CC BY
71
Висновок
Таким чином, внаслiдок використання методу ви-сокошвидшсно! кристалiзацil Al-Si сплаву, одержано матерiал, характерною особливютю якого е наявнiсть у струкгурi кристалiв кремнiю рiзного походження: одш - в результатi утворення в рщюй фазi зародк1в кремнiю i подальшого 1х росту в умовах швидкого охо-лодження (розмiр таких кристалiв коливаеться вiд 200 до 900 нм); друп, бiльш дабш (200 нм), - в результата твердофазного перетворення. Розмiр обох титв крис-талiв можна регулювати за рахунок змiнювання тех-нологiчних параметрiв. Метод високошвидшсно! кри-сталiзацil дае можливють отримати матерiал з бшьш дисперсною структурою.
Перелiк посилань
1. Добаткин В. И. Закономерности быстрой кристаллизации как основа выбора составов гранулируемых сплавов / В. И. Добаткин // Металлургия гранул. - М., 1988. -С. 11-23.
2. Мирошниченко И. С. Закалка из жидкого состояния / И. С. М1рошниченко. - М. : Металургия, 1982. - 168 с.
3. Мазур В. И., Куцова В. З., Узлов К. И. Структурообра-зование в силуминах при высокоскоростной кристаллизации / В. И. Мазур, В. З. Куцова, К. И. Узлов // Металловедение и термическая обработка металлов. -1985. - № 3. - С. 50-56.
4. Кушнерева А. К., Салли И. В. Об образовании пересыщенных твердых растворов в системах Al-Si и Al-Ge / А. К. Кушнерева, И. В. Салли // Известия АН СССР : Неорганические материалы. - 1970. - Т. 6, № 10. -С. 1867-1868.
5. Салли И. В. Кристаллизация при сверхбольших скоростях охлаждения / И. В. Салли. - К. : Наукова думка, 1972. - 135 с.
6. Мазур В. И., Рябова Н. С. Изучение метастабильных фаз в сплаве Al-7%Si / В. И. Мазур, Н. С. Рябова // Научные труды Международной конференции «Эвтектика IV». - Д. : ДНВП «Системш технологи», 1997. -С. 45-46.
Одержано 12.01.2009
Изучена возможность получения мелкокристаллической структуры в Al-Si сплавах околоэвтектического состава. Методом высокоскоростной кристаллизации капель расплава получены тонкие пленки сплава, в структуре которых присутствуют кристаллы кремния разного генезиса, имеющие размеры от 200 нм и больше, а также метастабильная X- фаза, образовавшаяся в результате перитектической реакции.
Possibility of formation of fine-crystalline structure in Al-Si alloys of near-eutectic composition has been studied. Thin films of alloy have been obtained by the method of rapid solidification process. Crystals of silicon of different genesis are present in the structure of these films and have sizes about 200 nm and more. Metastable X- phase, which appeared as a result of peritectic reaction, also present in structure.
УДК 669.24:620.183
Канд. техн. наук Я. И. Спектор1, И. Н. Куницкая1, канд. техн. наук А. Н. Тумко2, д-р техн. наук А. В. Ноговицын3, д-р техн. наук В. Е. Ольшанецкий4
1 Украинский научно-исследовательский институт специальных сталей, сплавов и ферросплавов «УкрНИИспецсталь», 2 ОАО «Днепроспецсталь»; г. Запорожье, 3 Министерство промышленной политики Украины, г. Киев, 4 Национальный технический университет, г. Запорожье
ТЕРМОКИНЕТИЧЕСКИЕ ДИАГРАММЫ И МЕХАНИЗМЫ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ ПРИ МНОГОПРОХОДНОЙ ГОРЯЧЕЙ ДЕФОРМАЦИИ СПЕЦИАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ
Для различных групп легированных специальных сталей - подшипниковых, инструментальных, коррозионностойких, жаропрочных, высокопрочных конструкционных - построены и уточнены термокинетические диаграммы рекристаллизации при прокатке в интервале температур 800-1200 °С. Рассмотрены механизмы рекристаллизации при горячей многопроходной деформации коррозионностойких аустенитных сталей. Показано влияние температурно-деформационныхрежимов во время прокатки и ковки на формирование различных типов рекристаллизованных структур сталей 08Х18Н10Т и 10Х17Н13М2Т.
Введение сталей показывают, что его разупрочнение происхо-
Исследования кинетики рекристаллизации горяче- дит, во-первых, непосредственно при горячей пласти-деформированного прокаткой аустенита специальных ческой деформации, во-вторых - в течение последе© Я. И. Спектор, И. Н. Куницкая, А. Н. Тумко, А. В. Ноговицын, В. Е. Ольшанецкий, 2009
ISSN 1607-6885 Новi матерiали i технологи в металурги та машинобудуванш №1, 2009 11
формационной паузы между проходами. В первом случае разупрочнение осуществляется по механизму динамической рекристаллизации.
Междеформационное разупрочнение происходит за счет следующих механизмов: перераспределения и аннигиляции дислокаций, полигонизации, статической рекристаллизации. Процесс рекристаллизации определяется температурой, степенью и скоростью деформации, зависит от характера и степени легирования аустенита, а также наличия дисперсных выделений карбидов, карбонитридов, интерметаллидов.
В результате влияния указанных факторов механизмы структурообразования при горячей деформации могут различаться по сечению даже в пределах одной катаной или кованой заготовки.
Более полное представление о влиянии термокинетических параметров прокатки на структуру (прежде всего, размер зерна) дают диаграммы кинетики процесса рекристаллизации в координатах «температура-время» [1-8].
Цель работы - анализ и обобщение термокинетических диаграмм, структурных механизмов рекристаллизации аустенита и уточнение их использования в условиях неоднородной деформации, наблюдающейся при прокатке и ковке коррозионностойких сталей [9].
Материал и методика исследования
Построение диаграмм и изучение механизмов рекристаллизации выполнено на лабораторном прокатном стане ДУО-250, в условиях, моделирующих элементарный акт многопроходной прокатки специальных сталей на промышленных сортопрокатных станах: нагрев образцов размером 18x18x190 мм и 19,5x23x50 мм до температур 1180-1200°С; подстуживание и выдержка в печи до температур начала прокатки - 8501150 °С; деформация за один проход со скоростью 1-7 с-1
и степенью 20-25 %; последеформационная пауза в трубчатой печи - 5-104 с, ускоренное охлаждение в воде. Описанный элементарный акт использовался также для выбора наиболее оптимальных параметров многопроходной прокатки для получения мелкозернистых (в т. ч. ультрамелкозернистых) структур и повышенных физико-механических свойств. Более подробно методика описана в работах [1-3, 7].
На диаграммах, исходя из металлографической оценки размера рекристаллизованных зерен и расчета степени рекристаллизации, показано начало (5-10 % степени рекристаллизации) и развитие (до 60-100 %) процессов рекристаллизации [1-3, 7-9].
Обсуждаются механизмы рекристаллизации при многопроходной горячей прокатке и ковке стали 10Х17Н13М2Т, в т. ч. в промышленных условиях. Произведена оценка величины рекристаллизованных зерен и степени рекристаллизации, а также твердости стали в зависимости от длительности последеформа-ционной выдержки для построения в дальнейшем математической модели рекристаллизации.
Результаты исследований и их обсуждение
Для построения (уточнения) диаграмм рекристаллизации использованы зависимости степени рекристаллизации и твердости аустенита исследованных сталей от длительности выдержки после прокатки при разных температурах. Видно, что кинетика рекристаллизации аустенита легированных специальных сталей и сплавов (подшипниковых, коррозионностойких, инструментальных, высокопрочных конструкционных и др.) в процессе выдержки (паузы) после выхода проката из очага деформации существенно изменяется в зависимости от температуры деформации и характера леги-рованности аустенита [9]. Обобщенные диаграммы рекристаллизации различных сталей показаны на рис. 1.
Рис. 1. Диаграммы рекристаллизации аустенита специальных сталей после горячей пластической деформации прокаткой (е = 25 %) и выдержки (г - температура, т - время выдержки). Заштрихованные области соответствуют началу (5 %) и концу
(90 %, для стали 10Х17Н13М2Т - 60-70 %) рекристаллизации
В условиях промышленной горячей прокатки деформация происходит за 6-10 проходов и сравнительно небольших (5-20, редко - 40-50 с) паузах между проходами. Степень деформации за один проход отвечает 20-25 %, а общая степень деформации составляет 150-200 %. Непосредственно процесс горячей прокатки продолжается 5-8 мин. В процессе деформации в высокотемпературном интервале наблюдается широкий диапазон состояний аустенита. Например, полное разупрочнение и существенное измельчение зерна за счет 100 % рекристаллизации происходит при минимальных (900-950 °С) температурах в сталях ШХ15, 38ХС, 30ХГСНА, а незначительное развитие рекристаллизации и сохранение наклепа наблюдается даже при температурах, близких к максимальным температурам прокатки (1000-1050 °С) в высоколегированных сталях 10Х17Н13М2 Т, 03Х16Н15М3 Б, 110Х18М и др.
Как правило, при увеличении легированности и снижении температуры деформации завершение процесса рекристаллизации за время междеформационной паузы не происходит. Степень рекристаллизации исследованных коррозионностойких сталей 10Х17Н13М2Т и 03Х16Н15М3Б при температурах 1050-1150 °С и пос-ледеформационной выдержке 100-150 с составляет 4050 %. Рекристаллизация после деформации до указанной величины, также как и дальнейшая рекристаллизация происходят с уменьшающейся интенсивностью в сравнении с образованием новых мелких зерен непосредственно в очаге деформации. По достижению указанной степени разупрочнения наблюдается резкое снижение твердости (рис. 2) и в результате становится менее опасным возможное резкое снижение технологических свойств металла при горячей сортовой прокатке.
Рис. 2. Изменение твердости по Виккерсу стали 10Х17Н13М2Т при выдержке после однопроходной прокатки с температур 1050 °С (▲), 1100 °С (□)
и 1150 °С (О);---- выдержка, соответствующая 50 %
рекристаллизации, --- - исходная твердость
На основании исследований особенностей кинетики рекристаллизации, измельчения размера зерна аустени-та, влияния длительности последеформационной паузы
построены термокинетические кривые для 50-ти % рекристаллизации при используемых температурах прокатки (рис. 3). Определены температуры для получения этой степени рекристаллизации за время междеформационной паузы, равному 10 с, рис. 4.
Для определения причин торможения рекристал-лизационных процессов выполнены исследования микроструктуры и изменения твердости для изотермических условий деформации вдоль оси (данные использованы для построения диаграмм рекристаллизации) и по сечению образцов, прокатанных в лабораторных условиях. Также исследована микроструктура на расстоянии 17,5 мм от поверхности (в зоне контроля механических свойств) катаной и кованой в промышленных условиях заготовок.
Рис. 3. Термокинетические кривые диаграмм рекристаллизации, соответствующие степени рекристаллизации 50 % для разных классов специальных сталей и сплавов: корозионностойкие: 1 - 45Г17Ю3; 2 - Х18Н10Т; 3 - Х18Н11; 4 - Х18Н11Т; 5 - 10Х17Н13М2Т; 6 - 03Х16Н15М3Б; 13 - 08Х18Т1; жаропрочные: 7 - ХН77ТЮР; подшипниковые: 8 - ШХ15; 9 - 110Х18М; конструкционные: 10 - 30ХГСНА; 11 - 40ХНВА; 12 - 10Х5Г2МБ
Рис. 4. Температуры, соответствующие степени рекриста-лизации 50 % за время последеформационной выдержки 10 с для различных специальных сталей и сплавов
На всех опытных заготовках после прокатки выявлены три характерные зоны, в которых наблюдается различная по степени рекристаллизации микроструктура и твердость, рис. 5. После прокатки и ускоренного охлаждения стали 10Х17Н13М2Т микроструктура в центре образцов представлена чередованием областей динамически рекристаллизованных и нерекристал-лизованных зерен, рис. 5, а. В направлении к поверхности образца объем динамически рекристаллизован-ной структуры уменьшается. Для твердости характерна иная зависимость: выявлена тенденция к повышению значений с наличием пика в направлении от центра к зоне, отвечающей примерно четверти толщины образца, а затем последующее снижение ее непосредственно у поверхности, рис. 6, а. Такой же характер распределения твердости по сечению наблюдается и в случае двухпроходной прокатки при температуре 1100 °С, рис. 6, б.
Указанные особенности микроструктуры и твердости по сечению объясняются снижением температуры прокатки и неоднородностью степени деформации за счет охлаждения образца, в т. ч. в результате контакта с поверхностью холодных валков.
При последеформационной выдержке происходит увеличение объема рекристаллизации и в большей степени в центральных зонах, где наблюдалась наиболее интенсивная деформация. Преимущественным
механизмом образования новых мелких зерен в этих зонах является динамическая рекристаллизация. Скорость рекристаллизации во время последеформацион-ной выдержки определяется степенью накопленной деформации и температурой процесса.
При исследованных температурах прокатки в течение последеформационной паузы происходит дополнительное образование новых зерен, размер которых сравним с величиной динамически рекристаллизованных зерен, рис. 5, б. Как и в очаге деформации, рекристаллизация при выдержке характеризуется мгновенным образованием мелких зерен. Отдельно зафиксировать начало стадии зарождения и постепенного роста новых зерен при изотермической выдержке зафиксировать не удалось. В течение 20-50 с после деформации наблюдается сохранение как динамически рекристаллизованных, так и статически рекристалли-зованных зерен без заметного увеличения их количества и развития процесса рекристаллизации.
Таким образом, разупрочнение в стали 10Х17Н13М2Т при высокотемпературной прокатке происходит с участием следующих механизмов: динамической рекристаллизации - преимущественно в центральных зонах; за счет статической рекристаллизации «in situ» (в основном - в зонах, удаленных от оси, а также в центре образцов, где степень наклепа незначительна).
Рис. 5. Микроструктура стали 10Х17Н13М2Т по сечению образца после динамической рекристаллизации (а) в центре образца и статической рекристаллизации «in situ» в центре (б), в зоне 14 толщины (в) и у поверхности образца (г) после
прокатки при 1150 °С; х 100, расширение 0,75
Твердость (HV) 190
2 3 4 5 6 Расстояние, мм
Твердость (НУ)
120
4 2 ось 2 4 Расстояние от оси, мм —*
б
Рис. 6. Распределение твердости (НУ) по сечению образцов стали 10Х17Н13М2Т после однопроходной при
1150 °С (а) и двухпроходной при 1100 °С (б) прокатки, последующей выдержки и ускоренного охлаждения. Возле кривых - длительность последеформационной выдержки, с; выдержка между проходами: □ - 20 с; х, А - 60 с
В динамически рекристаллизованной структуре наблюдаются также исходные зерна, в которых рекристаллизация прошла на 60-100 % по механизму за-родышеобразования за счет формирования границ зерен в местах наибольшей концентрации микропластической деформациии: в первую очередь у границ зерен и в полосах скольжения внутри зерна. Другая часть динамически рекристаллизованной структуры представлена зубчатостью границ крупного исходного зерна. Зубчатость является начальной стадией формирования нового зерна путем окаймления рекристал-лизованного участка большеугловой границей. Непосредственное участие в образовании зубчатости принимает граница исходного зерна. Она может мигрировать в сторону одного из зерен в места с наибольшей плотностью дефектов; разрываться под действием напряжений; рассыпаться. Зубчатость связана с большой неоднородностью горячей деформации у границ зерен, выходом на них пакетов плоскостей скольжения и миграцией границ зерен. Граница рекристал-лизованного зерна на границе исходного зерна в своем составе имеет часть старой границы в случае разрыва границ исходного зерна. При образовании нового зерна на территории двух смежных исходных зе-
рен наблюдается рассыпание старой границы с перераспределением дислокаций в объеме и на границы рекристаллизованого зерна.
Рекристаллизация «in situ» осуществляется в участках с устойчивыми зародышами рекристаллизации, имеющих средне- и большеугловые границы, образованные при деформации и присутствующие в динамически рекристаллизованной структуре. В этих местах при последеформационной выдержке происходит перераспределение дислокаций в устойчивые больше-угловые границы за счет рассыпания несформировав-шихся субзеренных границ.
Структурообразование можно представить в виде модели рекристаллизации в очаге деформации и паузе между проходами при горячей прокатке, рис. 7.
б
Рис. 7. Схема пластической деформации и модель рекристаллизации при холодной (а) и горячей (б) прокатке; • - динамически рекристаллизованные зерна; о - рекристаллизация «in situ»
Аналогичное описанному расположение рекрис-таллизованных структур выявлено в металле кованых заготовок сталей 08Х18Н10Т и 10Х17Н13М2Т. В зонах контроля механических свойств (как правило, у поверхности) наблюдается сохранение крупных исходных нерекристаллизованных зерен с небольшим объемом рекристаллизованной структуры, рис. 8. Очевидно, что в указанных областях новые зерна возникают за счет процесса динамической рекристаллизации непосредственно при деформации. В результате исследований микроструктуры после закалки по действующей технологии развития процесса и образования новых зерен по механизму рекристаллизации на месте в
а
а
кованом металле не выявлено. Это согласуется с рассмотренными выше особенностями рекристаллизации, связанными с уменьшением степени наклепа у поверхности за счет снижения температуры и интенсивности деформации этих зон. В отличие от кованого металла, прокат исследованных сталей характеризуется высокой степенью однородности рекристаллизован-ной микроструктуры. Высокие температуры начала прокатки, невысокая длительность деформации и, соответственно, незначительное охлаждение заготовок (в сравнении с ковкой) обеспечивают ускорение образования новых мелких зерен по механизму динамической рекристаллизации и более полное завершение этого процесса. С учетом описанных выше особенностей деформации по сечению заготовок у поверхности, следует полагать, измельчение зеренной структуры происходит за счет двух конкурирующих процессов - динамической рекристаллизации и статической рекристаллизации «in situ» в течение междеформационной паузы.
Выводы
В результате анализа диаграмм рекристаллизации показана возможность их использования при выборе оптимальных термокинетических режимов прокатки и деформационно-термической обработки специальных сталей.
Рассмотрены механизмы рекристаллизации в очаге деформации и при последеформационной паузе при горячей прокатке стали 10Х17Н13М2Т.
Выявленные особенности зеренной горячедефор-мированной микроструктуры являются результатом различных термокинетических условий по сечению деформируемых образцов и заготовок. Вследствие этого наблюдается различие кинетики и моделей процесса рекристаллизации при разупрочнении аустенита. Показано, что лучшим механизмом для формирования мелкозернистой структуры является динамическая рекристаллизация, а завершение рекристаллизацион-ных процессов при последеформационной выдержке обеспечивается рекристаллизацией «in situ».
Рис. 8. Микроструктура с рекристаллизованным и исходным нерекристаллизованным зерном катаной (сталь 10Х17Н13М2Т, а) и кованой (сталь 10Х17Н13М2Т, б; сталь 08Х18Н10Т, в) заготовок
Перечень ссылок
1. Кинетика разупрочнения и структура аустенита при горячей пластической деформации прокаткой / Н. В. Тихий, Я. И. Спектор, М. И. Синельников [и др.] // Физика металлов и металловедение. - 1974. - Т. 38. - Вып. 6. -С. 1250-1255.
2. Кинетика рекристаллизации и особенности формирования структуры аустенита в процессе ВТМО прокаткой / Я. И. Спектор, М. И. Синельников, К. Н. Мурина [и др.] // Проблемы металловедения и физики металлов. - 1972. - № 1. - С. 174-178.
6. Куницкая И. Н. О формировании динамически рекрис-таллизованных зерен при горячей деформации нержавеющей стали 10Х17Н13М2Т / И. Н. Куницкая, Я. И. Спектор, П. О. Сыревич // Прочность неоднородных структур : IV-я Евразийская научно-практич. конф., 8-10 апр. 2008 г. : тезисы докл. - М., 2008. - С. 58.
7. Измельчение зерна при рекристаллизации деформированного аустенита и свойства стали / [С. З. Некрасова, А. М. Сергиенко, Я. И. Спектор, Р. И. Энтин] // ФММ. -1976. - Т. 41. - Вып. 6. - С. 1213-1218.
8. Синельников М. И. Ускорение отжига подшипниковой стали / М. И. Синельников, Е. А. Титаренко // Повышение качества и улучшение сортамента подшипниковых сталей в странах-членах СЭВ. - 1979. - Ч. II. - С. 48-52.
9. Термокинетические диаграммы рекристаллизации аустенита при горячей прокатке специальных сталей / [Я. И. Спектор, И. Н. Куницкая, Р. В. Яценко, А. Н. Тум-ко] // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2008. - № 7. - С. 6-9.
Одержано 03.02.2009
Для pi-зних груп легованих спецгальних сталей - пгдшипникових, iнструментальних, корозшностшких, жаромщних, високомщних конструкцшних - побудоваш тауточненг термоктетичнг дгаграми рекристалгзацИ при прокатц в гнтервалг температур 800-1200°С. Розглянутг механгзми рекристалгзацИ при гарячгй багатопрохгднгй деформацИ корозшностшких аустенгтних сталей. Показаний вплив температурно-деформацшних режимгв пгд час прокатки i кування на формування ргзномангтних типгв рекристалгзованих структур сталей 10Х17Н13М2Т и 08Х18Н10Т.
Thermokinetic recrystallization diagrams for hot rolling at temperatures of 800-1200 °С for different groups of alloyed special steels - bearing, tool, corrosion-resistant, heat-resistant, high-strength structural - have been built and specified. The recrystallization mechanisms in hot multipass deformation of the two austenitic stainless steels 10Cr17Ni13Mo2Ti and 08Cr18Ni10Ti are considered. The effect of temperature-deformation conditions at rolling and forging on the formation of different types of recrystallized structures was shown.
Особенности разупрочнения и структура горячедеформи-рованного аустенита при прокатке / [Я. И. Спектор, Н. В. Тихий, Ю. В. Яценко, А. М. Прокопенко] // Физика металлов и металловедение. - 1978. - Т. 45. - Вып. 1. -С. 176-183.
Спектор Я. И. / О роли динамической рекристаллизации в формировании ультрамелкозернистой структуры аустенита при многопроходной горячей прокатке специальных сталей / Я. И. Спектор, И. Н. Куницкая // HighMatTech : междунар. конф., 15-19 окт. 2007 г. : тезисы докл. - К. : НАН Украины, Академпериодика, 2007. -С. 84.
Спектор Я. И. Особенности формирования сверхмелкозернистой структуры при горячей интенсивной пластической деформации порошковых инструментальных сталей / Я. И. Спектор, И. Н. Куницкая // Прочность неоднородных структур : 1У-я Евразийская научно-практич. конф., 8-10 апр. 2008 г. : тезисы докл. - М., 2008. - С. 23.
УДК 621.791.92:669.018.25
Канд. техн. наук О. В. Климов1, С. В. Марченко2
1 Нацюнальний техшчний ушверситет, м. Запорiжжя, 2 Державний ушверситет, м.Суми
АЗОТ I ТИТАН У Б1ЛОМУ АБРАЗИВОСТ1ЙКОМУ ЧАВУН1
Досл1джуеться можливкть легування титаном та азотом сплаву на основi бшого чавуну. Визначаеться оптимальний склад та структура абразивостшкого металу з карбiдним i карбонiтридним змщненням, отриманого електродуговим наплавленням.
Велкий ввдсоток деталей рiзних механiзмiв i машин працюе у контакп з абразивним середовищем. Це насамперед деталi прничодобувно!, сшьськогос-подарсько! техшки, шляхоремонтного, металургшно-го обладнання. Руйнування ввд абразивного спрацю-вання е розповсюдженою проблемою, що веде до руй-нацп деталей i вузлiв i може спричинити вихщ з ладу мехашзму в цшому. У зв'язку з цим проблема тдви-щення довговiчностi деталей механiзмiв при ди абразиву е вкрай актуальною. На тепер вона вирiшуеть-ся загалом у споаб розробки складно легованих сталей та чавушв, що мютять таш елементи, як хром, шкель, вольфрам, бор тощо i не завжди е ефективни-
ми, зважаючи на 1х варпсть.
Серед абразивостшких металiв широке застосову-вання мають залiзовуглецевi сплави на основi бшого чавуну. Одним iз найважливших чиннишв, що визна-чають отр зношуванню сплаву, е структурний стан, властивос™, взаемне розташування, ыльысне сшввщношення i характер зв'язку окремих складових структури. При зношуванш вшьним (зв'язаним) абразивом у ввдсутносп або з незначною штенсившстю ударiв абразивотривкою е аустешто-мартенситна або мартенситна матриця з твердими надлишковими дис-персними фазами - карбщною, боридною, штермета-лщною тощо [1].
© О. В. Климов, С. В. Марченко, 2009
