CC BY
80
УДК 620.186.8
П.А. Леонтьев, Ю.Н. Симонов, А.С. Иванова P.A. Leontiev, Y.N. Simonov, A.S. Ivanova
Пермский национальный исследовательский политехнический университет Perm National Research Polytechnic University
ИССЛЕДОВАНИЕ ФАЗОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ И СТРУКТУРЫ КРЕМНИСТЫХ СТАЛЕЙ С РАЗЛИЧНЫМ СОДЕРЖАНИЕМ УГЛЕРОДА ПРИ ИЗОТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ В ДИАПАЗОНЕ ТЕМПЕРАТУР С НИЗКОЙ ДИФФУЗИОННОЙ ПОДВИЖНОСТЬЮ АТОМОВ ЖЕЛЕЗА
STUDY OF TRANSFORMATIONS AND STRUCTURES
OF SILICON STEELS AFTER ISOTHERMAL EXPOSURE AT DIFFERENT TEMPERATURES
Рассмотрены свойства и структура низколегированных кремнистых сталей. С использованием самого современного оборудования изучено влияние температуры выдержки при охлаждении из аустенитной области на структуру и свойства этих сталей в широком интервале температур ниже температур диффузного превращения. Построены изотермические диаграммы превращения переохлажденного аустенита.
Ключевые слова: бейнит, остаточный аустенит, стали, фазовые превращения, твердость, изотермическая обработка.
Structure and properties low-carbon silicon steels were under consideration with the use of modern equipment transformations and structure of these steels was studied within a wide range of cooling rates. Isotermal diagrams of overcooled austenite of silicon steels were plotted.
Keywords: bainite, residual austenite steel, phase transformations, hardness, isothermal processing.
В предыдущей работе [1] была показана актуальность исследования кремнистых сталей и поставлен вопрос о выборе режимов термической обработки для получения структуры бескарбидного бейнита (БКБ). Были рассмотрены свойства и структура низколегированных кремнистых сталей.
С использованием самого современного оборудования изучено влияние скорости охлаждения на структуру и свойства этих сталей в широком интервале скоростей от 0,04 до 100 оС/с. Были построены термокинетические диаграммы превращения переохлажденного аустенита. Сделан вывод о невозможности получения структуры БКБ при непрерывном охлаждении и поставлен вопрос об исследовании этих сталей при изотермических выдержках в бейнит-ном интервале температур.
В данном исследовании использовали стали марок 30ХГСА, 60С2, 9ХС (табл. 1).
Таблица 1
Химический состав исследуемых сталей
Сталь C Si Mn Ni Mo Al Cr Cu
30ХГСА 0,32 1,06 0,87 0,06 0,005 0,026 0,92 0,16
60С2 0,64 1,83 0,80 0,03 0,004 0,01 0,23 0,04
9ХС 0,91 1,45 0,51 0,15 0,010 - 1,11 0,15
Были проведены дилатометрические исследования на закалочном дилатометре Linseis L7S RITA. Обработку данных дилатометрических исследований проводили при помощи разработанного первым автором данной статьи программного обеспечения.
Приготовление шлифов для микроструктурных исследований проводили по стандартной методике на шлифовально-полировальном станке «Нерис». Испытания на микротвердость проводили на микротвердомере ПМТ-3. Данные по микротвердости переводили в твердость по Роквеллу. Микроструктуру образцов исследовали с помощью светового микроскопа OLYMPUS GX-51 (Cazl Zeiss, Германия) в программе «ВидеоТестМастер 4.0». Вывод изображения на монитор осуществляли при помощи камеры SIS Altra 20.
Режимы изотермической обработки подбирали, опираясь на данные, полученные при непрерывном охлаждении. Для каждой стали были взяты по четыре температуры, находящиеся выше Мн, и по одной температуре ниже Мн (табл. 2).
В результате проведенных исследований были получены дилатограммы, результаты микродюрометрического анализа и микроструктуры для всех представленных режимов.
Температуры изотермической выдержки для исследуемых сталей, (выдержка 21 600 с, скорость охлаждения 50 оС/с)
Сталь Мн, оС Температура изотермической выдержки, оС
30ХГСА 350 300 360 380 400 500
60С2 250 200 275 300 350 400
9ХС 200 180 250 300 350 400
Для дилатограмм, полученных в бейнитных диапазонах температур, характерны следующие этапы:
0. Период стабилизации температуры образца, который составляет во всех случаях примерно 2-3 с.
1. Инкубационный период, который характеризуется постоянством геометрических размеров образца.
2. Протекание у^-а-превращения, о чем свидетельствует увеличение длины образца.
3. Отпуск мартенсита а'^-а"+Ре3С, о чем свидетельствует уменьшение длины образца.
4. Распад остаточного аустенита у^а+Бе3С, об этом свидетельствует увеличение длины образца.
На основе этих закономерностей были построены диаграммы изотермического распада (рис. 1).
Результаты микроструктурного и микродюрометрического анализа представлены в табл. 3. Зависимость твердости образцов от температуры выдержки приведена на рис. 2. Видно, что твердость высокоуглеродистой стали 9ХС снижается на всем исследованном интервале изотермической обработки. Твердость стали 60С2 изменяется экстремально, с минимумом при температуре выдержки, равной 350 °С. Изменение твердости среднеуглеродистой стали 30ХГСА имеет наиболее сложный характер: при низких температурах выдержки она несколько снижается; при температуре 380 °С наблюдается максимум твердости стали 30ХГСА, затем наблюдается снижение твердости данной стали.
Рис. 1. Диаграммы изотермического распада переохлажденного аустенита для стали 30ХГСА (а), 60С2 (б), 9ХС (в)
а
в
Результаты исследования сталей 30ХГСА, 60С2 и 9ХС после изотермической обработки (выдержка 6 ч, скорость охлаждения 50 °С/с)
Результаты исследования для стали 30ХГСА
Температура изотермической выдержки, оС 300 360 380 400 500
Структура М + Аост Бн Бн Бн + Бв Бв
Твердость, ЖС 28 26 36 33 24
Результаты исследования для стали 60С2
Температура изотермической выдержки, оС 200 275 300 350 400
Структура М + Аост Бн Бн Бн + Бв Бв + Бн
Твердость, ИЯС 48 41 38 26 40
Результаты исследования для стали 9ХС
Температура изотермической выдержки, оС 180 250 300 350 400
Структура М + Аост Бн Бн Бв + Бн Бв
Твердость, ИЯС 53 45 41 37 26
Объяснение такого, на первый взгляд, весьма разнохарактерного изменения твердости исследуемых сталей связано с превращениями, происходящими в них в процессе изотермической обработки.
Во-первых, необходимо учитывать, что при повышении температуры выдержки решающим образом изменяется морфология образующейся а-фазы: при низких температурах, 250-300 °С, формируется преимущественно мартенсит отпуска; в интервале 300-400 °С формируется а-фаза трооститного типа; а при более высоких температурах выдержки следует ожидать появления а-фазы типа сорбита отпуска. Во-вторых, морфология продуктов превращения остаточного аустенита также зависит от температуры выдержки, и чем выше температура обработки, тем менее дисперсные продукты появляются в результате распада аустенита.
Учитывая сказанное, можно первый участок снижения твердости связать с заменой мартенсита отпуска на троостит отпуска, снижение твердости на самом высокотемпературном участке следует объяснять появлением сорбита отпуска. Повышение твердости в интервале температур 350-400 °С в сталях 30ХГСА и 60С2 можно объяснить тем, что при выдержке в этом диапазоне температур происходит выделение дисперсных карбидов по границам частиц а-фазы, что согласуется с данными, полученными в работе [2].
Рис. 2. Твердость сталей 30ХГСА, 60С2 и 9ХС в зависимости от температуры выдержки
Для сталей 30ХГСА и 60С2 соотношения количества кремния и углерода таково, что карбиды не могут коагулировать. Дисперсные карбиды затрудняют рост пластин а-фазы. В стали 9ХС кремния недостаточно для замедления роста частиц карбидной фазы.
Сохранение аустенита в структуре кремнистых сталей даже после весьма длительной выдержки косвенно свидетельствует о том, что при изотермической обработке исследованных сталей возможно получение структуры бескарбидного бейнита с достаточно высоким содержанием остаточного аустенита. Следовательно, повышение твердости в диапазоне температур 300-400 °С связано с образованием высокодисперсных частиц а-фазы.
Таким образом, результаты экспериментов, проведенных в изотермических условиях, позволяют обоснованно подходить к выбору температур изотермической обработки с целью получения структуры бескарбидного бейни-та в кремнистых сталях.
Список литературы
1. Леонтьев П.А., Симонов Ю.Н., Иванова А.С. Исследование фазовых превращений и структуры кремнистых сталей с различным содержанием углерода при непрерывном охлаждении // Вестник Перм. нац. исслед. политехн. ун-та. Машиностроение, материаловедение. - 2013. - Т. 15, № 4. - С. 33-39.
2. Георгиев М.Н., Калетин А.Ю., Симонов Ю.Н. Влияние стабильности остаточного аустенита на трещиностойкость конструкционной стали // Физика металлов и металловедение. - 1990. - № 1. - С. 113-121.
Получено 6.02.2014
Леонтьев Петр Алексеевич - аспирант, Пермский национальный исследовательский политехнический университет (614990, Пермский край, г. Пермь, Комсомольский пр., 29, e-mail: talto@mail.ru).
Иванова Анастасия Сергеевна - магистр, Пермский национальный исследовательский политехнический университет (614990, г. Пермь, Комсомольский пр., 29, e-mail: mto@pstu.ru).
Симонов Юрий Николаевич - доктор технических наук, профессор, Пермский национальный исследовательский политехнический университет (614990, г. Пермь, Комсомольский пр., 29, e-mail: mto@pstu.ru).
Leontiev Petr Alekseevich - Graduate Student, Perm National Research Polytechnic University (614990, Perm, Komsomolsky ау., 29, e-mail: talto@mail.ru).
Ivanova Anastasya Sergeevna - Master of Engineering, Perm National Research Polytechnic University (614990, Perm, Komsomolsky ау., 29, e-mail: mto@pstu.ru).
Simonov Yuri Nikolaevich - Doctor of Technical Sciences, Professor, Perm National Research Polytechnic University (614990, Perm, Komsomolsky ау., 29, e-mail: mto@pstu.ru).
