Мультиплетный характер процессов аустенизации и распада аустенита низкоуглеродистых мартенситных сталей Текст научной статьи по специальности «Физика»

ВЕСТНИК ПЕРМСКОГО УНИВЕРСИТЕТА

2010 Физика Вып. 1 (38)

УДК 536.425

Мультиплетный характер процессов аустенизации и распада аустенита низкоуглеродистых мартенситных сталей

Л. М. Клейнер3, Л. В. Спивак ъ, А. А. Шацов3, М. Г. Закирова3

а Пермский государственный технический университет, 614000, Пермь, Комсомольский пр., 29 ь Пермский государственный университет, 614990, Пермь, ул. Букирева, 15

Методами дифференциальной сканирующей калориметрии исследованы фазовые превращения при нагреве и охлаждении низкоуглеродистых мартенситных сталей 17Х2Г2Н, 17Х2Г2Н2.5, 17Х2Г2НМ0.3. Показано, что фазовые превращения в межкритическом интервале температур для всех сталей этого класса протекают в несколько этапов. Распад переохлажденного аустенита ниже 500 °С происходит в этих сталях по трем механизмам, температурные интервалы реализации которых накладываются друг на друга. Конкретные проявления многостадийности таких фазовых трансформаций определяются составом сталей и их термомеханической предысторией.

Ключевые слова: сталь, аустенит, мартенсит, превращение, механизм, кинетика.

1. Введение

В работах [1,2] было показано, что процесс аустенизации при нагреве низкоуглеродистой мар-тенситной стали 07ХЗГНМ имеет в межкритическом интервале температур, судя по данным дифференциальной сканирующей дилатометрии, мультиплетный характер. В свою очередь при ох-лаждении стали 07ХЗГНМ после аустенитизации при распаде переохлажденного аустенита ниже 500 °С имеет место наложение двух процессов, протекающих последовательно с малым температурным интервалом между ними. Возникла задача выяснить, насколько обнаруженные закономерности являются общими для этого класса сталей.

2. Методика

Предметом исследования в работе были выбраны экспериментальные низкоуглеродистые мар-тенситные стали (НМС) 17Х2Г2Н (0.17% С, 2.10% Мп, 2.2% Сг, 1.10% Ni), 17Х2Г2Н2,5 (0.17% С, 1.95% Мп, 2.10% Сг, 2.45% Ni) и 17Х2Г2НМ0,3 (0.17% С, 2.20% Мп, 2.10% Сг, 1.45% Ni, 0.32% Мо).

Данные по дифференциальной сканирующей калориметрии (DSC) были получены с помощью прибора STA “Jupiter” 449 фирмы Netzsch. Образцы сталей представляли собой шайбы диаметром

~4 мм и высотой ~3 мм. Нагрев и охлаждение производили в атмосфере аргона. Экспериментальные данные по DSC обработаны с использованием программного обеспечения “Proteus Analyses” и пакета “Fityk”.

3. Экспериментальные результаты и их обсуждение

В отличие от данных дилатометрического анализа, которые характеризуются монотонным, без особенностей, изменением длины образцов при образовании аустенита из перлита, на кривых DSC этих сталей наблюдали более сложный характер изменения DSC сигнала в межкритическом интервале температур (МКТИ) при нагреве со скоростями 5 -ь 40 К/мин. В зависимости от термокинетической предыстории сплавов (под этим понимается предшествующее процессу измерения DSC число термоциклов, скоростей нагрева и охлаждения, температуры аустенизации, схемы термической обработки сталей и т.п.) получаются несколько различные друг от друга DSC кривые как при нагреве, так и при охлаждении. Тем не менее при этом сохраняются некоторые общие закономерности изменения DSC сигнала при фазовых перекристаллизациях.

При нагреве с меньшими 40°/мин скоростями на кривых DSC в районе 300 -ь 400 °С наблюдается

© JI. М. Клейнер, JI. В. Спивак, А. А. Шацов, М. Г. Закирова, 2010

111

некоторая особенность (перегиб), которую предположительно можно связать с распадом небольшого количества остаточного аустенита в рассматриваемых композициях. Наименьшую температуру начала процесса аустенизации, точка Ась имеет сталь, легированная 2.5% никеля (17Х2Г2Н2.5), Аа = 705+6 °С. Для стали 17Х2Г2Н АС1 = 726+3 °С. Для стали 17Х2Г2НМ0.3 Аа = 710+4 °С. Увеличение скорости нагрева с 5 до 40 К/мин практически не влияет на положение точки АСь что соответствует общепринятым представлениям [3, 4]. Увеличение в стали содержания никеля (сталь 17Х2Г2Н2.5) снижает эту температуру по сравнению со сталью 17Х2Г2Н. Меньшее влияние на эту температурную точку оказывает легирование молибденом (сталь 17Х2Г2НМ0.3).

Общие закономерности изменения сигналов Б8С, присущие данной группе сплавов, можно рассмотреть на примере Б8С анализа стали 17Х2Г2Н, которую можно считать базовой для этой группы сплавов. Б8С кривая в районе температур аустенизации при нагреве этой стали показана на рис. 1. Как обычно такая фазовая трансформация является эндотермической.

Приведенный на рис. 1 ход второй производной сигнала Б8С по температуре показывает, что в межкритическом интервале температур реализуются несколько перекрывающих друг друга процессов фазовой трансформации.

т. -с

Рис. 1. Зависимость Б8С сигнала (1) и его второй производной (2) от темпе-

ратуры при нагреве стали 17Х2Г2Н

Детальный анализ второй производной структуры пика поглощения и использование программного пакета ‘Т^к” показывают (см. рис. 2), что его можно представить как суперпозицию трех (в данном случае) процессов, последовательно или с перекрытием реализующихся при нагреве стали в МКТИ.

В зависимости от термокинетической предыстории сплава и его состава данное фазовое превращение может осуществляться в два, три или даже четыре этапа. Первый подпик Р1 наблюдает-

ся во всех случаях и для всех трех сплавов. Его парциальная доля поглощаемого при превращении тепла составляет наибольшую часть в общем балансе тепловых затрат на реализацию перехода сплава в аустенитное состояние.

Положение подпика Р1, в отличие от подпиков Р2 и РЪ, мало зависит от скорости нагрева. Это позволяет считать, что данный пик поглощения обусловлен бездиффузионным (сдвиговым) механизмом а—перехода выше критической точки Ась После реализации этого этапа фазового перехода при дальнейшем нагреве в интервале МКТИ, судя по тепловым эффектам, осуществляются следующие стадии фазовой трансформации. Дальнейший ход Б8С кривой нагрева зависит, как уже отмечалось, от термокинетической предыстории сплава.

200 250 300 350 400 450 500

Т, °с

Рис. 2. Зависимость Б8С сигнала от температуры в МКТИ для стали 17Х2Г2Н и аппроксимация пика поглощения тремя подпиками. ББС точки - экспериментальные результаты. ББС сплошная линия -результат аппроксимации

Применительно к данному конкретному случаю затраты на реализацию первого механизма перехода составили 12.0 Дж/г, для перехода по второму механизму — 9.7 Дж/г и по третьему механизму -6.8 Дж/г. Для двух других сплавов наблюдаются близкие к отмеченным закономерности.

Еще одной установленной закономерностью является уменьшение теплового эффекта процесса аустенизации с увеличением скорости нагрева. Эти данные можно считать свидетельством того, что с увеличением скорости нагрева увеличиваются объемы сплава, аустенизация которого происходит с меньшими энергетическими затратами.

Рассмотрение поведения этих сплавов при охлаждении (см. рис. 3) показывает, что на кривых Б8С в районе температур 600+700 °С наблюдается некоторый экзотермический процесс, который предположительно связан с выделением незначительного количества перлита при охлаждении аустенита с относительно малыми (10 + 40 К/мин) скоростями в этом температурном интервале. Ос-

Мулътиплетный характер процессов аустенизации

113

новное же количество тепла выделяется при охла-яедении этого сплава ниже 500 °С.

Т, "С

Рис. 3. Зависимость Б8С сигнала (1) и его второй производной (2) от температуры при охлаждении стали 17Х2Г2Н

Характер изменения в этом температурном интервале второй производной Б8С сигнала по температуре свидетельствует о сложном характере низкотемпературного превращения переохлажденного аустенита (мартенситное превращение).

Т, °С

Рис. 4. Зависимость Б8С сигнала от температуры для стали 17Х2Г2Н в интервале температур мартенситного превращения и аппроксимация экзотермического пика тремя подпиками. ББС точки - экспериментальные результаты. ББС сплошная линия - результат аппроксимации

Наличие соответствующих экстремальных точек на второй производной сигнала Б8С ситуации позволяет утверждать, что в этом температурном интервале реализуются три накладывающихся друг на друга механизма фазовой трансформации. Использование программного пакета ‘Т^к” позволяет аппроксимировать кривую Б8С сигнала тремя функциями. Максимумы этих функций задаются характерными точками на второй производной сигнала Б8С. Причем один из таких механизмов распада (Р2) реализуется во всем температурном

интервале низкотемпературного превращения, тогда как два других (Р1, Р3) носят более локализованный (по температурам проявления) характер. Основное количество тепла в данном температурном интервале связано с превращением по механизму Р2 (37.3 Дж/г). Значение этого параметра для двух других механизмов, Р1 и РЗ, равны соответственно 13.0 и 9.5 Дж/г. Сопоставление данных Б8С анализа с диаграммами изотермического распада аустенита этой стали (см. [5, 6]) позволяет считать, что в этом интервале температур образование бейнитных структур не происходит. Таким образом, спектр сигнала Б8С показывает, что наблюдаются неизвестные ранее особенности распада пс рсо х лажде н но го аустенита с образованием мартенситной фазы по различным кинетическим сценариям. Сравнение тепловых эффектов при нагреве и охлаждении показывает, что при нагреве в МКТИ поглощение тепла много меньше, чем выделяется при охлаждении ниже критической точки Агь При нагреве этих сплавов на процесс аустенизации затрачивается 21+25 Дж/г, тогда как при охлаждении в районе температур мартенситного превращения (500+200 °С) выделяется 56+59 Дж/г.

Данное обстоятельство свидетельствует 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. Но даже если учесть общее количество тепла, которое выделяется при нагреве выше 400 °С, то и в этом случае выделяющаяся при охлаждении тепловая энергия оказывается заметно большей, чем это фиксируется при нагреве.

В случае классического, сдвигового по механизму, мартенситного превращения энергетические затраты на его осуществление относительно невелики и во многих случаях оно может реализоваться атермически. С другой стороны, столь значительное выделение тепла при охлаждении в районе температур 500 -ь 200 °С указывает на то, что одновременно с мартенситным превращением протекают и другие процессы с заметным экзотермическим эффектом. По-видимому, это является следствием того, что в данном температурном интервале при реализованных в работе скоростях охлаждения ниже 500 °С происходит наложение процессов образования мартенсита и его самоот-пуска.

Следовательно, при использованных в работе скоростях охлаждения в сплаве должны быть представлены при 20 °С следующие структурные элементы: весьма небольшие количества перлита, Б8С появление которого обуславливает экзотермический эффект в районе 600 + 700 °С, мартен-ситные образования, возникающие при распаде

переохлажденного аустенита ниже 500 °С; остаточный аустенит. Поэтому при последующем нагреве такой сложной по структуре композиции с учетом проявления структурной наследственности (см. [7]) при аустенизации стали можно ожидать в МКТИ смещения по температуре процессов перехода исходных структурных элементов в аустенит. Определенным отражением этого является рассмотренный выше мультиплетный характер сигнала Б8С при аустенизации.

4. Выводы

Показано, что всем исследованным сталям этого класса присущ мультиплетный характер процессов аустенизации в МКТИ и распада переохлажденного аустенита. Конкретные проявления многостадийности таких фазовых трансформаций определяются составом сталей и их термомеханической предысторией. Общим для этой группы сталей является соотношение между затратами тепловой энергии на реализацию процессов аустенизации и выделением тепла при мартенситной реакции.

Б8С анализ свидетельствует о более сложном характере процессов при нагреве и охлаждении этого класса сталей, чем это до сих пор демонстрировали данные дилатометрии и магнитного анализа (анизометрии).

Список литературы

1. Клейнер Л. М., Спивак Л. В., Шацов А. А. и др., Фазовые превращения в сплаве 07ХЗГНМ // Вестн. Перм, ун-та. 2009. Вып. 1. Физика. С. 100-103.

2. Клейнер Л. М., Ларинин Д. М., Спивак Л. В. и др. Фазовые и структурные превращения в низкоуглеродистых мартенситных сталях // Физика металлов и металловедение. 2009. Т. 108, № 2. С. 1-8.

3. Курдюмов Г. В. Явления закалки и отпуска стали. М.: Металлургиздат, 1960. 64 с.

4. Блантер М. М. Теория термической обработки. М.: Металлургия, 1984. 328 с.

5. Клейнер Л. М., Шацов А. Д. Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мар-тенситного класса / Перм. гос. техн. ун-т,. Пермь, 2004. 142 с.

6. Клейнер Л. М., Шацов А. А. Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мар-тенситного класса / Перм. гос. техн.ун-т, Пермь, 2008. 302 с.

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

Multiplet character of austenite formation processes and austenite disintegration in low-carbon martensitic steels

L. M. Kleynera, L. V. Spivakb, A. A. Shatsova, M. G. Zakirovaa

aPerm State Technical University, Komsomolsky Pr., 29, 614000 Perm bPerm State University, Bukireva St. 15, 614990 Perm

The phase transformations of low-carbon martensitic 17X2r2H, 17X2r2H2.5, 17X2r2HM0.3 steels at heating and cooling have been investigated by methods of differential scanning calorimetry.

It was shown, that phase transformations for all steels of this class within the intercritical interval of temperatures were going in several stages. Disintegration of supercooled austenite in these steels occurs by three mechanisms at temperatures below 500 °C. The temperature intervals of these mechanisms realization overlap each other. The multi-stage effect depends on steel content and its structure.

Keywords: steel, austenite, martensite, transformation, mechanism, kinetics.