Закономерности аустенитизации малоуглеродистых мартенситных сталей в межкритическом интервале температур Текст научной статьи по специальности «Физика»

ВЕСТНИК ПЕРМСКОГО УНИВЕРСИТЕТА

2G11

Серия: Физика

Вып. 1 (16)

УДК: 536.425

Закономерности аустенитизации малоуглеродистых мартенситных сталей в межкритическом интервале температур

Л. М. Клейнера, Л. В. Спивак ь, А. А. Шацова, К. А. Кобелевс

а Пермский государственный технический университет, 614000, Пермь, Комсомольский пр., 29а ь Пермский государственный университет, 614990, Пермь, ул. Букирева, 15 с ООО фирма "РадиусВектор", 614000. Пермь, ул. Окулова 75А

Методами дифференциальной сканирующей калориметрии показано, что процесс аустенитизации малоуглеродистой мартенситной стали 07Х3ГНМ совершается в два этапа. Первый связан с переходом перлита в аустенит (точка А^). Второй - с переходом различных морфологических форм пакетного мартенсита (ферритной составляющей) в аустенит по границам и в объеме исходных кристаллитов.

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

Введение

Относительно недавно (см. [1-3]) было обнаружено, что при нагреве малоуглеродистых мартенситных сталей с исходной структурой пакетного мартенсита переход в аустенитное состояние происходит в несколько этапов. Для исследования закономерностей и механизмов таких превращений в настоящей работе была выбрана базовая низкоуглеродистая мартенситная сталь (НМС) 07Х3ГНМ. Высокая устойчивость переохлажденного аустенита этой стали, и низкое содержание углерода предопределяют образование при охлаждении пакетного мартенсита с хорошими механическими и технологическими характеристиками (см. [4]). Перспективным считается и закалка сталей этого класса из межкритического температурного интервала (МКТИ). Однако характерные черты фазовых превращений при прохождении интервала температур АС1 - АС3 мало исследованы, хотя и представляют особый интерес, поскольку именно они во многих случаях обуславливают формирование структуры и свойств сталей этого класса.

Дилатометрические исследования осуществлены на стандартном дифференциальном дилатометре на образцах диаметром 3 мм и длиной 30 мм. Нагрев и охлаждение осуществляли в воздушной среде.

Данные по дифференциальной сканирующей калориметрии (DSC) получены с помощью прибора STA "Jupiter" 449 С фирмы Netzsch. Образцы стали 07Х3ГНМ представляли собой шайбы диаметром ~ 4 мм и высотой ~ 3 мм. Нагрев и охлаждение производили в атмосфере аргона.

Обработка экспериментальных данных по DSC реализована с использованием программного обеспечения "Proteus Analyses" и пакета "Fityk".

Оценка энергии активации механизма фазового перехода, ответственного за появление второго пика поглощения, осуществлена по методу Кис-сенджера [5]. В этом случае

ln

p

Г

Qa

+ const ,

RT

Методика исследований

Исследования проведены на стали 07Х3ГНМ следующего состава: 0.07% С, 1.0% Мп, 3.0% Сг, 1.0% N1,0.2% Мо.

где р - скорость нагрева, К/с; Ттах - температура экзотермического или эндотермического максимума, К; <2а - энергия активации процесса фазового перехода, кДж/моль.

© Клейнер Л. М., Спивак Л. В., Шацов А. А., Кобелев К. А., 2011

93

Экспериментальные результаты и их обсуждение

Согласно данным дифференциального дилатометрического анализа функция изменения размера образца в области МКТИ была монотонной как при нагреве, так и охлаждении: при нагреве наблюдается сокращение длины образца, обусловленное фазовым переходом исходной структуры пакетного мартенсита в аустенит в интервале температур Ас1 - Асз.

В отличие от данных дилатометрического анализа, на кривых Б$С наблюдали более сложный характер изменения фиксируемых параметров от температуры нагрева. В зависимости от термокинетической предыстории сплава (под этим понимаются число термоциклов, скорость нагрева и охлаждения, температура аустенитизации, схема термической обработки и т.п.) получаются несколько различные зависимости DSC от температуры при нагреве и охлаждении (несколько разновидностей кривых). Одна из них представлена на рис. 1. Типичным является наблюдение двух локальных эндотермических экстремумов, связанных с фазовым переходом исходной структуры сплава в высокотемпературную модификацию - аустенит.

0,10

0,05

-0,05 -0,10

600 700 800 900

т, °с

Рис. 1. DSC кривые нагрева (10 °/мин) сплава 07Х3ГНМ(0006). Исходное состояние: закалка с 950 °С. 1 - DSC сигнал, 2 -вторая производная DSC сигнала

Начало первого пика поглощения (Р1) обычно наблюдается в интервале температур 740^745 °С и в диапазоне скоростей нагрева 5 + 40 °/мин мало зависит от скорости нагрева. Эта же закономерность имеет место и для температуры максимума первого пика поглощения (755 + 760 °С). Независимость этих характерных точек от скорости нагрева позволяет считать, что данный пик поглощения обусловлен бездиффузионным (сдвиговым) механизмом перехода перлита в аустенит выше критической точки АС1. После реализации этого

этапа фазового перехода при дальнейшем нагреве в интервале МКТИ осуществляются последующие этапы фазовой трансформации. Ход DSC кривой нагрева зависит в этом случае от термокинетической предыстории сплава.

Второй эндотермический пик имеет сложную структуру и его можно представить как суперпозицию двух подпиков Р2’ и Р2" (см. рис. 2). Температура максимума второго пика поглощения сигнала DSC зависит от скорости нагрева и для скоростей нагрева 5, 10 и 40 °/мин соответственно равна для данного конкретного случая 794, 806 и 814 °С.

Тепловой эффект фазовой трансформации по механизму, ответственному за появление первого пика, много меньше, чем за второй:. 120 и 540 Дж/моль соответственно.

Оценка энергии активации механизма фазового перехода, ответственного за появление второго пика поглощения, оказалась равной 1020+40 кДж/моль, что типично для такого типа фазовой трансформации [6, 7].

°’16 1----------------------------------

0,10 О) _ _ _

Е 0,08 1 0,06 0,04 0,02 0,00 -0,02

700 720 740 760 780 800 820 840

Т, °С

Рис. 2. Зависимость ББС сигнала от температуры в МКТИ для стали 07Х3ГНМ (331-2) и аппроксимация пика поглощения тремя подпиками. ББС точки - экспериментальные результаты. ББС сплошная линия - результат аппроксимации

Таким образом, установлено, что при нагреве базовой низкоуглеродистой стали в МКТИ фазовая трансформация осуществляется несколькими четко дифференцированными по температуре механизмами. Это в принципе отличается от известных до сих пор представлений о происходящих в МКТИ процессах,. основанных на данных дилатометрии и обычного дифференциального термического анализа.

Если природа процессов, ответственных за появление первого эндотермического процесса, достаточно аргументирована, то о механизмах фазовой трансформации, обусловливающих развитие второго эндотермического процесса и его сложный характер, выдвигались лишь предположения. В ча-

стности, предполагалось [1], что второй этап фазовой трансформации связан с обратным превращением сохранившегося до этих температур пакетного мартенсита в аустенит. Но обратное мартенситное превращение в своем классическом варианте реализуется по сдвиговому механизму и, следовательно, является бездиффузионным. В этом случае температура его протекания не должна была бы зависеть от скорости нагрева. Экспериментально это не подтверждается. С увеличением скорости нагрева, как уже отмечалось, максимум скорости второго эндотермического процесса смещается в область более высоких температур, что указывает на диффузионную природу ответственных за данный этап механизмов аустенитиза-ции.

Таким образом, выяснение природы второго этапа аустенитизации требовало проведения дополнительных экспериментов по установлению влияния исходного состояния сплава (термокинетической предыстории) на характер эндотермических процессов в МКТИ.

0,16

0,14 -

0,12

0,10 -

ся р 0,08

Е 0,06 -

0,04

0,02 -

0,00 •

-0,02

I ЄПСІО

1 \ ОЭС

/ Р2'у.

У ^К\Р2"

»’ РгЧм

700 720 740

760 780

Т, °С

800 820 840

рис.4). После такой обработки фиксируются слабо выраженные первый эндотермический максимум и только подпик Р2". Их низкая интенсивность может быть обусловлена тем обстоятельством, что столь малая выдержка в интервале температур высокой устойчивости переохлажденного аустенита не приводит к появлению в структуре стали заметного количества продуктов распада.

0,16

0,14 ■

0,12

0,10 ■

со є 0,08 -

§ Е 0,06 ■

0,04 ■

0,02 ■

0,00 ■

-0,02 -I

| епсіо

Р1

700 720 740

760 780

Т, °С

800 820 840

Рис. 3. Зависимость ББС сигнала от температуры в МКТИ для стали 07Х3ГНМ и аппроксимация пика поглощения тремя подпиками. ББС точки — экспериментальные результаты. ББС сплошная линия —результат аппроксимации

С этой целью осуществлены нагрев стали с исходной структурой пакетного мартенсита с выдержкой 10 мин при 650 °С и дальнейший нагрев выше МКТИ (см. рис.3). Такая обработка, направленная на дополнительный распад пакетного мартенсита, качественно (и практически количественно) не повлияла на характер изменения сигнала БЯС в МКТИ.

Для того чтобы исключить образование при охлаждении структуры пакетного мартенсита, охлаждение после аустенитизации провели до 650 °С (область нормального превращения) и после выдержки 30 мин вновь нагревали выше МКТИ (см.

Рис. 4. Зависимость ВБС сигнала от температуры в МКТИ для стали 07Х3ГНМ и аппроксимация пика поглощения двумя подпиками. ББС точки — экспериментальные результаты. ББС сплошная линия — результат аппроксимации

В стали с другой термомеханической предысторией с исходной структурой пакетного мартенсита были реализованы нагрев до 950 °С, охлаждение до 660 °С, выдержка 6 ч и нагрев после изотермы до 950 °С (рис. 5).

В этом случае столь длительная выдержка при 660 °С не приводит к изменению структуры DSC сигнала в районе МКТИ, но смещает все три пика поглощения тепла к несколько более низким температурам и существенно, практически в 2 раза, уменьшает интенсивность эндотермических пиков.

Проведенные эксперименты показывают, что типичными (по данным Б8С анализа) для превращения в МКТИ являются две стадии, Р1 и Р2 (Р2' + Р2''), которые могут реализоваться и при отсутствии в исходной структуре стали пакетного мартенсита.

Появление первого эндотермического пика типично при прохождении критической точки Асі в углеродистых сталях. Объяснения появления максимума Р2' и Р2'' носят пока дискуссионный характер. Первое, на что следует обратить внимание

- особенности на кривой Б8С не связаны с прохождением точки Кюри ферритной фазой (768 °С). Известно, что положение точки Кюри не зависит

от скорости нагрева. В нашем же случае такая зависимость для пиков Р2' и Р2'' хорошо выражена. Максимум пика Р2' расположен при существенно более высоких температурах, чем обусловленные ферромагнитным превращением особенности на кривой Б8С.

endo

Л/Г

*'А ^Р2ЛГ

650 700 750 800 350 900 950

Т, "С

Рис. 5. Зависимость DSC сигнала от температуры в МКТИ для стали 07Х3ГНМ (195), прошедшей изотермический отпуск 6 ч. при 660 °С) и аппроксимация пика поглощения тремя подпиками. DSC точки -экспериментальные результаты. DSC сплошная линия - результат аппроксимации

Согласно диаграмме состояния Fe-С, в МКТИ сталей, содержащих 0.07% С и более, наряду с ау-стенитом, возникающим при прохождении точки АС1, присутствует (см. [8]) и ферритная составляющая, температура исчезновения которой должна отвечать точка АС3. Следовательно, можно связать появление пиков Р2' и Р2'' с трансформациями ферритной фазы.

Методом магнитной термогравиметрии показано (см. [9]), что даже в стали эвтектоидного состава выше точки АС1 фиксируются ферритные кластеры. В связи с этим можно предложить следующее объяснения появлению на DSC кривой подпиков Р2' и Р2'' в МКТИ.

Оба пика обусловлены превращением феррита в аустенит. Однако первый подпик Р2' связан, по предположению, с реализацией этого процесса по границам кристаллитов в поликристаллическом агрегате, тогда как второй - в объеме всего кристаллита.

Ранее было показано (см. [1-3]), что при охлаждении НМС, в том числе и стали 07Х3ГНМ, мар-тенситное превращение происходит в два этапа, связанные с возникновением пакетного мартенсита с различными морфологическими характеристиками. В частности, одна морфологическая конструк-

ция такого пакетного мартенсита может зарождаться и развиваться на границах аустенитного зерна (высокотемпературная модификация), тогда как другая его разновидность реализуется в объеме кристаллита (низкотемпературна морфологическая форма).

При последующем нагреве такой морфологически неоднородный пакетный мартенсит претерпевает процессы распада на феррито-карбидную смесь, избыточная ферритная компонента которой может переходить в аустенит в различных отличающихся друг от друга температурных интервалах внутри МКТИ. Немаловажную роль в формировании ферритной компоненты при распаде мартенсита может играть структурная наследственность стали [10].

При реализации же нормального превращения (выдержка при 650 °С) такая дифференциация в исходной структуре выражена в меньшей степени, что и находит свое отражение в качественных и количественных характеристиках рассматриваемого эндотермического процесса в МКТИ.

Выводы

Методами дифференциальной сканирующей калориметрии показано, что переход в аустенитное состояние при нагреве НМС 07Х3ГНМ в межкри-тическом интервале температур возможен по нескольким механизмам, разделенным при умеренных скоростях нагрева температурными интервалами. Первый из них сопровождается появлением эндотермического пика Р1, положение которого на DSC кривых мало зависит от скорости нагрева и связано с превращением перлита в ау-стенит. Положение высокотемпературных пиков поглощения зависит от исходной структуры и скорости нагрева (смещаются в область более высоких температур), что указывает на их диффузионный характер. Высказано предположение, что переход избыточного феррита по границам и в объеме кристаллитов в аустенит происходит в различных температурно-временных интервалах. С увеличением скорости нагрева стали с исходной структурой пакетного мартенсита различия между процессами, ответственными за проявление эндотермических подпиков Р2' и Р2'', нивелируются и они реализуются в одном температурном интервале.

Список литературы

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

2. Клейнер Л. М., Спивак Л. В., Шацов А. А. Ла-ринин Д. М. Многостадийный процесс аусте-низации малоуглеродистых мартенситных сталей //Актуальные проблемы современной науки: труды 10-й Междунар. конф. молодых учёных и студентов. Естественные науки. Часть 3. Механика и машиностроение. Самара: Изд-во СГОУ(Н), 2009. С. 12-15.

3. Клейнер Л. М., Спивак Л. В., Шацов А. А., Закирова М. Г. Мультиплетный характер процессов аустенизации и распада аустенита низкоуглеродистых мартенситных сталей // Вестн. Перм. ун. Сер. Физика. 2010. Вып. 1 (38). С. 111-114.

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

5. Манохин А. И., Митин Б. С., Васильев В. А и др. Аморфные сплавы. М.: Металлургия, 1984. 160 с.

6. Физическое металловедение /под ред Р. У. Кана, П. Т. Хаазена. М.: Металлургия, 1987. Т. 2. 624 с.

7. Уманский Я. С., Скаков Ю. А. Физика металлов. М.: Атомиздат, 1978. 362 с.

8. Курдюмов Г. В., Утевский Л. М., Энтин Р. И.. Превращения в железе и стали, М.: Наука, 1977. 238 с.

9. Биронт В. С., Блохин И .В. Некоторые особенности фазовых превращений в системе железо

- углерод // Журн. Сибир. Федер. ун-та. Сер. Техника и технология. 2009. Т. 2. № 3. С. 238-249.

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

Patterns of austenite formation processes for low-carbon martensitic steels in intercritical interval of temperatures

L. M. Kleynera, L. V. Spivakb, A. A. Shatsova, K.A. Kobelevc

aPerm State Technical University, Komsomolsky pr., 29, 614000, Perm bPerm State University, Bukirev st. 15, 614990, Perm c OOO "RadiusVektor", Perm

By methods of differential scanning calorimetry it was shown that austenite formation process for 07X3GNM low-carbon martensitic steels goes in two stages. The first stage is connected with transformation of perlite into austenite point). The second - with the transformations of different morphological forms of clamped martensite (ferrite matrix) into austenite along the borders and in volume of initial crystallites.

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