CC BY
48
УДК 669.017.3;669.017.3:620.18
Д.О. Панов, Т.Ю. Чернова, Л.Ц. Заяц, Ю.Н. Симонов
Пермский государственный технический университет
ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ АУСТЕНИТИЗАЦИИ ПРИ НАГРЕВЕ НИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ С ИСХОДНОЙ СТРУКТУРОЙ ПАКЕТНОГО МАРТЕНСИТА
Проведен сравнительный анализ аустенитизации сталей с исходной структурой пакетного мартенсита (12Х2Г2НМФТ И 12ХН3А) в области межкритического интервала при непрерывном нагреве с различными скоростями. Показано, что с увеличением скорости нагрева межкритиче-ский интервал у исследованных сталей расширяется. Независимо от скорости нагрева интенсивность превращения в межкритическом интервале, характеризуемая тангенсом угла наклона линейного участка превращения на дилатометрической кривой, в стали 12ХН3А существенно ниже, чем в стали 12Х2Г2НМФТ, что объясняется повышенным сопротивлением диффузионной релаксации в двухфазной области последней.
Прочность и надежность стальной конструкции определяется структурой материала, из которого она выполнена. В свою очередь, структура стали зависит от ее химического состава и технологии обработки. Структурой стали можно управлять с помощью термической или термомеханической обработки, т.е. ряда технологических операций, включающих нагрев в температурную область существования аустенита. Сюда можно отнести сварку и лазерную обработку. Размер зерна, субструктура, однородность по химическому составу аустенита, формирующегося в результате фазового превращения при нагреве выше критических точек, во многом определяют структуру, а значит, и свойства стали после охлаждения. Процесс аустенитизации тесно связан с такими явлениями, как фазовая и структурная наследственность, фазовый наклеп, перекристаллизация стали, рекристаллизация [1, 2].
Образование и рост зародышей аустенита происходят в области температур, ограниченных критическими точками Ас1 (температура начала полиморфного превращения) и Ас3. Эту температурную область называют межкри-тическим интервалом (МКИ). Особенности процесса аустенитизации сталей при непрерывном нагреве в однофазную область зависят от температурновременных параметров нагрева, химического состава и исходной структуры стали [3, 4]. В двухфазной области (МКИ) существует опасность диффузионного расслоения твердого раствора по углероду и легирующим элементам, что приводит к снижению свободной энергии системы, иначе говоря, к релаксации, и уменьшению характеристик прочности и надежности [4].
Для снижения кинетических возможностей расслоения системы за счет диффузионных механизмов необходимо уменьшить химическую неоднородность исходной структуры и повысить стойкость стали к диффузионной релаксации за счет легирования. Это позволит получить однородный по легирующим элементам и углероду аустенит.
Относительной химической однородностью обладает структура низкоуглеродистого пакетного мартенсита. Субструктура пакетного мартенсита устойчива к рекристаллизации при отпуске [5], т.е. обладает повышенной стойкостью к диффузионной релаксации при нагреве. Высокую стойкость к диффузионной релаксации можно обеспечить сбалансированным, или системным, легированием [6], которое реализовано в некоторых низкоуглеродистых мартенситных сталях [7]. В этих сталях в широком интервале варьирования температурно-временных параметров охлаждения реализуется структура пакетного мартенсита.
Данная статья посвящена изучению процессов аустенитизации при непрерывном нагреве с разными скоростями низкоуглеродистых сталей с разной стойкостью к диффузионной релаксации, имеющих в исходном состоянии структуру пакетного мартенсита. В качестве материалов исследования были выбраны низкоуглеродистая мартенситная сталь 12Х2Г2НМФТ с высоким сопротивлением к диффузионной релаксации и низкоуглеродистая сталь 12ХН3А, система легирования которой снижает сопротивление к диффузионной релаксации. Химический состав исследуемых материалов приведен в табл. 1.
Таблица 1
Химический состав исследуемых сталей
№ п/п Марка стали Содержание элементов, мас. %
С Бі Мп Сг № V Ті Мо Б Р
1 12Х2Г2НМФТ 0,12 0,19 2,23 2,38 1,38 0,09 0,02 0,43 0,005 0,008
2 12ХН3А 0,11 0,24 0,37 0,65 3,01 - - - 0,008 0,007
Исходное состояние сталей перед экспериментом - мартенсит, полученный в результате закалки с 920 °С (выдержка 20 мин) в воду. Предварительная термическая обработка проведена в лабораторной печи типа «СНОЛ».
Дилатометрический анализ проводился на закалочном дилатометре Мпяс1я Ь78 Я.1.Т.Л., оснащенном индукционным датчиком продольного перемещения БсИасуйг ИЯ 100 (МС), сбор и обработка полученных данных осуществлялись с помощью пакета программ, поставляемых с прибором. Для дилатометрического анализа использовали цилиндрические образцы высотой 10 мм и диаметром 3 мм. Температура при проведении опытов фиксирова-
лась с помощью предварительно откалиброванной термопары Б-типа (Р1 - Р1-10 % КЬ), которая приваривалась к боковой поверхности исследуемых образцов. Нагрев образцов производился в вакууме (~10-2 Па) со скоростями 90, 20 и 0,6 °/с до 900 °С. Положение температуры начала и конца фазового превращения определялось точками отрыва касательных, проведенных к соответствующим участкам на дилатометрической кривой [8].
Долю превращения при нагреве находили путем разделения угла, образованного линейными участками равномерного термического расширения а- и у-фаз, на десять равных частей. Разделительные лучи делят дилатометрическую кривую на части, каждая из которых соответствует 10%-й доле а^у-превращения.
В эксперименте сопоставляли параметры аустенитизации сталей 12Х2Г2НМФТ и 12ХН3А при непрерывном нагреве с различными скоростями. Положение критических точек и уровень 50%-го превращения приведены на рис. 1.
1 10 100 1000 10 000
Время, с
Рис. 1. Фрагмент термокинетической диаграммы образования аустенита:
..... - для стали 12Х2Г2НМФТ;--------для стали 12ХН3А
Для обеих сталей при увеличении скорости нагрева наблюдается рост температурного интервала превращения, что связано со смещением критической точки Ас1 вниз и Ас3 вверх по температурной шкале.
Инициация начала а^-у-превращения при более низких температурах с увеличением скорости нагрева, т.е. снижение Ас1, вызвано сохранением высокой плотности нерелаксированных дислокаций в структуре к моменту начала превращения [9]. Повышение Ас3 при увеличении скорости нагрева является следствием смещения завершения а^у-превращения в область более высоких температур [10], т.к. диффузия - по-видимому, в большей степени контролирующая завершающий этап превращения - процесс, происходящий во времени.
Интервал образования аустенита для стали 12Х2Г2НМФТ накладывается на верхнюю часть интервала для стали 12ХН3А, что говорит о более высокой стабильности стали с большим сопротивлением диффузионной релаксации к образованию аустенита при нагреве. Сопоставление кинетических кривых образования аустенита, полученных в результате дилатометрического исследования, для исследуемых сталей приведено на рис. 2.
Рис. 2. Кинетические кривые образования аустенита:
—. - для стали 12Х2Г2НМФТ;-для стали 12ХН3А
Образование аустенита при низких и средних скоростях нагрева в стали 12Х2Г2НМФТ происходит быстрее, чем превращение при аналогичных скоростях в стали 12ХН3А. Это является следствием более узкого МКИ температур у стали 12Х2Г2НМФТ, чем у стали 12ХН3А, при одной и той же скорости нагрева.
Изучение дилатометрических кривых при нагреве с различными скоростями (рис. 3) позволяет выделить в области МКИ температур участок ли-
нейной зависимости удлинения образца от температуры. Этот участок расположен в средней области МКИ и соответствует 60-80 % превращения, развивающегося за счет процессов роста зародышей аустенита. На участках, расположенных до и после линейного, происходит образование зародышей и растворение локальных ферритных областей соответственно. Линейный участок дилатиметрической кривой можно аппроксимировать прямой.
В современном теоретическом металловедении принято считать, что зародыш новой фазы образуется сдвиговым путем и ориентационно связан с исходной матрицей [11]. Структурные и кинетические особенности превращения определяются характером релаксационных процессов на границе растущего зародыша новой фазы и исходной матрицы [12]. Угол наклона линейного участка характеризует интенсивность превращения и зависит от вида релаксационных процесов на границе растущих кристаллов аустенита. С увеличением вклада диффузионной релаксации тангенс угла наклона снижается. В табл. 2 приведены значения тангенса угла наклона линейного участка 0£а) для исследуемых сталей.
Таблица 2
Значения tga прямолинейного участка МКИ дилатометрической кривой
Сталь ^а
90 °/с 20 °/с 0,6 °/с
12Х2Г2НМФТ 0,77 0,59 0,79
12ХН3А 0,33 0,49 0,33
У стали 12Х2Г2НМФТ tga при высоких и низких скоростях нагрева практически совпадают, как и в случае стали 12ХН3А. Этот факт говорит о наличии ориентационного роста зародышей аустенита в этих условиях нагрева при отсутствии нелинейных рекристаллизационных процессов на меж-фазной границе (рис. 3, а и в).
При низких скоростях нагрева (порядка 0,6 °/с) ориентационная связь между растущим кристаллом аустенита и исходной матрицей сохраняется, причиной чего является релаксация межфазной границы за счет полигониза-ции, как альтернативного рекристаллизации процесса [2]. Эти процессы проявляются в прямолинейности дилатометрической кривой во время а^у-превра-щения при низких скоростях нагрева (рис. 3, в).
Средние скорости нагрева приводят к отклонению от линейности изучаемого участка дилатометрической кривой (рис. 3, б), что можно объяснить включением рекристаллизационных нелинейных механизмов релаксации на межфазной границе растущего кристалла.
Температура, °С
а
Температура, °С б
Температура, °С
в
Рис. 3. Графики зависимости удлинения испытуемых образцов от температуры нагрева в МКИ при непрерывном нагреве: а - 90 °/с; б - 20 °/с; в - 0,6 °/с; ............... - для стали 12Х2Г2НМФТ;--------------для стали 12ХН3А
Высокая скорость нагрева ведет к подавлению таких диффузионных релаксационных процессов, как полигонизация, рекристаллизация, перераспределение углерода и легирующих элементов и т.д. Отсутствие этих явлений приводит к преимущественно бездиффузионному и ориентационному росту зародышей аустенита и выражается в линейности среднего участка дилатометрической кривой в МКИ (рис. 3, а). Величина tga при всех скоростях нагрева выше у стали 12Х2Г2НМФТ. Это указывает на большую интенсивность аустенитизации при нагреве этой стали, по сравнению с 12ХН3А. Это объясняется более высоким сопротивлением диффузионной релаксации при аустенитизации у стали 12Х2Г2НМФТ.
Таким образом, линейность и схожий угол наклона среднего участка дилатометрической кривой в МКИ при высоких и низких скоростях нагрева исследуемых сталей говорят об ориентационном росте кристаллов аустенита, что приводит к проявлению структурной наследственности [1]. При средних скоростях нагрева происходит нарушение линейности на участке роста кристаллов аустенита, что является следствием развития рекристаллизационных релаксационных процессов на межфазных границах. В этом случае структурная наследственность не проявляется.
Сделаем следующие выводы:
1. При непрерывном нагреве низкоуглеродистых сталей 12Х2Г2НМФТ и 12ХН3А, имеющих в исходном состоянии структуру пакетного мартенсита, с увеличением скорости нагрева происходит расширение температурного интервала а^у-превращения, вызванного понижением критической точки Ас1, в связи с сохранением высокой плотности нерелаксированных дислокаций в структуре к моменту начала превращения, и повышением температуры Ас3, вследствие протекания диффузионных процессов во времени.
2. Высокая стойкость стали 12Х2Г2НМФТ к диффузионной релаксации проявляется в более узком, по сравнению с 12ХН3А, МКИ при одинаковых скоростях нагрева и, как следствие, приводит к меньшему времени нахождения 12Х2Г2НМФТ в МКИ при прочих равных условиях нагрева. Это делает сталь 12Х2Г2НМФТ более стойкой к расслоению в МКИ.
3. Влияние скорости нагрева на а^у-превращение отражается на дилатометрической кривой в изменении угла наклона ее прямолинейного участка. Совпадение tga при низких и высоких скоростях нагрева свидетельствует об общности процессов зарождения и роста зародышей аустенита в крайних условиях, что выражается в выполнении ориентационной связи между растущими зародышами аустенита и исходным мартенситом. Диффузионные релаксационные процессы на межфазной границе «аустенит - феррит» практически отсутствуют (при быстром нагреве) или сводятся к полигонизации (при медленном нагреве).
4. Интенсивность превращения в МКИ, характеризуемая тангенсом угла наклона линейного участка превращения на дилатометрической кривой,
в стали 12ХН3А существенно ниже, чем в стали 12Х2Г2НМФТ, что объясняется повышенным сопротивлением диффузионной релаксации в двухфазной области последней.
Список литературы
1. Садовский В. Д. Структурная наследственность в стали: моногр. - М.: Металлургия. 1973. - 208 с.
2. Дьяченко С.С. Наследственность при фазовых превращениях: механизм и влияние на свойства // МиТОМ. - 2000. - № 4. - С. 14-19.
3. Зельдович В.И. Три механизма образования аустенита и структурная наследственность в сплавах железа // Развитие идей академика В.Д. Садовского: сб. тр.; Ин-т физики металлов ИФМ УРО РАН. - Екатеринбург, 2008. -С.30-34.
4. Липчин Н.Н. Перераспределение легирующих элементов при перекристаллизации стали в процессе нагрева // МиТОМ. - 1990. - № 11. - С. 8-11.
5. Штремель М.А. Прочность сплавов: ч. 1. Дефекты решетки: моногр. -2-е изд. - М.: МИСиС, 1999. - 384 с.
6. Симонов Ю.Н. Условия получения структуры пакетного мартенсита при замедленном охлаждении низкоуглеродистого аустенита // ФММ. -2004. - Т. 97. - Вып. 5. - С. 77-81.
7. Особенности формирования структуры и свойств низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФТ / А.П. Каменских [и др.] // МиТОМ. -2003. - № 3. - С. 10-12.
8. Романов П.В., Радченко В.П. Превращение аустенита при непрерывном охлаждении стали: Атлас термокинетических диаграмм. Ч. I: Термокинетический метод исследования превращений аустенита: моногр. - Новосибирск: Изд-во Сиб. отд. АН СССР, 1960. - С. 17-18.
9. Браташевский А.Ю., Дьяченко С.С. Влияние дислокационной структуры стали 20 на положение критической точки Ас1 // Вопросы металловедения и термической обработки: межвуз. сб. науч. тр. - Пермь: Изд-во Перм. ун-та, 1977. - С. 160.
10. Попов А. А. Фазовые превращения в металлических сплавах: моногр. -М.: Металлургиздат. 1963. - 312 с.
11. Делингер У. Теоретическое металловедение: моногр. - М.: Металлургиздат, 1960. - 296 с.
12. Ройтбурд А.Л. Теория формирования гетерофазной структуры при фазовых превращениях в твердом состоянии // Успехи физических наук. -1974. - Т. 113. - № 1. - С. 69-104.
Получено 4.04.2010
