CC BY
20
УДК 669.112.227:669.14
Чейлях А.П.
ПОЛУЧЕНИЕ ВТОРИЧНОГО АУСТЕНИТА И ИСПОЛЬЗОВАНИЕ ЕГО МЕТАСТАБИЛЬНОСТИ ДЛЯ ПОВЫШЕНИЯ СВОЙСТВ СТАЛЕЙ МАРТЕНСИТНОГО И МАРТЕНСИТНО-АУСТЕНИТНОГО КЛАССОВ
Получение вторичного аустенита в сталях мартенситного класса нагревом в двухфазную (а+ у) обеспечивает повышение их ударной вязкости и пластичности [1-3]. Однакр при этом неизбежно снижаются прочностные характеристики сталей, вследствие разупрочнения мартенсита. В работе [4] показана возможность получения благоприятного сочетания свойств марганцовистых сталей при оптимальной выдержке в (а+ у) области за счет увеличения количества остаточного аустенита. При этом степень его метастабильности не учитывалась. Однако данные работы [5] показывают неоднозначность влияния такой выдержки на стабильность аустенита в Ге-Мп сталях. Между тем, сведения о формировании свойств стали с учетом изменения кинетики деформационного мартенситного превращения (ДМП) вторичного аустенита под влиянием выдержки в (а+ у) области в литературе отсутствуют. Настоящая работа посвящена изучению этого вопроса.
Исследования выполнены на марганцовистой, хромистой и хромомар-ганцевой сталях, химический состав и критические точки которых приведены в таблице 1.
Таблица 1.
Марка стали Содержание элементов, мае. % Критические точки, °С
С Мп Сг Si Ti Al Ан Ак • Мн Мк
20Г7СТ 0,19 6,54 0,72 0,72 0,12 0,02 592 872 274 86
20X13 0,20 0,72 12,9 0,74 — — 820 950 320 70
15Х14Г7 0,145 6,83 14,25 0,32 — 0,02 531 826 105
Примечание. Содержание серы и фосфора < 0.025 %
Стали 20Г7СТ и 15Х14Г7 выплавлялись в индукционной печи с основной футеровкой, а 20X13 - промышленной выплавки, использовалась в условиях поставки в отожженном состоянии. Слитки сталей 20Г7СТ и 15Х14Г7 подвергались гомогенизационному отжигу, ковке и разупрочняющему отпуску. Из полученных заготовок изготавливали образцы для испытаний и исследований. Критические точки сталей определялись дифференциально-термическим методом. Использовались магнитометрический, металлографический методы, испытания механических свойств на кручение (ГОСТ 3565-80) и растяжение (ГОСТ 1497-84). Содержание мартенсита после термообработки и его изменения в процессе деформации при испытаниях на кручение определяли магнитометрически по методике работы [6].
Образцы сталей подвергались закалке с 900 °С (20Г7СТ) и 1050 °С (20X13 и 15Х14Г7) в масло. После закалки структура стали 20Г7СТ представляет собой смесь мартенсита повышенной дисперсности (бесструктурного) и равномерно распределенных карбидов титана, а также небольшого количества (~4 %) остаточного аустенита. В сталях 20X13 и 15Х14Г7 образуется пакетный реечный мартенсит и -13 и ~30 % остаточного аустенита, соответственно.
После этого изучалось влияние продолжительности выдержки от 7 до 120 мин в двухфазной (а+ у) области при температуре 620 °С на фазовый состав, структуру, кинетику ДМП и свойства стали 20 Г7СТ. Нагрев и выдержку производили в камерной электропечи. Нагрев с выдержкой 7 мин. вызывает образование 16 % вторичного аустенита вследсвие а-уу превращения. С увеличением времени выдержки с 7 до 60 мин. количество аустенита возрастает до 47 % (Рис. 1), хотя в равновесных условиях следовало ожидать меньшего количества у-фазы, поскольку выдержка производилась всего на 26 °С выше точки Ан (табл. 1). Это увеличение можно объяснить усилением диффузии аусгенито-образующих элементов - марганца и углерода в образующуюся у-фазу. Парал-
дельно с этим процессом при нагреве и выдержке происходит распад мартенсита вследствие выделения карбидов. Дальнейшее увеличение выдержки до 120 мин. несколько уменьшает содержание вторичного аустенита, очевидно в результате обеднения у-фазы углеродом вследствие выделения карбидов. Структура стали 20Г7СТ после нагрева и выдержки в (а+у) области представляет собой смесь высокоотпущенной а-фазы, равномерно распределенного вторичного аустенита и скоагулированных карбидов.
Рис.1. Зависимость количества вторичного аустенита (1) и начальной интенсивности его превращения в мартенсит при деформации кручением (2) стали 20Г7СТ от времени выдержки при 620 °С.
Продолжительность выдержки в двухфазной области оказывает существенное влияние на механические свойства стали 20Г7СТ. С увеличением выдержки наблюдается снижение твердости и предела текучести (Рис. 2). Это вызвано обеднением а-фазы углеродом и марганцем, а также увеличением количества аустенита. Вместе с тем, происходит увеличение предела прочности (тот) при выдержке до 60 мин., чему соответствует наибольшее количество вторичного аустенита (Рис.1). Пластичность, характеризуемая относительным остаточным сдвигом (£), с увеличением выдержки изменяется экстремально.
Рис.2. Влияние времени выдержки в (а +у) области при 6200 С на механические свойства при кручении (а) и растяжении (б) стали 20Г7СТ. 1- Тпч.; 2- то,э.; 3- g; 4 - о«.; 5 - сто,2.; 6-у; 7-8.
Причал максимум g соответствует не наибольшему количеству вторичного ау-
стенита, а содержанию всего 16 %. С увеличением его количества пластичность при кручении снижается (Рис. 1 и 2а). Это объясняется метастабильностью вторичного аустенита в условиях нагружения и превращения его в мартенсит деформации при испытаниях свойств, что и вызывает одновременное самоупрочнение и релаксацию микронапряженний [7]. Однако следует отметить, что авторы работ [1-3] считают вторичный аустенит стабильной фазой, поскольку при охлаждении до -196 °С он не претерпевает превращений. Между тем результаты работ [8, 9] и настоящего исследования показывают, что именно деформационная метастабильность вторичного аустенита ответственна за формирование ряда свойств сталей. Неоднозначное влияние количества полученного аустенита на прочность и пластичность стали 20Г7СТ (Рис. 2) может быть объяснена различной кинетикой ДМП в процессе испытаний. В свою очередь она существенно зависит от количества а- и у-фаз после термообработки (Рис. 3). При очень малом количестве остаточного аустенита (~4 %) посл^'закалки ДМП быстро исчерпывается и не обеспечивает должного самоупрочнения и достаточной пластичности стали. С увеличением количества вторичного аустенита до 47 % и, соответственно, уменьшением содержания a-фазы интенсивность мартенситообразования (J=da/dg) при сопоставимых степенях деформации возрастает (Рис. 3, кривые2,3,4), а при уменьшении его до 33 % (выдержка 120 мин.) - снижается (кривая 5). Таким образом, большему содержанию аустенита перед нагружением в пределах от 4 до 47 % соответствует большая начальная интенсивность ДМП (Рис. 1, кривая 2). Полученная закономерность строго соответствует общей кинетической зависимости начальной интенсивности ДМП от исходного количества а- и у-фазы, обнаруженную в сталях различных систем легирования, содержащих метастабильный аустенит [10].
Рис.3. Влияние времени выдержки в (а +у ) области на кинетику мартенситного уВт.-»а превращения в процессе деформации кручением стали 20Г7СТ.
1 - закалка с 900 °С, отпуск 200 °С, закалка с 900 °С, нагрев при 620 °С с выдержками:
2 - 7 мин., 3-20 мин., 4 - 60 мин., 5-120 мин.
В случае минимальной интенсивности и большой продолжительности ДМП после выдержки 7 мин. при 620 °С оно весьма эффективно используется как дополнительный механизм релаксации напряжений и пластической деформации, вследствие чего достигается аномально высокая пластичность стали 20Г7СТ - g=120 %. при этом степень разупрочнения мартенсита кратковременным отпуском еще не велика, что обусловливает сохранение на достаточном уровне предела текучести, а реализация ДМП вызывает одновременное повышение предела прочности. С увеличением содержания вторичного аустенита и интенсификации ДМП (Рис. 3) пластичность стали 20Г7СТ при кручении снижается, а предел прочности возрастает (Рис. 2а). Это объясняется значительным
деформационным упрочнением, обусловленным увеличением количества мартенсита деформации, обладающего повышенной прочностью, вследствие высокой плотности дислокаций (до 10" см 2) во вторичном аустените [11].
Количественный анализ диаграмм кручения и мартенситных кривых деформации с помощью персонального компьютера позволил установить аналитические и графические зависимости между их характеристиками и свойствами стали 20Г7СТ. Предел текучести определяется главным образом исходной структурой: количеством и степенью твердорастворного, зернограничного, дислокационного и дисперсионного упрочнения фаз. Изменение коэффициента деформационного упрочнения (Ку=с1а/с1£) в процессе испытаний на кручение коррелирует с изменением интенсивности ДМП (Т), между ними обнаруживается линейная зависимость. Следовательно кинетика ДМП (Рис.3) определяет геометрию диаграммы кручения. Учитывая это обстоятельство, а также начало ДМП обычно при напряжениях т > т0,з, величина деформационного упрочнения ( Дт = Тпч - то,з) стали 20Г7СТ линейно зависит от количества образовавшегося к моменту разрушения мартенсита деформации (Рис. 4). На основе вышеизложенного должно быть понятно, почему снижение предела текучести, связанное с разупрочнением мартенсита и увеличением количества вторичного аустенита, с ростом выдержки сопровождается повышением предела прочности. Повышение величины деформационного упрочнения пропорционально объему ДМП (Рис.4) опережает снижение то,з что обусловливает рост тт (Рис. 2а).
Д Г, МПа
900
800
700
600
400
300
200
120 а 60
/ ,20
/»7
\
—яг-®0
10
20
30
40 : 50
А оС.*
Рис. 4. Зависимость величины деформационного упрочнения от количества мартенсита деформации, образовавшегося при испытаниях на кручение стали 20 Г7СТ после нагрева при 620 °С с различными выдержками (цифры у прямой в мин.).
Максимальная пластичность стали 20 Г7СТ после выдержки 7 мин. (Рис. 2а) соответствует наименьшему показателю крутизны мартенситной кривой (Рис. 3, кривая 2), т.е. коэффициенту В показателе степени экспоненциальной зависимости, описывающей кинетику ДМП [6]. При увеличении крутизны мартенситных кривых (Рис. 3, кривые 3, 4, 5) пластичность стали 20 Г7СТ снижается.
При испытаниях стали 20Г7СТ на растяжение в целом обнаруживается аналогичная зависимость прочностных свойств от времени выдержки в двухфазной (а+у) области и, соответственно, количества и степени метастабильно-сти вторичного аустенита (Рис. 26). Вместе с тем, с увеличением времени выдержки несколько иначе изменяются пластические характеристики (8 и ц/). При малом количестве образовавшейся у-фазы (время выдержек 7-20 мин.) в условиях более жесткой деформации растяжением ДМП развивается менее продолжительно, чем при кручении, что обусловливает пластичность на уровне 8 = 16-18 %, ц/ = 18,5-22 %. При большом содержании вторичного аустенита (выдержки 60-120 мин.) относительное удлинение возрастает до 20-24 % при несколько большем росте у = 44-52 %. Примечательно, что во всех случаях до-
минирующее значение в формировании пластичности принадлежит равномерной составляющей этих характеристик и практически отсутствует сосредоточенная ее составляющая. Это свидетельствует об эффекте самоупрочняющейся под влиянием ДМП и "перемещающейся шейки", характерной для трип-сталей.
Нагрев в двухфазную область (а+у) хромистой 20X13 и хро-. момарганцевой 15Х14Г7 сталей с непродолжительной выдержкой 3-5 мин., увеличивающей содержание метастабильного аустенита, позволяет существенно повысить их пластичность при сохранении высокой прочности (табл. 2). Таблица 2_
Марка Режим Количество Механические свойства
стали термообработки у,% Тпч, Т0.3, g. HRC
МПа МПа %
20X13 Зак.1050 "С 13 1345 815 28 4»'
отпуск 200 °С
Зак,1050 °С, на- 22 1380 900 45 45
грев 850 "С,
3 мин.
15Х14Г7 Зак.1050 °С 29 1360 720 52 46
отпуск 200 "С
Зак.1050 °С, на- 32 1380 680 64 42
грев 660 °С,
3 мин,
22 980 530 79 30
Зак.1050 °С, на-
грев 660 °С,
5 мин.
Таким образом, формированием гетерофазной смеси отпущенного мартенсита, карбидов, определенного количества и степени метастабильности вторичного аустенита регламентированным нагревом в двухфазную (а+у) область достигается повышенный уровень механических свойств сталей мартен-ситного и мартенситно-аустенитного классов. Можно полагать, что полученный эффект может быть реализован на сталях и других систем легирования, а также различными технологическими приемами обеспечивающими получение определенного количества и степени метастабильности вторичного аустенита.
ВЫВОДЫ
1. Продолжительность выдержки в двухфазной (а+у) области изменяет не
только содержание вторичного аустенита, но и кинетику его ДМП.
2. При оптимальных количестве вторичного аустенита и кинетике его превращения в мартенсит при испытаниях достигается повышенный уровень пластичности при сохранении высокой прочности сталей мартенситного и мар-тенситно-аусгенитного классов.
3. Оптимальные количественно-кинетические параметры ДМП вторичного аустенита должны выбираться с учетом способа испытания свойств или эксплуатации.
4. Количественно определен вклад деформационного превращения вторичного аустенита в мартенсит при испытаниях в формировании механических свойств сталей.
Перечень ссылок
1. Гольдштейн Я.Е., Чарушникова Г.А., Беликов А М. Особенности фазовых превращений, структуры и свойства марганцовистой стали // Известия АН СССР. Металлургия и горное дело.- 1963,- № 4.. С. 48-52.
2. J си w Seinosuke and S.O. Влияние термообработки в феррито-аустенитной области на ударную вязкость образцов с надрезом из стали с 6% Ni // J. Iron and Steel Inst. Japan.- 1973,- 59,- № 6.-P.128-138.
3. Штремель M.A., Никулин C.A., Канее В.П. Вязкое разрушение высокомарганцевой стали // Известия АН СССР. Металлы. -1981. -№ 4,- С.98-103.
4. Ткаченко И.Ф., Баранов A.A. Механические свойства сплавов системы Fe-Mn-Cu-Al и оптимизация их состава// Известия ВУЗов. Черная металлургия. -1981,-№11.-С. 113-117.
5. Малинов Л.С., Харланова Е.Я. Превращения в железомарганцевых сплавах при нагреве в изотермических условиях// Известия АН СССР. Металлы. -1985,-№2.-С. 121-124.
6. Чейлях А.П., Малинов Л.С., Соколов К.Н. О связи механических свойств с развитием мартенситного превращения при испытаниях хромомарганцевых сталей // Известия ВУЗов. Черная металлургия. -1986.-№ 4,- С. 86-92.
7. Малинов Л.С., Эйсмондт Т.Д. Упрочнение нестабильных аустенитных Fe-Mn-N сталей // Известия АН СССР. Металлы. -1969,- № 2,- С. 113-116.
8. Малинов Л. С., Чейлях А.П., Малинова Е. Л. Структура и свойства экономно-легированных марганцевых сталей// Известия РАН. Металлы. -1993,- № 1,-С. 106-111.
9. Чейлях А.П., Малинов Л. С., Бекетова Е.М. Закалка марганцовистых сталей с предварительным нагревом в двухфазно(а+у) интервале //Известия ВУЗов.
Черная металлургия. -1994,- № 10,- С. 42-46.
10. Чейлях А.П., Малинов Л.С. Некоторые закономерности кинетики деформационного мартенситного превращения в сталях с метастабильным аусте-нитом // Тез. докл. II региональной н.-т. конф,- Мариуполь. -1993. -Т. 1,- Металлургия,- С. 109.
И.Горбач В.Г., Сидорук КВ., Измайлов Е.А. Мартенситно-аустенитные стали как эффективный инструментальный и конструкционный материал // Ми-ТОМ. -1988. -№ 8,- С. 9-12.
