CC BY
214
УДК 621.785.616:669.045
Е. М. Гринберг, д-р техн. наук, проф., (4872)35-05-81, йпшШБи .tula.ru, (Россия, Тула, ТулГУ)
С. С. Гончаров, канд. техн. наук, доц., (4872)35-05-81, fmm@tsu.tula.ru, (Россия. Тула, ТулГУ)
Д. А. Мова, инженер (4872)35-05-81, fmm@tsu.tula.ru. (Россия, Тула, ТулГУ)
Е. Ю. Ковдаурова, канд. техн. наук, ассистент, (4872)35-05-81, fmm@tsu.tula.ru, (Россия, Тула, ТулГУ)
Е. А. Суровцева, магистр, (4872)35-05-81, fmm@tsu.tula.ru, (Россия, Тула, ТулГУ)
ВЛИЯНИЕ СКОРОСТИ ОХЛАЖДЕНИЯ ПРИ ЗАКАЛКЕ НА СТРУКТУРУ И ТВЕРДОСТЬ СТАЛЕЙ ТИПА Х13 С РАЗЛИЧНЫМ СОДЕРЖАНИЕМ УГЛЕРОДА
На примере сталей 20Х13, 30Х13, 40Х13 показано, что в ходе охлаждения при непрерывной закалке имеет место заметное перераспределение углерода как в аусте-ните, так и в св еже образованном мартенсите. Уменьшение степени неоднородности распределения улерода в закаленной стали обусловлено повышением скорости закалочного охлаждения и легированием углеродсодержащей стали кaрбШooбразyюгцями элементами.
Ключевые слова: углеродосодержащие стали, закалка, мартенситное превращение, стетнь тетрагонсаъноспш мартенсита, отруск стали, микротвердость.
1. Введение, постановка задачи исследования
При закалке углеродсодержащих стаей мартенситное превращение при сходит сдвиговым путем. Однако это не исключает возможности диффузионного перераспределения углерода в аустените в ходе охлаждения до температуры начаа мартенситного превращения (Мн) и даее в образовавшемся мартенсите при охлаждении от Мл до комнатной температуры.
При нагреве стаи под закаку, кк правило, достигается распределение углерода, близкое к равновесному, при выбранной температуре ау-стенитизации. Понижение температуры в ходе охлаждения приодет к нарушению этого равновесия, вследствие чего в ходе охлаждения до точки Мн должно происходить перераспределение углерода. Растворенные в аустените атомы углерода будут метрировать к местам сегрегации (скопления дислокаций, субзеренные и межзеренные границы), соответствующим энергетически более благоприятным позициям, чем межузельные поры в бездефектной решетке у-железа. Учетыва высокую подвижность углерода в аустените в интервае «температура нагрева под закаку - точка начаа мартенситного превращения», можно полагать, что подобное перераспре-
деление должно приводить к существенному изменению первоначаьного распределения углерода.
Очевидно, что степень диффузионного перераспределения углерода к момену достижения точки Мн будет тем больше, чем меньше скорость охлаждения при заклке (при условии, что она всегда остается выше критической скорости закаки для данной марки стали). Следовательно, собственно мартенситное превращение при различной скорости закаки в одной и той же стаи начинается при раличающемся исходном распределении углерода в переохлажденном аустените.
С другой стороны, в мартенсите, обраующемся в углеродистых сталях, процессы перераспределения углерода также поучают заметное рави-тие. Результат этих процессов зависит от возможной протяженности диффузионного пути атомов углерода: упорядочение, образование атмосфер Коттрелла и сегрегация на других дефектах решетки, образование плоски скоплений атомов углерода одноатомной толщины - кластеров, распад мартенсита с обраованием высокодисперсных крбвдов, решетка которых когерентна с решеткой матрицы [1, 2]. При этом в углеродистых и легированных стаях с содержанием углерода менее 0,6 % в виду того, что точка Мн находится при сравнительно высоких температурах, процессы распада мартенсита могут получить существенное равитие уже во время охлаждения в мартен ситном интервае. Очевидно, что уменшение скорости закаочного охлаждени будет способствовать повышению степени распада свежеобраованного мартенсита (т.е. «самоотпуску») в ходе охла-ждени от точки Мл до комнатной температуры. На интенсивность проте-кани самоотпуска должно окзывать влиние и раличие в исходном распределении углерода в момент начаа мартенситного превращения, связанное с раницей в скоростях заклочного охлаждения.
Процессы самоотпуска продолжаются и при вылеживании свежеобразованного мартенсита при комнатной температуре. Перераспределение по междоузлим в пределах элементарной ячейки (упорядочение) при этих условиях заканчивается практически за несколько минут, Для обраовани атмосфер Коттрелла необходима диффузия на достаточно большие расстоя-ни, поэтому при комнатной температуре этот процесс завершается за несколько часов. Процессы двухфаного и однофаного распада мартенсита, связанные с еще большими перемещеними атомов углерода, требуют значительно более длительных выдержек при комнатной температуре [1].
Очевидно, что на степень перераспределения углерода в аустенете и мартенсите кк в ходе закаочного охлаждени, так и при последующей выдержке при комнатной температуре должен окаывать влияние химический состав стали. Это обусловлено раличным характером влияни легирующих элементов на диффузионную подвижность углерода в а- и у - мо-дификциях железа. Исследовани, проведенные на стаях раличных систем легирования [3-5] покааи, что уменьшение возможного диффузион-
ного пути атомов углерода в у и а модификациях железа вследствие повы-шенм скорости охлаждения, и легировани карбид ообразующими элементами способствует снижению полноты перераспределения углерода во время заклочного охлаждения и, как следствие, увеличению однородности распределени углерода в закленной стали.
Содержание углерода в стаи также является одним из факторов, влиющим на его диффузионную подвижность. Повышение концентрации углерода будет оказывать ускоряющее влиние на его диффузию в аусте-ните и мартенсите по двум причинам: вследствие искажений кристаллической решетки при растворении углерода и в связи с увеличением термодинамической активности, опережающим рост концентрации углерода.
В работе [6] был сделан вывод, что сложные изменения, связанные с появлением тетрагональности при мартенситном превращении и ее потерей при частичном отпуске, все же в конечном итоге приводят к линейной зависимости этой характеристики от содержания углерода. Также было сделано предположение, что углеродный фактор оказывает основное влияние на изменение степени тетрагональности составляющих мартенсита малоуглеродистой стаи.
Целью данной работы является исследование влияния скорости охлаждения при закаке и содержания углерода на макро- и микротвердость и степень тетрагональности мартенсита после закаки образцов хромсодержащей стаи с различным содержанием углерода.
2. Материалы и методика эксперимента
В качестве объектов исследования использоваи хромистые стаи мартенситного касса марок 20Х13, 30Х13, 40Х13, химический состав которых представлен в табл. 1. Выбор укзанных стаей позволил установить влиние углерода на формирование свойств после закаки с различной скоростью охлаждения стаей, легированных карбидообразующим элементом (Сг).
Таблица 1
Химический состав сталей
Марка стаи *) Содержание элементов, масс. %
С Сг Б1 Мп Б Р Т1 N1
не более
20Х13 0,19 13,04 0,42 0,46 0,025 0,03 0,2 0,3 0,6
30Х13 0,28 13,50 0,52 0,48 0,025 0,03 0,2 0,3 0,6
40Х13 0,39 12,88 0,33 0,59 0,03 0,025 0,2 0,3 0,6
Для проведения исследований использоваи образцы со следующими размерами: 20Х13 - диаметр 8 мм, длина 10 мм, 30Х13 - диаметр 10 мм, длина 11 мм, 40Х13 - 10-15 мм, толщи ой 5 мм.
Термическую обработку образцов проводили по режимам, включающим закалку в различных средах и отпуск при температурах 100 и 200 0С в течение 1 часа. В качестве закаочных сред применяли минераьное масло и 10 %-й водный раствор КаСІ (далее для краткости - масло и соль). Режим нагрева под закаку (температуру нагрева и продолжительность ау-стенитизации) выбираи из расчета получения равномерного распределения углерода в аустенете. Температура нагрева под закаку составила: для стаи 20Х13 - 1040 оС (Ас - 900 оС), 30Х13 - 1000 оС (Ас - 860 оС), 40Х13 - 1040 оС (Ас3 - 870 оС). Выдержка при этих температурах - 15 мин.
Один из обрацов каждой стаи был подвергнут отжигу, и даее использовася в рентгеноструктурном анаизе ка этаон.
Просмотр и фотографирование микрошлифов производили на оптическом микроскопе ОЬбєгуєг.В1ш при увеличении х500.
Твердость измеряли на приборе ТК-2 в соответствии с ГОСТ 901359. В качестве оценки макротвердости принимаи среднее арифметическое значение из десяти параллельных измерений.
Микротвердость измеряли на приборе ПМТ-3 при нагрузке 1 Нна нетравленных шлифах. Для удаения наклепанного поверхностного слоя применяли многократную переполировку с промежуточными травленими. За результат измерения принимаи среднее из 50 измерений, распределяемых случайным обраом по поверхности шлифа.
Содержания углерода в мартенсите, параметры решетк си а и степень тетрагональности с/а определяли рентгеноструктурным методом на дифрактометре ДРОН-2 с использованием кобальтового Ка-излучения. По измененнию профилей рентгеновских линий (110), и (211) определяли содержание углерода в мартенсите, периоды а и с мартенсита, степень тет-рагонаьности кристалической решетки. Измерения производили на тех же обрацах, на которых предварительно была определена макротвердость.
Учитыва методические особенности проведения экспериментов (удаение обезуглероженного приповерхностного слоя, измерения твердости, подготовка обрацов к проведению измерений), первые измерения микротвердости и съемку рентгеновских линий производились через 1,5-2 часа после завершения соответствующей термической обработки.
Известно, что рентгеновские линии мартенсита расщепляются и представляют собой дублеты. Оценку содержания углерода в мартенсите проводят по величине междублетного расстояния. Однако в низко- и среднеуглеродистых стаях дублет не рарешается, поэтому возможно решение этой задачи по величине физического уширения, так как в исследуемых материаах основной вклад в физическое уширение вносит изменение содержания углерода [7,8]. При этом изменение количества растворенного в мартенсите углерода сопровождается изменением ингеграьной ширины линии дифра ктограммы.
Периоды решетки мартенсита находятся в следующей зависимости от количества содержащегося в нем углерода:
a = 2,866-0,015 p, (1)
с = 2,866 + 0,118p,
где a и с - периоды: решетки мартенсита; р - содержание углерода, % [9].
Соотношения (1) справедливы: только для углеродистых стаей. В
стаях, содержащих, кроме углерода, и легирующие элементы:, возможно
изменение периодов решеток твердых растворов за счет растворения как углерода, так и легирующих элементов. Для исследуемых стаей зависимость периодов решетки мартенсита от количества содержащегося в нем углерода определяется следующими соотношениями:
a = 2,8725 -0,015 p, (2)
с = 2,8725 + 0,118p.
Таким образом, определи содержание углерода в мартенсите и пользуясь зависимостями (1, 2) можно найти периоды: а и с мартене ига и рассчитать степень тетрагонаьности с/а.
Для опре дел єни содержания углерода в мартенсите применили две методики, которые даи сопоставимые результаті. Обе методики основываются на предварительном построении теоретической зависимости меж-дублетного расстояния от содержания углерода в мартенсите - АО =/(С)
[9].
В первом случае за междублетное расстояние принимаи величину физического уширения, рассчитанного по формуле (3):
Р= VБ'2 -B2 , (3)
где В' и В - ширина кривой распре деления интенсивности на половине высоты максимума (полуширина) исследуемого образца и этаона соответственно. За этаон принимася отожженный образец.
Даее, используя график теоретической зависимости АО=/(С), находили содержание углерода в мартенсите и рассчитываи параметры а и с по соотношениям (2) и степень тетрагонаьности с/а.
Во втором случае определяли непосредственно величину между -блетного расстояния. При этом была использована методика учета поправки на междублетность Raj и Ка2 [7,9]. Методика состоит в следующем: соотношение между интенсивностями составляющих дублета тетрагональности равно 1:2 , т.е. такое же, как соотношение между интенсивностями линий Raj и Ка2; следовательно, для определения расстояния между составляющими дублета может быть применена соответствующая зависимость В / В' = / (ô/В' ) [7]. При этом В' - интеграьна ширина лини исследуемого образца, В - интеграьная ширина линии этаона, ô - междублетное расстояние. После определения междублетного расстояния - ô, содержание углерода в мартенсите находят так же, как и в первом случае, по графикам зависимости Ав от содержания углерода.
3. Результаты и их обсуждение.
Использованные в работе заклонные среды обеспечивают скорости охлаждени, превышающие критические скорости закалки для исследуемых сталей. Микроструктурный анализ и результаты измерени макротвердости (табл. 2) подтверждают, что используемые скорости охлажде-ни обеспечивают получение идентичной микроструктуры для каждой стали при заклке в обеих средах, основной структурной составляющей в закаленных образцах всех исследованных сталей является мартенсит.
Таблица 2
Результаты измерения твёрдости ИЯС закаленных сталей
Марка стаи Твердость, НЯС ДИЯС= (ИЯСс - ИЯСм)
Охлаждающая среда
соль масло
20Х13 42,4 41,8 0,6
30Х13 53,3 53,6 -0,3
40Х13 51,3 52,7 -1,4
Разница в значених макротвердости АНКС=НКСс - НЯСм при закалке образцов каждой марки стали в соли и в масле не превышает погрешность измерени. В то же время результаты измерений микротвердости (НУ) исследованных сталей после закалки в различных средах, представленные на рис. 1, указывают на ее закономерную связь со скоростью закалочного охлаждения, кк это наблюдалось и ранее для других сталей как углеродистых, так и легированных [3-5]. Уменьшение скорости охла-ждени при закалке в масле (по сравнению с закалкой в соли) увеличивает временной промежуток существования переохлажденного аустенита и возможность самоотпуска свежеобразованного мартенсита. Это способствует повышению полноты перераспределения углерода, кк в переохлажденном аустените, так и в образующемся мартенсите, что приводит к снижению уровня микротвердости.
Повышение содержани углерода (при аналогичном содержании других элементов), способствующее увеличению его диффузионной подвижности как в аустените, так и в мартенсите, приводит к увеличению степени полноты перераспределения углерода в ходе закалочного охлаждени и при последующей выдержке свежезакаленных образцов при комнатной температуре.
Рис. 1. Микротвердость закаленных сталей
Отпуск закаленно образцов при 100 и 200 оС в течение 1 часа приодет к снижению значений АНУ = НУс - НУм ( рис. 2 ), тем большему, чем выше температура отпуска. Для исследованных сталей разницы в значениях микротвердости, обусловленной изменением скорости охлаждения, при температуре отпуска 200 оС уже не наблюдается. Распад мартенсита при низком отпуске связан с диффузионным перераспределением углерода и сегрегацией его на дефектах решетки с последующим образованием кластеров и дисперсных промежуточных крбидов. Чем выше подвижность углерода в мартенсите при аналогичных условия отпуска, тем выше должна быть степень распада мартенсита.
В силу того, что структурное состояние, создаваемое закалкой, не является стабильным, вылеживание образцов при комнатной температуре должно приводить к снижению микротвердости, возрастающему с увеличением времени вылеживания. Скорость этого процесса зависит как от химического состава стаи, так и от режима предшествующей термической обработки.
Анализ кинетики изменения микротвердости свежезакаленных образцов при вылеживании, проведенный в работах [3-5], показывает, что в первом приближении этот процесс можно разделить на два этапа, на которых интенсивность снижения микротвердости существенно различается. На первом этапе снижение микротвердости происходит с относительно высокой скоростью, тогда как по завершении этого этапа скорость дальнейшего разупрочнения резко падает, и на втором этапе снижение микротвердости происходит с очень малой скоростью.
Для стаей типа Х13 закономерность изменения микротвердости при вылеживании закаенных образцов отличается более сложным характером. Это связано с тем, что в сталях, содержащих до 15 % Сг, в условиях изотермической выдержки при комнатной температуре наблюдается обра-
зование мартене ига [10]. Вследствие этого в этих стаях при вылеживании после закаки будут протекать два процесса, противоположным обраом влияющих на изменение микротвердости: распад ранее обраовавшегося мартенсита (приводящий к уменьшению микротвердости) и обраование новых порций мартене ига (ведущее к ее увеличению). Этой же причиной объясняется и характер изменения микротвердости в зависимости от температуры отпуска, наблюдаемый на рис.2.
Рис. 2. Влияние температуры отпуска на разность значений микротвердости, обусловленную различной скоростью охлаждения при закалке
Результаты рeнтгeнострyлтyрных исследований обрацов хромистых стаей, закаенных в соли, представлен: на рис.3. Полученные значения степени тетрагонаьности в зависимости от содержания углерода в стаи (кк для линий (110), так и для линий (211)), хорошо укладываются на прямую линию. На этом же рисунке приведена анаогична зависимость, полученна в работе [6] для не легированных низко углеродистых стаей после закаки в 15 %-м водном растворе №С1.
Сопоставление результатов, полученных в данной работе и работе [6], свидетельствует о том, что в присутствии 13 % Сг степень тетраго-наьности мартенсита при одинаковом содержании углерода окаывается
существенно выше. При этом с ростом содержания углерода увеличение степени тетрагональности происходит в хромистых сталях с интенсивностью в 2,5 раа выше, чем в анаогичных нелегированных стаях.
В то же время в системе Реа-Сг имеет место неограниченна область твердых растворов. Следовательно, само по себе легирование железа хромом не должно приводить к сильному искажению кристаллической решетки. Полученные данные можно объяснить только наичием взаимодействия между атомами хрома и углерода в мартенсите закаенной стаи.
cd
о
1,02
1,016
1,012
1,008
1,004
у =0,045} :+ 1,000
V' И
2 у=о, Э18х+ 0,999
0,1 0,2 0,3 0,4
Содержание углерода в стали, %
0,5
Рис. 3. Изменение степени тетрагональности с/а от содержания углерода в стали для линии (211): 1 - для хромистых сталей (даннаяработа); 2 - дляулеродистых сталей [6]
Как отмечаось выше, хром, являясь карбидообразующим элементом, будет уменьшать активность и, тем самым, снижать подвижность углерода как в аустените, так и в мартенсите. Прочность связи углерода с атомами карбидообраующих элементов выше, чем с атомами железа, поэтому эти элементы «притягивают» к себе атомы углерода, повыша вероятность нахождения последних в междоузлиях вблизи узлов решетки, занятых атомами карбидообраующего элемента.
Если принять, что при использованных в работе температурновременных параметрах аустенитизации исследованных хромистых стаей достигается полное растворение карбидной фаы и равномерное распреде-
ление хр°ма и углерода в структуре стаи, то эта равномерность распределения должна сохранится для атомов хрома и после закалки.
Что касается углерода, то, как показано выше, как в ходе закаоч-ного охлаждения, так и при последующем вылеживании будет происходить его перераспределение, обусловленное стремлением к снижению энергии системы и сопровождающееся уходом атомов углерода в более «удобные» позиции, т.е. уменьшением степени тетрагонаьности мартенсита. Поскольку это перераспределение имеет диффузионную природу, то в стаях, нелегированных карбидообразующими элементами, оно будет происходить более интенсивно и тем интенсивнее, чем выше содержание в них углерода. Данные, представленные на рис.3, хорошо подтверждают это предположение.
4. Заключение и выводы.
Таким образом, результаты исследований, выполненных в данной работе, позволяют заключить следующее. В ходе охлаждения при непрерывной закалке, несмотря на его кратковременность, имеет место заметное перераспределение углерода как в аустените, так и в свежеобразованном мартенсите. Поскольку это перераспределение имеет диффузионную пи-роду, то факторы, способствующие уменьшению возможного диффузионного пути атомов углерода в у- и а-модификцигх железа должны приводить к снижению полноты этого перераспределения, т.е. к уменьшению степени неоднородности распределения углерода в закаенной стаи.
Так, повышение скорости закаочного охлаждения при прочих равных условиях способствует формированию более равномерного (и, таким образом, менее термодинамически стабильного) распределение углерода в мартенсите, проявляющегося в более высокой ею микротвердости.
Легирование углеродсодержащей стаи хромом (13 %), являющимся карбидообразующим элементом, приводит к уменьшению степени перераспределения углерода в ходе закаочного охлаждения (в температурных интервалах «Тшгрева - Мн» и «Мн - 20 °С») и пи последующем вылеживании свежезак ленной стаи вследствие снижения диффузионной подвижности углерода в железе. Это обусловливает более высокую степень тетрагонаьности мартенсита закаенной хромистой стали по сравнению с нелегированной стаью с анаогичным содержанием углерода. Интенсивность тормозящего влияния хрома на диффузионное перераспределение углерода в аусте-ните и мартенсите тем больше, чем выше содержание углерода в стаи.
Библиографический список
1. Смирнов М.А., Счастливцев В.М., Журавлев Л.Г. Основы термической обработки стаи. Екатеринбург: УрО РАН, 1999. 495 с.
2. Бернштейн М.Л., Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д. Отпуск стали. М.: МИСИС, 1997. 336 с.
3. Гринберг Е.М., Кондаурова Е.Ю. Влияние скорости охлаждения при закалке на структуру и физико-механические свойства стаей // Изв. ТулГУ. Серия «Материаоведение». 2000. Вып. 1. С. 156-160.
4. Влияние карбидо- и некарбидообразующих легирующих элементов на превращения метастабильных структур при отпуске среднеуглеродистых сталей // Е.М. Гринберг [и др.]. Тула: Изв. ТулГУ. Сери «Мате-риаоведение». 2006. Вып.6. С. 33-42.
5. Гринберг Е.М., Кондаурова Е.Ю. Влияние скорости охлаждения при закаке на степень перераспределения углерода в аустените // Мате-риаы IX Международной конференции “Взаимодействие дефектов и не-упругае явления в твердых телах”. Тула, 2008. С. 105-111.
6. Брусиловский Б.А. Структурное состояние мартенсита в закаленных мао углеродистых стаях // ФММ. 2000. Т. 89. Вып. 4. с. 64-69
7. Миркин Л.И. Рентгеноструктурный контроль машино-
строительных матер иаов. М.: Машиностроение, 1979. 134с.
8. Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Энгин Р.И. Превращения в железе и стаи. М.: Наука, 1977. 238с.
9. Горелик С.С., Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электроноопттеский анаиз металов. М., Металлургия, 1970, 107с.
10. Гудремон Э. Специальные стали - I том, перевод с нем., под
ред. Займовского и Бернштейна М. Л. М.:Металлургаздат,1959. 952 с.
GrinbergE., Goncharov S., MovaD., KondaurovaE., Surovcheva E.
The influence of velocity quenching cooling on the structure and hardness of steels X13 with different contents of carbon.
Using 20X13, 30X13, 40X13 it is shown that during quenching cooling significant carbon redistribution occurs both in austenite and newly formed martensite. Drop in carbon distribution heterogeneity in the quenched steel is caused by higher quenching cooling velocity and carbon steels alloying with carbide-forming elements.
Получено 05.08.09
