Об особенностях аустенитного превращения в углеродистых сталях при ускоренном и лазерном нагреве Текст научной статьи по специальности «Химические науки»

Б. И. Бертяев

ОБ ОСОБЕННОСТЯХ АУСТЕНИТНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ В УГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЯХ ПРИ УСКОРЕННОМ И ЛАЗЕРНОМ НАГРЕВЕ

Проведен теоретический анализ влияния скорости нагрева на скорость реакции а® у- превращения. Показано, что энергия активации процесса существенно зависит от температуры реакции. При скоростях нагрева до ун=106 С/с скорость перемещения межзеренной границы может составлять &13,4см/с, что может служить эффективным каналом для ускоренного массопере-носа.

В настоящий момент имеются значительные расхождения в интерпретации закономерностей кинетики образования аустенита в углеродистых сталях при ускоренном нагреве. В основном это относится к начальной стадии а®у - превращения и механизму образования у - фазы.

Экспериментально установлено, что а®у - превращение в углеродистых сталях протекает в некотором интервале температур, что свидетельствует о развертывании процесса во времени (изотермический нагрев) и по температуре (неизотермический нагрев). Предельные точки интервала, соответствующие началу и концу превращения, называются критическими точками. С ростом скорости нагрева ун этот интервал смещается в область более высоких температур.

В трактовке этого обстоятельства используются в основном две точки зрения на механизм а®у - превращения, получившие названия диффузионной и бездиффузионной [1].

Согласно первой точке зрения на начальном этапе происходит насыщение а - фазы углеродом до равновесного значения (~0,8%), а затем образование у - фазы. Благодаря ускоренному нагреву углерод не успевает раствориться в а - фазе и температура реакции смещается вверх в соответствии с диаграммой Fe - С Местом образования центра у - фазы считается феррит (а -фаза). Однако экспериментальная проверка этого предположения показывает, что значительного насыщения а - фазы углеродом не происходит. С другой стороны скорость диффузии атомов углерода достаточно высока, чтобы лимитировать реакцию а®у - превращения.

Согласно второй точке зрения на начальном этапе происходит а®у - превращение без углерода. Диффузия углерода протекает в у - фазе и считается вторичным процессом. Делается вывод о невозможности сместить или подавить превращение с увеличением скорости нагрева. Низкую температуру реакции (720°С против 910°С) объясняют аналогией между перлитно-аустенитным превращением и контактным плавлением [2].

Эта гипотеза содержит в себе ряд недостатков. Во-первых, отрицается влияние концентрации углерода на температуру а®у - превращения. Для сплава железа с углеродом это означает наличие только двух критических температур - 910°С ( нет контакта с перлитом) и 720°С (есть контакт с перлитом). Промежуточные температуры исключаются, и участок GP диаграммы Fe -C теряет всякий смысл.

Во-вторых, отрицается смещение температуры начала аустенитного превращения (около 5% у - фазы) и допускается смещение по температуре 10 и более процентов [2] аустенитной фазы. Но если допустить смещение 10% аустенита, то что мешает смещаться 3-ь5% аустенита? И в том, и в другом случаях требуется некоторое конечное время, идущее на образование некоторой начальной доли аустенита в объеме образца. Тем не менее в работе [2] полагается, что термин “инструментальное начало” или критическая температура вряд ли применим только на том основании, что разным скоростям нагрева началу площадки может соответствовать разная степень превращения.

По мнению автора, необоснованно связывать критическую температуру или “инструментальное начало” с определенной одинаковой для этой температуры степенью превращения. Разумно допустить, что начальная степень превращения сама является функцией от степени перегрева. Конечность времени перестройки атомов в у - фазу ведет к смещению температуры процесса, а перегрев системы увеличивает долю атомов, участвующих в образовании у - фазы. Поясним это следующим формальным рассуждением.

В расчетах степени X превращения опираются на уравнение вида [3]

-р} М*\ | Уй I

Х= 1 -е 1 J , (1)

где I - время процесса; J и У -скорости зарождения и роста центров новой фазы; Ь - параметр, учитывающий геометрию центра. Кинетические величины J и У являются функциями температуры. Перегрев системы на несколько градусов может на порядок и более увеличивать J и У. В результате экспонента в уравнении (1) должна быстро затухать, а начальная степень превращения должна стремиться к единице. Физически это оправдано, так как перегрев системы увеличивает подвижность атомов и облегчает их перестройку в у - фазу. Формально этому может соответствовать снижение энергии активации и0, с которого стартует реакция а®у - превращения. Данная работа посвящена теоретическому анализу влияния скорости нагрева на величину и0 и скорость развития а®у- превращения при лазерных скоростях нагрева.

Влияние скорости нагрева на величину энергии активации зарождения у - фазы в

железе и углеродистой стали

Теоретический анализ роста зерна аустенита в углеродистой стали при ускоренном нагреве, выполненный в работе [4], показал, что при фиксированной скорости нагрева ун энергия активации роста и зерна растет по мере развития процесса. Однако с ростом ун наблюдается тенденция снижения и. Можно показать, что такое снижение и обусловлено снижением энергии активации зарождения и0.

С этой целью воспользуемся зависимостью вида [5]

С

и0 = К • ТАн 1П--- > (2)

Т0у,

где То » 10-13с, с=32 - параметр размерности температуры; Тан - температура начала аустенитно-го превращения. Экспериментальная зависимость ТАН от ун позволяет рассчитать и0.

В таблю 1 представлены результаты экспериментальных измерений Т^н от ун для стали У8А в отожженном состоянии, взятые из [6]. По данным табл. 1 и уравнению (2) проведен расчет и0 (ТАН). Данные расчета представлены на рис.1.

Таблица 1

Данные измерений смещения ТАН от у„ на стали У8А

Ун, (град/с) 20 100 300 700 1700

О Н 760 780 800 820 840

Расчет показывает, что перегрев стали снижает и0. В интервале температур от 740°С до

780°С снижение и0 на один градус составляет

Ц>

кДж

ли о

Дж

760 Р и с.1

780 800 820 840 860 880'

Зависимость и0(7\Н) при а-у -превращении

ЛТа

= -240-----------. Снижение и0

і АН моль • град

при перегревах ускоряет нарождение центров у - фазы. Оценим время образования такого центра при лазерном нагреве в импульсном режиме. Для этого необходимо знать температуру реакции и соответствующую величину Ц0. Аппроксимируем кривую (см. рис.1) линейной функцией вида

и0 (ТАи ) = и0 + е0 • ЛТАн , (3)

“ »-140

где Ц = 195

0 0 Ан

кДж/моль;

Дж/(моль-град) - среднее значение убыли и0 при перегреве на один градус.

При Ун = 106град/с перегрев может составить около 410о , что соответствует Тан»1150°С = 1423К [5]. Из (3) следует, что и0 =137,6 кДж/моль, тогда время

ст

т = т0 ехр

Ц 0

Я • Т

образования центра у - фазы составит около 1,1240- с, что более чем на 4

АН

порядка превосходит аналогичные величины при температурах, близких к равновесным (4^7-10-4с [5]).

Смещение критической температуры Та®у наблюдается и у железа [6]. Однако эффект здесь выражен слабее, что объясняется более сильной зависимостью и0ре от Та®у. Действительно, при нагреве железа со скоростью Ун~1 град/с и Та®у=910°С=1183 °К из уравнения (2) следует, что и0Ре=252,7 кДж/моль. При нагреве железа со скоростью 104град/с перегрев а - фазы может составлять около 70^80°С. Из уравнения (2) следует, что энергия активации зарождения у -фазы в этом случае составит 197,1кДж/моль. Следовательно, изменение и0ре при перегреве на один градус составит

ли 0

лта

= -790

Дж

моль • град

°0 Ее

а®у ^ а®у

что в 3 раза превосходит аналогичную величину на стали У8А.

Расчет показывает, что энергия активации и0ре при полиморфном превращении превосходит и0 в углеродистой стали при равновесных температурах на величину, соответствующую энергии активации диффузии атомов углерода в а - фазе [7 ]. При этом и0Ре согласуется с величиной энергии активации самодиффузии атомов Бе в а - фазе. Известно, что углерод снижает температуру реакции и величину энергии активации а®у - превращения. Данные расчета дают основание считать, что перестройка решетки в углеродистых сталях происходит в присутствии углерода.

Отметим еще одно обстоятельство, вытекающее из проведенного теоретического анализа. Расчет показывает, что при скорости нагрева 6,7-103град/с температура ТАН в углеродистой стали достигает температуры полиморфного превращения. При таком режиме нагрева следует ожидать два независимых канала превращения: образование высокоуглеродистого аустенита и полиморфное превращение. Скорости таких реакций будут различны. В результате следует ожидать сильно неоднородный аустенит. Это обстоятельство находит экспериментальное подтверждение. В работе [8] показано, что при нагреве со скоростями выше 10 град/с в доэв-тектойдных сталях наблюдается превращение каждой структурной составляющей независимо друг от друга: перлит переходит в аустенит, феррит претерпевает полиморфное превращение.

В рамках релаксационных представлений можно показать, что снижение энергии активации имеет место и при распаде аустенитной фазы в результате охлаждения. В табл. 2 представлены данные о скорости зарождения а-фазы в зависимости от температуры Ту®а реакции.

Рассматривая скорость зарождения центра а-фазы (или частоту появления зародыша) как величину, обратную времени т образования центра, согласно [5] провели расчет значений т в зависимости от Ту®а. Данные расчета представлены в табл.2.

Таблица 2

Скорость зарождения и расчетное время образования т центра а-фазы в зависимости от

температуры реакции

Т °С і у®а I, (мм3-с)"1 т, с

645^635 3-102 3,3-10-3

615^610 1,3-103 7,7-10-4

595^590 2,7-103 3,7-10-4

575^570 7-103 1,43-10-4

555^550 32-103 3,12-10-5

535^530 55,5-103 1,8-10-5

515^510 27-103 3,7-10-5

500 25-103 4-10-5

По значению т и величине критической температуры Та®у, соответствующей началу распада аустенита, рассчитывалась энергия активации и 0 . Данные расчета и 0 в зависимости

Ье

от степени переохлаждения АТу—а представлены на рис.2. Как показывает расчет, снижение и0 при переохлаждении на градус составляет е0 СТ = 544Дж/(моль-град). Максимальное

и,

0/—

70 100 130 160^ту—а!°90 220

Р и с.2 Зависимость энергии активации активации зарождения а-фазы от степени переохлаждения при у—а-превращении

значение энергии активации и 0 =221,4кДж/моль достигается при равновесной температуре

(710°С или 983°К). При этом время т образования центра а - фазы составит 5,8-10-2с. Минимальное значение и0 =130 кДж/моль достигается при температуре 530^535°С, которая соот-

ветствует точке поворота термокинетической кривой распада аустенита. По величине и0

согласуется с энергией активации диффузии атомов углерода в у - фазе ^=125,5^135кДж/моль [1,7]). На рис.2 видно, что дальнейшее снижение температуры не влияет на величину и0 .

Причина стабилизации энергии активации и0 пока неясна. Возможно углерод начинает

лимитировать скорость реакции распада аустенитной фазы как на стадии зарождения, так и на стадии роста.

Интересно еще одно обстоятельство, вытекающее из результатов теоретического анализа.

можно заметить, что разность е0 СТ и

а—у

е0 е равна е0 СТ . В то же время эта разность согласуется с величиной запасенной упругой

Сопоставляя величины е

0 СТ ■ а—у

0 Ее ■ а—у

0 СТ ■

у—а

'0 Ее равна е0 СТ

а—у у—а

энергии, обусловленной кристаллографическими особенностями фазовых переходов при нагреве и охлаждении [3].

Оценка скорости роста аустенитного зерна и влияние размера зерна на механические свойства зоны закалки при лазерных скоростях нагрева

Оценка скорости роста V = — зерна аустенита и его размеров при лазерных скоростях на-

&

грева была выполнена в работе [4]. Однако расчет проводился при условии, что энергия активации и0 фиксирована и не зависит от степени перегрева ТАН. Здесь приведен расчет V и размера зерна Ь с учетом этого обстоятельства.

Если в точке Тк=Тан сформировался центр у - фазы, то развитие реакции определяется скоростью роста V [4]:

V = -, (4)

т

где 1 - ширина области перестройки; т - время перестройки атомов комплекса.

Размер зерна Ь можно определить выражением [4]

Ь = [ —&, (5)

т

где Л? - время эволюции центра у - фазы. Время Л находится из зависимости [4,6]

с*

М =------, (6)

V *

н

где с*=55 - параметр размерности температуры, а Ун* - скорость нагрева в интервале превращения - в 2 - 3 раза меньше Ун в силу эндотермичности реакции. Пренебрегая скрытой теплотой

превращения (ун @ Ун*, что допустимо) и полагая V=const, из (6) и (5) получим

1 с*

Ь =------. (7)

т V

н

Оценим Ь и V для двух режимов нагрева : Ун = 1 град/с и Ун = 106 град/с. Полагая 1=(1^1,5)-10-7см и т=5-10-4с [5], из (4) и (7) получим V= (2^3)-10-4см/с, Ь=110^165мкм. Для второго режима нагрева (импульсный лазерный нагрев) т=1,12-10-8с. Подставляя в (7), получим V=8,9-^13,4см/с, Ь=4,86^ 7,3 мкм, что хорошо согласуется с наблюдаемыми значениями размера аустенитного зерна [ 9,10].

Расчет показывает, что скорость роста при импульсном лазерном нагреве более чем на четыре порядка превосходит V при Ун » 1град/с и согласуется с наблюдаемыми скоростями диффузии, например, атомов углерода [9,10]. Однако несмотря на высокую скорость протекания а—у - превращения, зерно аустенита измельчается всего в 22^23 раза. С другой стороны, известно, что более двадцатипятикратного измельчения зерна получить не удается. Поэтому нецелесообразно уходить в область более короткого импульса с целью дальнейшего измельчения структуры закалки.

Исследования закаленного слоя в углеродистых сталях после действия лазерного излучения показали, что предел текучести стТ и микротвердость НБ значительно превосходят аналогичные величины при традиционных видах термообработки.

Одной из причин высоких механических свойств может быть высокая дисперсность аустенита, в пределах которого образуется структура закалки. Чтобы оценить Стх и Нб после лазерно-

1

го нагрева воспользуемся известным соотношением Петча-Холла <гТ ~ НБ ~ Ь 2 и данными расчета. В результате 22 - 23 кратного измельчения структуры следует ожидать возрастания стт и НБ в 4,73 раза. Если принять, что в незакаленных углеродистых сталях исходные значения стт и НБ составляют (21,5^45)-107Н/м2 и (13,48^29,53)-10-8Н/м2 [7], то после лазерной закалки ожидаемые значения стт и НБ составят (10,17^21,3) -108Н/м2 и (6,38^13,97)-109Н/м2 соответственно. Так, например, лазерная закалка углеродистых сталей позволяет получить НБ=(11,76^13,73)-109Н/м2 [9,10].

Опираясь на релаксационные представления, можно оценить величину энергии активации к концу превращения, если принять, что время полного превращения Л? равно времени релаксации на самой медленной стадии процесса, т.е. А? = т . Представив т в виде

* 0 /о\

т = т0 ехР р , (8)

К - Т АК

где Так - температура конца превращения, и используя (6), при Ун»1 град/с получим

и =289^295,7кДж/моль, что соответствует энергии активации самодиффузии атомов Бе в у - фазе [ 7]. При этом скорость роста центра у - фазы составляет около 2,5-10-9см/с, т.е. пренебрежимо малую величину.

Таким образом, теоретический анализ а—у - превращения при скоростном нагреве, выполненный в данной работе и в работах [4,5] дает основание утверждать следующее.

1. Скорость нагрева »106град/с, скорее всего, является предельной при закалке сталей.

2. Углерод не ограничивает реакцию а—у - превращения . В противном случае снижение концентрации С в зоне перестройки (а не в а - фазе) приводило бы к росту и0, в пределе равной энергии активации полиморфного превращения (без углерода) в железе. В таком случае трудно было бы рассчитывать на ускорение процесса а—у - превращения при перегревах.

3. Расчеты показывают, что высокие механические свойства зоны закалки вполне можно объяснить диспергированием структуры.

4. Процесс а—у - превращения носит явно релаксационную природу, что отражает неравновесный характер процесса. Поэтому кажутся сомнительными попытки описать реальный механизм а—у - превращения в рамках термодинамических принципов.

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК

1. Дъяченко С.С. Образование аустенита в железо-углеродистых сплавах.М.: Металлургия, 1982.

2. Залкин В.М. МиТОМ. О некоторых фундаментальных вопросах кинетики превращения перлита в астунит при нагреве стали №2, 14-19 (1986).

3. Кристиан Д.К. Теория превращений в металлах и сплавах. ч.1. М.: Мир, 1978.

4. Бертяев Б.И., Игошин В.И. Анализ роста аустенитных зёрен в углеродистых сталях при лазерной закалке // Квантовая электроника. 1988. Т.15.№10,2119.

5. Баландина Г.Ю., Бертяев Б.И., Завистовская И.Н., Игошин В.И. Катулин В.А. О смещении температуры начала аустенитного превращения при лазерном нагреве сталей // Квантовая электроника. 1986. Т.13, 2315.

6. Гриднев В.Н., Мешков Ю.Я., Ошкадеров С.П., Трефилов В.И. Физические основы электротермического упрочнения стали. Киев : Наукова думка, 1973.

7. Таблицы физических величин: Справочник / Под ред. И.К. Кикоина. М.: Атомиздат, 1976.

8. Астапчик С.А. // Тез. докл. Всесоюз. совещания по применению лазеров в технологии машиностроения. Звениго-

род, 11-13 октября, 1982. М.: Наука, 1982. С.89.

9. Миркин Л.И. Физические основы обработки материалов лучами лазера. М.: МГУ, 1975.

10. Криштал М.А., Жуков А.А., Кокора А.Н. Структура и свойства сплавов, обработанных излучением лазера. М.:

Металлургия, 1973.