CC BY
17
УДК 621.789.977:621.81
К ВОПРОСУ ОБ УСЛОВИЯХ ГЕНЕРАЦИИ НАНОРАЗМЕРНЫХ КАРБИДОВ В СТАЛИ 30ХН2МФА ПРИ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОМ УПРОЧНЕНИИ
ДЕМЕНТЬЕВ В.Б., СПИЧКИН Н А., *СОЛОВЬЕВ С.Д.
Институт прикладной механики УрО РАН, 426067, г. Ижевск, ул. Т. Барамзиной, 34 *Ижевский государственный технический университет, 426069, г. Ижевск, ул. Студенческая, 7
АННОТАЦИЯ. Приводятся результаты исследований структуры, фазовых составляющих и механических свойств стали 30ХН2МФА после улучшения и высокотемпературной термомеханической обработки (ВТМО НПВО) методами электронной микроскопии, рентгеновской дифрактометрии и проведения механических испытаний. Показано, что применение ВТМО НПВО способствует фрагментации мартенситной фазы, формированию наноразмерных карбидов и, как следствие, комплексному повышению механических свойств стали.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: высокотемпературная термомеханическая обработка, пластинчатый и реечный мартенсит, цементит, специальные карбиды.
ВВЕДЕНИЕ
По сравнению с термической обработкой среднеуглеродистых и низколегированных сталей - улучшением, проведение высокотемпературной термомеханической обработки (ВТМО) позволяет повысить их механические свойства (прочность и пластичность), статическую и циклическую прочность, вязкость и износостойкость [1]. Согласно схеме ВТМО (рис. 1) [2], данная обработка заключается в непрерывно-последовательно проводимых нагреве заготовок до температуры Т = Ас3 + (50^100) 0С; деформировании и закалке с проведением последующего отпуска. При этом положительное влияние ВТМО связано с деформационным и термическим воздействием на кристаллогеометрические характеристики их субструктуры при а ^у^а превращениях.
На соотношение между размерами аустенитных зерен, образующихся при нагреве выше точки Ас3 , их измельчение при деформировании, наследование размеров в процессе превращения в мартенсит при закалке и его распаде при отпуске влияет, в первую очередь, схема пластического деформирования и режимы проведения ВТМО [1-3].
В работе [2] показано, что основной вклад в повышении свойств сталей при ВТМО обусловлено измельчением аустенитного зерна в процессе высокотемпературного деформирования и наследовании его размеров при быстром охлаждении. Очевидно, формирующиеся при проведении последующего отпуска структура, морфология фаз и, как следствие, механические свойства будут определяться технологическими схемами проведения ВТМО.
о (950-1100) ° С Т С
Рис. 1. Схема процесса ВТМО
К ВОПРОСУ ОБ УСЛОВИЯХ ГЕНЕРАЦИИ НАНОРАЗМЕРНЫХ КАРБИДОВ _В СТАЛИ 30ХН2МФА ПРИ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОМ УПРОЧНЕНИИ_
Разработка в последнее время многочисленных модификаций схемы термомеханической обработки, адаптированных к разнообразной номенклатуре упрочняемых деталей и предположение о влиянии на характер упрочнения наноразмерных структурных составляющих определили направление исследований, результаты которых отражены в настоящей работе.
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Для осуществления высокотемпературной термомеханической обработки цилиндрических длинномерных изделий из конструкционных сталей, в т.ч. полых, разработана технологическая схема их обработки - высокотемпературная термомеханическая обработка непрерывно-последовательным винтовым обжатием (ВТМО НПВО) (рис. 2), включающая проводимые непрерывно-последовательно:
- индукционный нагрев до температуры Т=Ас3 + (50^100) °С;
- пластическую деформацию винтовым обжатием в неприводной трехроликовой клети с логарифмической степенью деформации по сечению 8 = (20^30) %, отношением диаметра ролика к катаемому диаметру изделия, равным 4^6 (для полых изделий деформация осуществляется на короткой удерживаемой охлаждаемой оправке);
- спрейерное охлаждение со скоростями охлаждения, обеспечивающими мартенситное превращение в стали (для полых изделий в дополнение к наружному используется внутренний спрейер, размещаемый на торце оправки и осуществляются три схемы охлаждения - одностороннее наружное, одностороннее внутреннее и комбинированное с регламентированным отношением расходов охладителя в наружном и внутреннем спрейерах);
- отпуск с режимами, определяемыми маркой стали.
Исследования проводили на стали 30ХН2МФА ГОСТ 4345-71. Серийную термическую обработку полых заготовок - улучшение, проводили по режимам [4]: закалка в масло с температуры нагрева (850^860) оС с последующим высоким отпуском при (630^660) оС (штатная ТО).
Рис. 2. Технологическая схема ВТМО НПВО длинномерных изделий
ВТМО НПВО проводили на горячекатаных трубных заготовках с наружным диаметром 30 мм, внутренним - 12 мм и длиной 450 мм по методике работы [3], со степенью деформации 8 = 30 %. Охлаждение при закалке осуществляли по трем схемах: с наружной, внутренней и одновременно (комбинированная схема) с обеих поверхностей. После ВТМО НПВО все образцы подвергали высокому отпуску при (640±10) °С. Прочностные и пластические свойства оценивали по ГОСТ 1497-84 на образцах IV типа на разрывной машине 1231У-10, вязкость - на машине МК-30 на образцах типа VII ГОСТ 9454-78. На каждый замер использовалось по 4 - 6 образцов, а полученные результаты статистически обрабатывались по методике работы [5].
Структуру выявляли методом тонких фольг на просвет с применением темнопольного анализа на электронных микроскопах УЭМВ-100К и ЭММА-4. Избыточную плотность дислокаций и связанные с ними напряжения определяли по методике работы [6] измерением величины угла изгиба фольги путем перемещения по ней контура с помощью гониометра, установленного в колонне микроскопа. После отпуска по электронограммам микродифракции по методике работы [7] проводили идентификацию присутствующих в структуре карбидов построением их схем.
При исследовании образцов, прошедших ВТМО НПВО, анализировались участки стали, расположенные около их наружной и внутренней поверхности с целью установления влияния способа охлаждения на структуру стали.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Результаты исследования механических свойств показали (табл. 1), что ВТМО НПВО в сочетании с высоким отпуском неоднозначно влияет на свойства. С одной стороны пластичность и ударная вязкость практически не изменяются по отношению к их значениям, полученным после штатной ТО (табл. 1). С другой - повышается на (14^19) % конструктивная прочность стали. Наименьшее значение предела прочности (ов=1105 МПа) получено при схеме охлаждения наружной поверхности образцов, а наибольшее (ов=1167 МПа) - по схеме охлаждения с внутренней поверхности. Промежуточное положение занимает результат, полученный при одновременном охлаждении обоих поверхностей. Разность между ними (без учета доверительного интервала) составляет 52 МПа и 14 МПа, соответственно. При этом предел текучести, характеризующий упругие свойства материалов, выше на образцах, полученных по комбинированной схеме охлаждения (ат= 1121 МПа), наименьшее (от=1057 МПа) - охлаждением наружной поверхности. Прирост прочности по сравнению с серийной ТО и влияние схем охлаждения на механические свойства стали обусловлен именно ее структурой, образующейся в процессе ВТМО НПВО. В связи с этим, рассмотрим последовательно формирование структурно-фазового состояния стали после закалки и высокого отпуска, а также после ВТМО НПВО и высокого отпуска.
Таблица 1
Механические свойства стали 30ХН2МФА и морфология мартенсита после закалки
Вид обработки Механические свойства Характеристики мартенсита
ов, МПа от, МПа 8,% % МДж/м2 Размер игл, мкм Ширина пакетов, мкм Объемная доля пакетов Объемная доля пластин
Штатная ТО 900-950 800-890 17,0-20,0 63,0-68,0 0,67-0,86 15-20 0,20 0,70 0,30
ВТМО с охлаждением наружной поверхности 1105-11 1057-18 17 3+2Д 67,9-1^ 0,830,86 7-10 0,13 0,70 0,30
ВТМО с охлаждением внутренней поверхности 1167-18 1105-15 17,7-0;9 67 9+0,9 6 , 0,3 0,870,91 7-10 0,13 0,75 0,25
ВТМО с охлаждением наружной и внутренней поверхности 1153-13 1121-18 17,8+1;36 67;O-0;5 0,850,90 7-10 0,13 0,75 0,25
Результаты исследований позволили установить, что в стали под действием термического цикла закалки по всей толщине стенки образцов формируется мартенсит (рис. 3) твёрдостью (48^50) НКСэ. Остаточного аустенита в структуре не обнаружено как после штатной закалки, так и после ВТМО НПВО. Размер кристаллов мартенсита составляет после штатной закалки (15^20) мкм, и, согласно классификации работы [8], такой мартенсит
считается крупноигольчатым. После НПВО размер кристаллов мартенсита составил (7^10) мкм, что свидетельствует о получении более дисперсного среднеигольчатого мартенсита, длина кристаллов не более (8^10) мкм [8].
а - х630; б - Пл - пластины; Пак - пакеты (х30000) Рис. 3. Морфологические составляющие мартенситной структуры стали после закалки
Степень морфологической однородности мартенсита определяли по соотношению объемной доли пакетного и пластинчатого мартенсита планиметрическим методом. Установлено, что мартенсит состоит из двух морфологических составляющих - пакетов (пакетный мартенсит) и пластин (пластинчатый мартенсит) (рис. 3, б). Их объёмное соотношение после штатной закалки составляет: 70 % пакетов и 30 % пластин, соответственно, и не отличается от их соотношения в данной стали, прошедшей НПВО с охлаждением наружной поверхности (табл. 1). При охлаждении внутренней поверхности и по комбинированной схеме объёмная доля пакетов возрастает до 75 % с соответствующим уменьшением объёма пластин на 5 %.
Пакетный мартенсит представляет собой структурное образование, состоящее из набора отдельных параллельных друг другу реек, удлиненной в направлении [011]а || [111]у формы, сгруппированной в пакеты (рис. 3, б), отделенных друг от друга малоугловыми границами и имеющими сложную структуру с высокой плотностью дислокаций. Средние размеры пакета после штатной закалки составляют: длину - до 10,8 мкм; толщину около 0,77 мкм при числе реек в контуре 3,85 и плотности - 55,8. Рейки одного пакета имеют до шести разных ориентировок с общей плоскостью {011}а || (111}у. Соседние пакеты принадлежат различным вариантам ориентационного соотношения Курдюмова-Закса. Согласно [6] в пределах одного аустенитного зерна при закалке возникает несколько таких пакетов, ширина которых после штатной закалки составляет 0,20 мкм (табл. 1), а после НПВО - 0,13 мкм, что свидетельствует об измельчении аустенитного зерна при деформировании заготовок и возникновении при закалке в большем объёме более мелкого пакетного мартенсита. Размеры областей с рейками составляют (0,3^1) мкм, кристаллическая решетка которых находится в одинаковом отражающем положении, о чем свидетельствует малый угол разориентация (5^10)° между соседними областями. Средние размеры пакетов и кристаллов мартенсита после НПВО в два раза меньше соответствующих размеров, полученных при штатной ТО. Длина составляет 1,06 мкм (на порядок меньше, чем после штатной ТО), ширина 0,8 мкм, число реек в контуре 6,15, а их плотность - 54,7.
Пластинчатый мартенсит представляет собой кристаллы линзовидной формы с более низкой микротвёрдостью, чем у пакетного мартенсита, что характерно для большинства конструкционных сталей [10], а наличие в мартенсите двух морфологических составляющих обусловлено распадом аустенита как бездиффузионным путём, так и диффузионным [9]. При этом напряжения в пластинах в 1,5 раза ниже, чем в пакетах.
После штатной ТО в структуре стали отмечаются области, в которых объем пакетов достигает 85 %. В этих областях наблюдается более фрагментированная структура, достигающая 20 %. Встречаются участки, претерпевшие рекристаллизацию, что приводит к образованию зон, свободных от дислокаций, тем самым снижающих прочностные
характеристики стали. Эти результаты свидетельствует о нестабильных режимах охлаждения при проведении штатной закалки. Полученные результаты позволяют сделать вывод о том, что НПВО способствует получению более мелкодисперсного мартенсита.
Результаты сравнительных исследований структуры стали после высокого отпуска позволили установить следующее. Структура стали представляет собой сорбит отпуска. Однако средние размеры зёрен феррита в стали после ВТМО НПВО в два раза меньше соответствующих размеров, полученных при серийной ТО (рис. 4).
а) - после штатной ТО (улучшения); б) - ВТМО НПВО и высокого отпуска (х30000)
Рис. 4. Структура стали
Субструктура стали образована дислокациями различного типа, с их многочисленными сплетениями (рис. 5). Плотность дислокаций после серийной ТО составляет (0,50-0,85)-1011 см-2, а после ВТМО НПВО - (1,14^1,26)-1011 см-2 (табл. 2). По нашему мнению такие переплетения дислокаций могут возникнуть в результате выделения дисперсных частиц карбидов в узлах пространственной решетки a-Fe.
а) б)
а) - после улучшения; б) - ВТМО НПВО (х40000) Рис. 5. Дислокационная структура
Количественный анализ дислокационных сеток и напряжений позволил установить, что они в 1,2 и 1,5 раза, соответственно, выше результатов, полученных на образцах, прошедших штатную ТО (табл. 2). При температуре отпуска хаотично расположенные дислокации, кроме миграции к границам зерен феррита, образуют области, характеризующиеся высокой избыточной плотностью и энергией (стенки дислокаций [11]) (рис. 5, б). Это подтверждает наличие интенсивных деформационных процессов, происходящих при НПВО и повышающих общую энергию мартенситной фазы. Кроме того стенки дислокаций и образующаяся из них сетка, являются энергетически выгодной формой их существования. Это приводит к дроблению зерна на блоки с малым углом разориентации, который в нашем случае составляет (3^5)°. Границы блоков начинают выполнять функции границ зерен, что также способствует измельчению структуры с увеличением межзеренной поверхности и снижает на ней удельную концентрацию вредных примесей, повышая
упругость и пластичность металла [12]. Схема охлаждения при НПВО влияет на области локализации и плотность дислокаций. Наиболее равномерное распределение плотности дислокаций обеспечивает комбинированная схема охлаждения с увеличением напряжений к внутренней поверхности (табл. 2).
Таблица 2
Средние количественные характеристики карбидной фазы
Вид обработки Расположение Цементит «Специальные» карбиды
карбида ширина, нм толщина, нм длина, нм толщина, нм длина, нм
Штатная ТО по границам зёрен 77 14-34 248 14-65 49
в зерне 43 10-29 110 20-43 64
ВТМО с охлаждением по границам зёрен 74 65 20-28 18-18 117 144 17-47 16-52 75 76
наружной в зерне 59 15-18 126 14-38 43
поверхности 43 13-20 79 11-47 48
ВТМО с охлаждением по границам зёрен 81 97 15/17 17/22 96 131 23/48 15/40 119 68
внутренней в зерне 65 14/20 200 10/51 69
поверхности 43 10/19 173 8/34 32
ВТМО с охлаждением по границам зёрен 72 112 15-26 19-27 99,5 195 10-53 14-41 44 76
наружной и внутренней поверхностей в зерне 48 62 9/21 12,0/15,5 110 218 10/53 14/41 44 76
В числителе приведены данные исследований областей, прилегающих к внутренней поверхности;
в знаменателе - к наружной поверхности
В работе [13] при данной схеме охлаждения были получены более высокие показатели поперечной прочности, объясненные с позиции возникновения на внутренней поверхности цилиндрических образцов максимальных остаточных сжимающих макронапряжений (рис. 7). Эти данные подтверждают полученные в настоящей работе результаты, а именно, что сложное строение дислокаций в виде стенок с их избыточной плотностью и напряжениями лежит в основе механизма упрочнения стали при ВТМО НПВО. При этом степень фрагментации структуры несколько ниже, чем при штатной ТО, и не зависит от схемы охлаждения.
Последующий после закалки нагрев при отпуске вызывает в мартенсите процессы перераспределения атомов углерода: распад самого мартенсита с образованием цементита и специальных карбидов при (325^400) оС [8]. С увеличением температуры отпуска происходит смена мест их зарождения, рост и переход в энергетически выгодные места - на границы и в стыки зерен феррита, что и наблюдается на рис. 6, б.
Из полученных результатов (табл. 2) следует, что в структуре присутствуют не только частицы цементита, но и «специальных» карбидов типа М2С, М6С и М23С6 (рис. 5) на основе карбидообразующих элементов - молибдена, хрома и ванадия, которыми легирована данная сталь. Специальные карбиды выделились в основном по границам зёрен в виде прослоек, что объясняется более высокой температурой их образования при нагреве в процессе отпуска. Объемные доли цементита и специальных карбидов сопоставимы между собой. Однако размеры карбидов после ВТМО НПВО более дисперсны (табл. 2), чем после штатной ТО.
Таким образом, повышение конструктивной прочности стали 30ХН2МФА после ВТМО НПВО при сохранении пластических свойств обусловлено не только повышенной плотностью дислокаций, но и изменениями процессов карбидообразования при отпуске, приводящими к получению более дисперсных, равномерно распределенных и когерентных с матрицей феррита карбидных частиц, а также сегрегаций углерода на дефектах строения структуры.
С увеличением температуры отпуска происходит смена мест их зарождения, рост и переход в энергетически выгодные места - на границы кристаллов и в стыки зерен, что и наблюдается на рис. 6.
011а
101а
110аг
11 0а 9
020а'-
■121а
211а
а)
б)
в)
а) -Ме2С (х20000); б) -Ме6С (х30000); в) -Ме23С6 (х20000) Рис. 6. Электронограммы микродифракции карбидов и схемы расшифровки
По сравнению с цементитом эти карбиды в основном выделились по границам структурных образований и их размеры более дисперсны, что объясняется более высокой температурой их образования при отпуске. Объемные доли цементита и карбидов легирующих элементов сопоставимы между собой (табл. 2). В целом степень морфологической однородности структуры определяли по соотношению объемной доли пакетного и пластинчатого мартенсита планиметрическим методом. Установлено, что основной составляющей является пакетный мартенсит. Его среднее содержание в объеме образцов (70 %) в 2 - 3 раза выше по сравнению с объемом пластин (30 %) (табл. 1). Однако отмечены области, в которых объем пакетов достигает 85 %. В этих кристаллах наблюдается более фрагментированная структура, достигающая 20 %. Встречаются участки, претерпевшие рекристаллизацию, что приводит к образованию зерен свободных от дислокаций, снижая, тем самым, прочностные характеристики стали. Это свидетельствует о ее химической неоднородности и нестабильных режимах проведения серийной термической обработки.
Исследования образцов, прошедших ВТМО НПВО и высокий отпуск, показали, что данная технология не приводит к изменению морфологии мартенситной фазы. В стали наблюдается как пакетный, так и пластинчатый мартенсит с отсутствием остаточного аустенита (рис. 3). При этом объемная доля пакетов на 5 % выше при внутреннем и комбинированном охлаждении (табл. 1). Средние размеры зерен, пакетов и кристаллов мартенсита в два раза меньше соответствующих размеров, полученных при серийной ТО. Длина контура в зерне составляет 1,06 мкм (на порядок меньше, чем при серийной ТО), ширина - 800 мкм, число реек в контуре 6,15, а их плотность - 54,7.
Из полученных результатов (табл. 2) следует, что в структуре присутствуют не только частицы цементита, но и «специальных» карбидов типа М2С, М6С и М23С6 (рис. 6) на основе карбидообразующих элементов - молибдена, хрома и ванадия, которыми легирована данная сталь. Специальные карбиды выделились в основном по границам зёрен в виде прослоек, что объясняется более высокой температурой их образования при нагреве в процессе отпуска. Объемные доли цементита и специальных карбидов сопоставимы между собой. Однако размеры карбидов после ВТМО НПВО более дисперсны (табл. 2), чем после штатной ТО.
Так, принимая, согласно [13] объем элементарной ячейки карбида на уровне
3 3
28-10 нм , а размеры карбидной фазы после серийной ТО и ВТМО НПВО согласно данным табл. 2, можно видеть, что карбиды в зерне после серийной ТО состоят в среднем из
3,4-106 ячеек, по границам зерен из 17-106 ячеек, а после ВТМО НПВО из 1,7-106 и 3,85-106 ячеек, соответственно, т.е. в 2 ^ 4 раза мельче.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
На основании проведенных исследований можно говорить, что основной механизм упрочнения сталей в процессе ВТМО НПВО заключается в измельчении аустенитного зерна при деформировании и наследовании его размеров в процессе закалки, величина которого приближается к размерам наноструктур. Образующаяся субструктура способствует получению в сталях и более дисперсных, наноразмерных равномерно распределенных карбидов, что способствует повышению в 1,2 раза избыточной плотности дислокаций с 50 % увеличением амплитуды дальнодействуюших полей напряжений, и как следствие увеличению конструктивной прочности сталей при сохранении ее пластических свойств. Данный механизм упрочнения наиболее полно реализуется в процессе ВТМО цилиндрических заготовок с центральным отверстием по комбинированной схеме их охлаждения.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Шаврин О.И. Термомеханическая обработка деталей машин. М. : Машиностроение, 1983. 177 с.
2. Бернштейн М.Л., Займовский В.А. Структура и механические свойства металлов. М. : Металлургия, 1970. 472 с.
3. Шаврин О.И., Крекнин Л.Т., Маслов Л.Н. и др. Термомеханическое упрочнение полуфабрикатов, заготовок и деталей машин. М. : ЦНИИинформации, 1986. 340 с.
4. Шлыков А.А. Справочник термиста. М. : Машгиз, 1961. 392 с.
5. Степанов М.Н. Статистическая обработка результатов механических испытаний. М. : Машиностроение, 1972. 232 с.
6. Курдюмов Г.В., Утевский Л.И., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. М. : Наука, 1977. 238 с.
7. Лаборатория металлографии / под ред. Б.Г.Лившица. М. : Металлургия, 1965. 439 с.
8. Толковый металлургический словарь. Основные термины / под ред. В.И. Куманина. М. : Русский язык, 1989. 446 с.
9. Васильева А.Г. Деформационное упрочнение закаленных конструкционных сталей. М. : Машиностроение, 1981. 231 с.
10.Романов О.Н. Вязкость разрушения конструкционных сталей. М. : Металлургия, 1979. 216 с.
11 .Петров Ю.Н. Дефекты и бездиффузионное превращение в стали. Киев : Наукова Думка, 1978. 264 с.
12.Курдюмов Г.В. Явления закалки и отпуска стали. М. : Металлургия, 1960. 231 с.
13. Белоус М.В., Черепин В.Т., Васильев М.А. Превращения при отпуске стали. М. : Металлургия, 1973. 232 с.
ON CONDITIONS OF NANO-DIMENSIONAL CARBIDES GENERATION IN THERMOMECHANICAL HARDENING ALLOY STEEL
Dementyev V.B., Spichkin N.A., *Solovyev S.D.
Institute of Applied Mechanics, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia *Izhevsk State Technical University, Izhevsk, Russia
SUMMARY. Here are given the results of research of alloy steel structure, its phase components and mechanical properties after improvement and high-temperature thermomechanical treatment with methods of electronic microscopy, X-ray difractometry and mechanical tests. It is shown that high-temperature thermomechanical treatment application promotes fragmentation of martensite phase, nano-dimensional carbides formation, and, as a result, complex increase of steel's mechanical properties.
KEYWORDS: high-temperature thermomechanical treatment, sheet-like and rack martensite, cementite (iron carbide), specific carbides.
Дементьев Вячеслав Борисович, доктор технических наук, заместитель директора по научным вопросам ИПМ УрО РАН, тел. (3412) 20-29-25, e-mail: demen@udman.ru
Спичкин Николай Анатольевич, кандидат технических наук, старший научный сотрудник ИПМ УрО РАН, тел. (3412) 20-35-14
Соловьев Сергей Данилович, кандидат технических наук, доцент ИжГТУ, тел. (3412)50-24-10
