Фазовые превращения в сплаве 07Х3ГНМ Текст научной статьи по специальности «Физика»

ВЕСТНИК ПЕРМСКОГО УНИВЕРСИТЕТА

2009 Физика Вып. 1 (27)

Фазовые превращения в сплаве 07Х3ГНМ

Л. М. Клейнера, Л. В. Спивак ь, А. А. Шацова, М.Г. Закироваа, Д.М. Ларинина

а Пермский государственный технический университет, 614000, Пермь, Комсомольский пр., 15 ь Пермский государственный университет, 614990, Пермь, с ул.Букирева, 15

С применением высокоразрешающей дифференциальной калориметрии исследованы фазовые превращения при нагреве и охлаждении низкоуглеродистой мартенситной низколегированной стали (НМС). Показано, что фазовые превращения в межкритическом интервале температур (МКИ) протекают по нескольким механизмам при переходе от мартенситной и/или феррито-карбидной структуры к аустениту. В ходе охлаждения аустенита фазовые превращения реализуются по нормальному (диффузионному) или сдвиговому (бездиффузионному) механизму.

1. Введение

Поведение сплавов системы Бе-С при нагреве выше критической температуры АС1 и влияние на этот фазовый переход легирующих элементов было предметом обширных исследований в начале и середине прошлого века [1-6]. Высокая температура начала превращения (> 723 °С) и наложение аллотропических и диффузионных процессов при переходе от двухфазной феррит-цементит и/или мартенситной структуры к однофазной-

аустениту-создают ряд методических трудностей исследования при нагреве в МКИ и выше. Традиционные термические методы дифференциального анализа оказались в этом случае малоинформативны, поскольку интегральный тепловой эффект при структурно-фазовых превращениях определяется массой образца, а низкая чувствительность аппаратуры регистрации разности температуры между образцом и эталоном не позволяла использовать образцы малой массы, обеспечивающих однородность температурного поля по объему исследуемого материала. Однако эта методика эксперимента достаточно четко фиксировала при умеренных скоростях нагрева начало фазового перехода (точка АС1) и со значительно меньшей точностью -момент его завершения (точка А3).

Для диапазона температур АС1-АС3 более надежными и информативными было принято считать дилатометрические методы, в частности дифференциальный дилатометрический анализ, отслеживающий объемные или линейные изменения в образце.

Появление в последние годы методов дифференциального термического анализа на принципиально новой экспериментальной платформе и при-

менение компьютерных технологий обработки экспериментальных данных создали предпосылки для более тщательного изучения поведения при нагреве и охлаждении некоторых сплавов системы Fe-C-Me, где Ме - Cr, Mn, Ni, Mo, V и др. В частности предметом исследования в этой работе была выбрана промышленная НМС 07Х3ГНМ (0.07 %С,

1.0 %Mn, 3.0 %Cr, 1.0 % Ni, 0.2 %Mo). Высокая устойчивость переохлажденного аустенита этой стали и низкое содержание углерода предопределяют образование при охлаждении пакетного мартенсита с хорошими механическими и технологическими характеристиками (см. [7, 8].

Перспективной считается и закалка стали 07Х3ГНМ из МКИ, однако характерные черты фазовых превращений при прохождении интервала температур Aci - Ас3 были неизвестны и представляют особый интерес, поскольку обуславливают формирование структуры и свойств сплава.

2. Методика исследований

Дилатометрические исследования проведены на стандартном дифференциальном дилатометре на образцах диаметром 3 мм и длиной 30 мм. Нагрев и охлаждение осуществлялись в воздушной среде.

Данные по дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) были получены с помощью прибора STA "Jupiter" 449 фирмы Netzsch. Образцы сплава 07Х3ГНМ представляли собой шайбы диаметром ~4 мм и высотой ~3 мм. Нагрев и охлаждение производились в атмосфере аргона.

Оценка энергии активации механизма фазового перехода, ответственного за появление второго

© Л. М. Клейнер, Л. В. Спивак, А. А. Шацов, М. Г. Закирова, Д. М. Ларинин, 2009

100

пика поглощения, осуществлена по методу Кис-сенджера [9]. В этом случае

Qa

ln

Р

T2

- + const,

RT_

где Р - скорость нагрева, К/с; Ттах - температура экзотермического или эндотермического максимума; Qa - энергия активации процесса фазового перехода.

3. Экспериментальные результаты и их обсуждение

Типичная кривая дифференциального дилатометрического анализа при нагреве и охлаждении сплава 07Х3ГНМ показана на рис. 1. Как видно из представленных данных, при нагреве наблюдается сокращение длины образца, обусловленное фазовым переходом АС1 - АС3.

В области МКИ функция изменения размера образца от температуры была монотонной как при нагреве, так и охлаждении.

Рис. 1. Дилатограмма нагрева и охлаждения (10 °/мин) сплава 07Х3ГНМ

При охлаждении с температуры аустенитиза-ции (930 °С) перегиб дилатометрических кривых наблюдается при 400 °С. С практической точки зрения наиболее важно превращение, которое в данной стали завершается в интервале температур 400 - 260 °С, при этом фиксируемое увеличение объема [3, 5] обусловлено распадом переохлажденного аустенита с образованием мартенсита.

На кривых ДСК, в отличие от данных дилатометрического анализа, наблюдали более сложный характер изменения фиксируемых параметров от температуры нагрева. В зависимости от термокинетической предыстории сплава (под этим понимается число термоциклов, скорость нагрева и охлаждения, температура аустенитизации, схема термической обработки и т.п.) получаются несколько различные зависимости ДСК от температуры при нагреве и охлаждении (несколько разновидностей кривых). Одна из них представлена на рис. 2. Характерно наблюдение двух (и более) ло-

кальных экстремумов, связанных с фазовым переходом исходной структуры сплава в высокотемпературную модификацию - аустенит.

-0.04

-0.06

-0.08

ш

= -0.10

-0.12

-0.14

; F

1 1 \ К> ' 7 г И if ^ if 1 / 1 / ЧЕ I1 /

в 1/ D

0.03

0.02

0.01

0.00

-0.01 “

-0.02

-0.03

400 500 600 700 800 900 1000

Температура,°С

Рис. 2. ДСК кривые нагрева (10 °/мин) сплава 07Х3ГНМ. Исходное состояние: закалка с 950 °С. 1 - ДСК сигнал, 2 - первая производная ДСК сигнала

Характерные точки на кривой ДСК в интервале МКИ показаны на рис. 2. На рис. 2 значения по шкале ординат ниже величины для исходного состояния соответствуют поглощению тепла, а выше исходного состояния - выделению тепла. Штриховыми линиями на рис. 2, 3, 4 обозначены первые производные ДСК сигнала. Средние результаты по измерениям на 3-8 образцах приведены в табл. 1.

Температура,°С

Рис. 3. ДСК кривые нагрева (10 °/мин) сплава 07Х3ГНМ. Исходное состояние: закалка с 1050 °С. 1 - ДСК сигнал, 2 -первая производная ДСК сигнала

Начало первого пика поглощения обычно наблюдается, по данным многократных экспериментов, в интервале температур 740г745 °С и в диапазоне скоростей нагрева 5 г 40 °/мин не зависит от скорости нагрева. Эта же закономерность имеет место и для температуры максимума первого пика поглощения (755 г 760 °С). Независимость этих характерных точек от скорости нагрева позволяет

мВт/мГЯ

Фазовые превращения в сплаве 07Х3ГНМ

102

считать, что данный пик поглощения обусловлен бездиффузионным (сдвиговым) механизмом а^-у перехода выше критической точки АС1 части 01-фазы в аустенит. После реализации этого этапа фазового перехода при дальнейшем нагреве в интервале МКИ, судя по тепловым эффектам (см. табл. 1), осуществляется следующая стадия фазовой трансформации. Дальнейший ход ДСК кривой нагрева зависит от термокинетической предыстории сплава.

Асимметрия второго пика поглощения, что видно по ходу первой производной кривой ДСК в этом интервале температур, может быть обусловлена наложением близких по температуре протекания фазовых переходов. Определенным свиде-

тельством этого служат данные, представленные на рис. 3, полученные на том же сплаве, но с иной термокинетической предысторией.

Температура второго пика поглощения сигнала ДСК зависит от скорости нагрева и для скоростей нагрева 5, 10 и 40 °/мин соответственно равна для данного конкретного случая 794, 806 и 814 °С.

Среднестатистические значения положения этого пика в зависимости от скорости нагрева представлены в табл. 1. Как видно из табл. 1, данные величины определены с погрешностью менее одного процента.

Оценка энергии активации механизма фазового перехода, ответственного за появление второго пика поглощения, оказалась равной 1020+40 кДж/моль, что типично для такого типа фазовой трансформации [10, 11].

Таблица 1. Положение характерных точек (°С) на ДСК нагрева сплава 07Х3ГНМ

V, °/мин А В С Б Б 81, Дж/моль 82, Дж/моль

5 745+5 756+2 768+6 794+5 818+6

10 740+5 755+2 776+6 800+6 831+10 145+70 530+170

40 738+5 761+2 790+6 814+6 872+28 90+60 490+60

*81 и 82 - выделение тепла в области первого и второго пиков.

Таблица 2. Положение характерных точек (°С) на ДСК кривой охлаждения (10 °/мин) сплава 07Х3ГНМ

Температура аустенизации, °С А В С Б Е Б 81, Дж/моль 82, Дж/моль

900 710+3 680*+15 640*+9 475*+12 455*+21 400*+15 280+60 2700+60

950 704+3 660+5 592+7 478+35 427+25 330+6 310+60 1240+180

1000 734+7 677+18 590+7 463+12 413+23 307+29 1120+500 1780+110

1150 525+10 470+9 346+42 1110+60 2290+610

81 и 82 - выделение тепла в области первого и второго пиков.

Таким образом, установлено, что при нагреве НМС в МКИ фазовая трансформация осуществляется несколькими дифференцированными по температуре механизмами. Высокотемпературный этап такого перехода, по предположению, связан обратным превращением сохранившегося до этой температуры мартенсита в аустенит. Если термокинетическая предыстория способствует протеканию в значительном объеме сплава процессов распада мартенсита, то вторая стадия перехода осуществляется преимущественно по диффузионному механизму. В этом случае и появляются особенности в строения второго пика поглощения сигнала ДСК в МКИ.

Важным условием практического применения НМС 07Х3ГНМ является подавление бейнитного превращения или существенное увеличение устойчивости переохлажденного аустенита в этом температурном интервале. Обе задачи решают легированием сплава.

Типичная ДСК кривая охлаждения сплава 07Х3ГНМ показана на рис. 4. Среднестатистические данные представлены в табл. 2.

При заданной скорости охлаждения на ДСК кривых наблюдаются две области выделения тепла. Первая из них начинается при 700г740 °С , простирается до 590г600 °С и имеет характерные признаки фазового перехода первого рода, что позволяет его трактовать как протекание нормального превращения в небольших объемах сплава. Второй пик усиления сигнала ДСК (выделения тепла) отвечает максимальной скорости мартенситного механизма фазового перехода -распаду переохлажденного аустенита с образованием малоуглеродистого пакетного мартенсита.

Значения определяемых температур зависят от металлургической, термомеханической и термокинетической предыстории конкретного образца. Тем не менее, разбег значений температур начала, максимума и завершения превращения лежит в диапазоне температур, который меньше

2-8 % от измеряемой (см. табл. 2). Судя по ходу производной сигнала ДСК, в этом интервале температур также, по-видимому, имеет место наложение двух последовательных процессов распада с малыми температурными интервалами между ними.

о.зо

0.25

0.20

0.15

0.10

0.05

и 'II

2 чЧ / щ 1 м / 111 /л ! ■ 1' V''

1 Р/ 1!\ У ! \ в У , \ Р А

г

0.08

0.06

0.04

0.02 н ЕИ

0.00 | из

-0.02 2 -0.04 -0.05 -0.08

100 200 300 400 £00 600 ТОО 500 900

Температура,0 С

чением скорости охлаждения, судя по данным ДСК анализа, "нормальное" превращение переохлажденного аустенита подавляется, и уже при скорости охлаждения 40 °/мин реализуется превращение только по мартенситному механизму.

4. Выводы

Методами дифференциальной сканирующей калориметрии показано, что переход в аустенит-ное состояние при нагреве НМС 07Х3ГНМ в межкритическом интервале температур возможен по нескольким механизмам, разделенным при умеренных скоростях нагрева температурными интервалами.

В свою очередь при охлаждении исследованной НМС с температуры аустенитизации распад переохлажденного аустенита ниже 500 °С также осуществляется по сдвиговому механизму с одновременным отпуском мартенсита.

Рис. 4. ДСК кривые охлаждения (10 °/мин) сплава 07Х3ГНМ. Исходное состояние: аустенизация при 1050 °С. 1

- ДСК сигнала, 2 - первая производная ДСК сигнала

Сравнение тепловых эффектов при нагреве и охлаждении (см. табл. 1 и 2) может свидетельствовать о том, что заметная часть тепловой энергии, запасенной материалом после предварительного охлаждения (закалки), выделяется при последующем нагреве задолго до достижения температуры фазового перехода и образования аустенита.

С другой стороны, столь значительное выделение тепла при охлаждении в районе температур 500 - 200 °С указывает на отсутствие в этом случае классического сдвигового характера мар-тенситного перехода. Это может быть следствием того, что в этом температурном интервале при скоростях охлаждения, меньших или равных 10 °/мин, ниже 500 °С происходит наложение процессов образования мартенсита и его отпуска.

Небольшое выделение тепла, которое начинается при охлаждении от 700-740 °С, связано с развитием "нормального" превращения с выделением некоторого количества феррита. С увели-

Список литературы

1. Меськин В. С. Основы легирования стали.

М.: Металлургия, 1959. 394 с.

2. Курдюмов Г. В., Утевский Л. М., Энтин Р.

И. Превращения в железе и стали. М.: Наука, 1977. 238 с.

3. Энтин Р. И. Превращение аустенита в стали. М., 1960. 252 с.

4. Садовский В. Д. Структурная наследственность в стали. М., Металлургия, 1973. 208 с.

5. Гудремон Э. Специальные стали. М.: Метал-

лургия, 1959. Т 1. 952 с.

6. Курдюмов Г.В. Явления закалки и отпуска

стали. М.: Металлургиздат, 1960. 64 с.

7. Клейнер Л. М., Шацов А. Д. Конструкцион-

ные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситного класса / Перм. гос. техн. ун-т. Пермь, 2004. 142 с.

8. Клейнер Л. М., Шацов А. А.. Конструкцион-

ные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситного класса / Перм. гос. техн. ун-т. Пермь, 2008. 302 с.

9. Манохин А. И., Митин Б. С., Васильев В. А и

др., Аморфные сплавы. М.: Металлургия, 1984. 160 с.

10. Физическое металловедение /ред. Р. У. Кан, П. Т. Хаазен. М.: Металлургия, 1987. Т.2. 624 с.

11. Уманский Я. С., Скаков Ю. А. Физика металлов. М.: Атомиздат, 1978. 362 с.