводили методами дилатометрии. По дилатометрическим кривым нагрева сталей 12Х2Г2НМФТ и 12ХН3А с различными скоростями построены фрагменты термокинетических диаграмм (рис. 1), где приведены интервалы аустенити-зации исследуемых сталей в МКИ и температуры.
Для обеих сталей при увеличении скорости нагрева наблюдается расширение температурного интервала превращения, что связано со смещением критических точек по температурной шкале: Ас1 — вниз и Ас3 — вверх.
Инициация начала а ^ у-превращения при более низких температурах, т.е. снижение Ас1, с увеличением скорости нагрева вызвана сохранением высокой плотности нерелаксированных дислокаций, поля напряжений от которых не скомпенсированы к моменту начала превращения за счет процессов диффузионной релаксации [12]. Повышение Ас3 при увеличении скорости нагрева вызвано смещением
840
820
О О 800
а,
ур ту 780
а
р
е п 760
м
е
Т 740
720
700
10 100 1000 10000
Время, с
Рис. 1. Фрагменты термокинетических диаграмм образования аустенита для сталей 12Х2Г2НМФТ (сплошные линии) и 12ХН3А (штриховые линии).
40
Исходная твердость
35
О
£
ть,
с
до р
е в
н
30
20
15
710 730 750 770 Температура, °С
790
810
Рис. 2. Изменение твердости закаленных из МКИТ сталей 12Х2Г2НМФТ (сплошная линия) и 12ХН3А (штриховые линии) в зависимости от температуры и времени выдержки.
стадий а ^ у-превращения, контролируемых диффузией, в область более высоких температур [13].
Исследование процессов аустенитизации в двухфазной области проводили методом пробных закалок. С повышением температуры и продолжительности выдержки в МКИ увеличивается доля аустенита, который при последующем охлаждении в воде превращается в мартенсит. В соответствии с правилом аддитивности интегральная твердость образца определяется количеством и твердостью полученных фаз — свежезакаленного мартенсита и отпущенной исходной а-фазы. Так, снижение твердости после закалки из нижней части МКИ свидетельствует о доминировании процессов отпускной релаксации, а последующее повышение твердости с ростом температуры аустенитизации — о значительном увеличении доли аустенита и, как следствие, повышение количества свежезакаленного мартенстита.
Результаты измерения твердости образцов после закалки из МКИ приведены на рис. 2. Анализ приведенных данных показывает, что при температуре 710°С твердость образцов определяется степенью протекания отпускной релаксации, так как по данным дилатометрического анализа Ас1 в обеих сталях выше 710°С, поэтому твердость при увеличении времени выдержки исследуемых сталей снижается. В стали 12ХН3А при 20-секундной выдержке степень релаксации такова, что в ма
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.