Процессы структурообразования в термически упрочненных малоуглеродистых сталях при отпуске и их влияние на изменение свойств металла

Представляют интерес данные исследований процессов структурообразования в малоуглеродистых низколегированных сталях с феррито-бейнитной и бейнитной структурой (рис. 1.7; 1.8 и табл. 1.1 и 1.2), полученных после термического упрочнения с однородного аустенитного состояния. При ускоренном охлаждении такого металла (скорость V_кр) до температур ниже ≈500⁰С (для предотвращения выделения частиц вторичной фазы в процессе охлаждения) в твердом растворе растворяется достаточное количество углерода и легирующих элементов, которые при последующем отпуске металла с феррито-бейнитной или бейнитной структурой участвуют в процессе структурообразования, аналогичном для сталей с мартенситной структурой.

Для достижения оптимального соотношения прочности, пластичности и вязкости в малоуглеродистых сталях целесообразно при термическом упрочнении ускоренное охлаждение металла вести до температур £300⁰С с целью предотвращения выделения углерода и азота из твердого раствора в процессе охлаждения. При этом из литературных источников следует, что если ускоренное охлаждение малоуглеродистых сталей прерывать при температурах ³200⁰С, то углерод из твердого раствора будет выделяться в виде цементита с орторомбической решеткой. Если переохлаждение металла осуществляется при температурах £200⁰С, то углерод при последующем нагреве стали до»200⁰С выделяется из феррита в виде пластинок e-карбида (Fe_2,4C), когерентно связанных с решеткой матрицы. При нагреве до более высоких температур (>200⁰С) отпуска нестабильный карбид с гексагональной решеткой превращается в стабильный пластинчатый орторомбический цементит (Fe₃С). Известно, что чем меньше содержание углерода в стали, тем при более низких температурах отпуска происходит образование цементита, но при этом процесс может происходить и в более широком интервале температур (до»450⁰С). При сравнительно низких температурах отпуска цементит растет в виде дисперсных пластин, полукогерентных матрице. А с повышением температуры отпуска выше 300...350ºС происходит нарушение когерентности цементита с решеткой матрицы. К примеру, достижение максимальной твердости при старении стали при 250⁰С происходит за»250 с. А если в феррите одновременно присутствует с углеродом и азот, то процесс старения протекает намного быстрее, т.к. коэффициент диффузии азота в феррите при низких температурах значительно выше (чем углерода) и выпадающие частицы Fe₁₆N₂ являются зародышами для образования карбидов.

На рис. 1.7 приведены графики зависимости механических свойств двух плавок стали 15ХСНД толщиной 30 мм (характерные для термически упрочненных сталей с Ф+Б или Б структурой), содержание углерода в которых соответствует примерно нижнему и среднему марочным составам. Температура аустенитизации этих сталей была 980⁰С, что выше на»50⁰С традиционно используемой. Охлаждение металла осуществляли в воде с t_в=98⁰С до температуры охлаждающей среды (³100⁰С). Более высокая температура аустенитизации по сравнению с традиционной выбиралась с целью более полного растворения частиц вторичной фазы, получения гомогенного аустенита при достижении температурной области, в которой сохраняется мелкое аустенитное зерно. Последующий отпуск термоупрочненного металла производили до 700⁰С с интервалом в 100⁰С.

Исследования показали, что после термического упрочнения структура сталей состоит из структурно свободного феррита (9-10 номер зерна – для 15ХСНД, 10-11 номер для 15Г2АФЮ и 14-16Г2АФ) и колоний бейнита, а при увеличении толщины металла >40 мм в структуре присутствует и перлит. После нормализации эти стали имеют феррито-перлитную структуру (номер зерна 8-9) с ярко выраженной полосчатостью. При этом следует отметить, что в термоупрочненном состоянии все исследуемые стали имели условный предел текучести, т.е. на диаграмме «растяжение-деформация» не было площадки текучести. Это связано с насыщением матрицы атомами внедрения и повышенной плотностью слабо закрепленных дислокаций в структурных составляющих металла, а особенно в объемах металла, расположенных вокруг колоний упрочняющей фазы. При этом для достижения более высокой плотности дефектов кристаллической решетки за счет возникающего уровня напряжений при ускоренном охлаждении был специально выбран режим охлаждения в воде с температурой t_в=98⁰С, для которой характерно резкое увеличение интенсивности охлаждения при 160-180⁰С, когда металл находится в области упругого состояния (т.е. фактически осуществлялся термоудар). Это позволило усилить эффект дисперсионного твердения (см. табл. 1.1 и 1.2, строка для отпуска 300⁰С) и создать высокую плотность дислокаций, которые при последующем отпуске перестроились в ячеистую субструктуру.

Рисунок 1.7 - Механические свойства стали 15ХСНД в зависимости от режима термической обработки и марочного химического состава (· - плавка 1; ∆ - плавка 2).

Режим 1 – термическое упрочнение (ТУ) от 980⁰С в воде (t_В =94-98⁰С) с охлаждением металла до температуры воды;

Режимы 2; 3; 4 - ТУ + отпуск 500, 600, 700⁰С, 30 мин., соответственно.

Физический предел текучести металла, а соответственно и площадка текучести на диаграмме появлялась в исследуемых сталях только после отпуска термоупрочненного металла при температуре ³300⁰С. Дальнейшее повышение температуры отпуска приводит к возрастанию значений предела текучести и увеличению длины площадки текучести на диаграмме, что объясняется протеканием процессов перераспределения углерода, образованием частиц вторичной фазы (цементита) и закреплением подвижных дислокаций примесными атомами и карбидами. Особенно наглядно это показано в табл. 1.1 где приведены результаты рентгеноструктурного анализа исследуемых сталей после различных режимов термической обработки. Аналогичные результаты были получены при рентгеноструктурных исследованиях и других марок сталей, подвергнутых термическому упрочнению по разработанной технологии.

Таблица 1.1 - Результаты рентгеноструктурного исследования стали 09Г2С (14 мм) после различных режимов термической обработки

Режим термической обработки	Уровень микродеформаций (L), х10^- 4	Плотность дислокаций (r), х10^10, см^- 2
Термическое упрочнение (ТУ) в воде (tB³90^0C)	4, 5 / 0, 61	2, 74 / 1, 85
ТУ+ отпуск 200^0С, 40 мин	3, 58 / -	1, 84 / -
ТУ+ отпуск 300^0С	4, 53 / 3, 04	2, 78 / 2, 43
ТУ+ отпуск 400^0С	3, 65 / 3, 09	1, 91 / 1, 45
ТУ+ отпуск 500^0С	4, 09 / 3, 08	2, 26 / 1, 29
ТУ+ отпуск 600^0С	3, 59 / 1, 61	1, 75 / 0, 66
ТУ+ отпуск 700^0С	3, 34 / -	1, 61 / 0, 11

Примечание: в числителе приведены значения для металла, термоупрочненного с полным охлаждением, а в знаменателе - после прерванного охлаждения при температуре металла 350⁰С.

Таблица 1.2 - Результаты рентгеноструктурного исследования стали 15ХСНД после различных режимов термической обработки

Режим термической обработки	Уровень микродеформаций (L), х 10^-3	Плотность дислокаций, r, х 10^10, см^- 2
Термическое упрочнение (ТУ) в воде (tB³90^0C)	0, 27	1, 94
ТУ+ отпуск 300^0С	0, 60	4, 98
ТУ+ отпуск 400^0С	0, 37	1, 89
ТУ+ отпуск 500^0С	0, 29	1, 21
ТУ+ отпуск 600^0С	-	0, 90
ТУ+ отпуск 700^0С	-	0, 65

Из табл. 1.1 и 1.2 следует, что для термоупрочненного металла после отпуска 300⁰С (60 мин) характерны наиболее высокие значения уровня микродеформаций и плотности дефектов кристаллической решетки. Такое явление характерно для процесса образования частиц вторичной фазы – в данном случае цементита. Дальнейшее повышение температуры отпуска приводит к уменьшению значений этих параметров.

В то же время значения предела текучести (см. рис. 1.7) достигают максимального уровня после отпуска 500⁰С. Это характерно для сталей, не содержащих сильных КОЭ в случае реализации полного охлаждения (до»100⁰С) с температуры аустенитизации, именно в такой среде и последующего отпуска. Объясняется повышение устойчивости к разупрочнению при отпуске особенностями тонкой структуры металла. В работах К. Ф. Стародубова и др. для малоуглеродистых сталей со смешанной структурой (охлаждение после аустенитизации с докритическими скоростями) при отпуске максимум предела текучести наблюдался после отпуска 400⁰С. А для исследуемых термоупрочненных сталей с ванадием, ниобием (14-16Г2АФ, 15Г2АФЮ) максимум предела текучести наблюдался после отпуска 550-600⁰С (интервал выделения частиц специальных карбидов).

Дальнейшее повышение температуры отпуска свыше 500⁰С приводит к снижению значений предела текучести, т.е. наступает состояние «перестаривания» (см. рис. 1.7). Аналогичное изменение значений предела текучести в термоупрочненных малоуглеродистых сталях при отпуске отмечено и Э. Гудремоном.

Изложенные механизмы процессов структурообразования характерны для доэвтектоидных сталей, содержащих насыщенный углеродом феррит (структурно свободный и в колониях упрочняющей фазы), с достаточно высокой плотностью дефектов решетки после ускоренного охлаждения с однородного аустенитного состояния или из межкритического интервала, при последующем их отпуске. Вышеизложенное говорит о том, что существенную роль в конечном комплексе механических свойств термоупрочненных конструкционных сталей играют процессы, происходящие в структурно свободном феррите.

Изменение вида излома ударных образцов в зависимости от режима обработки для стали 15ХСНД приведено на рис.1.8.

При температурах отпуска до ~400⁰С значения ударной вязкости термически упрочненного металла практически не изменяются, только при повышении температуры свыше 400-450⁰С ударная вязкость металла значительно повышается, а излом ударных образцов становится частично вязким (рис. 1.8, табл. 1.1. и 1.2 – снижается уровень напряжений и плотность дефектов). Полностью вязкий излом наблюдается после отпуска 600⁰С (при температуре испытания -20⁰С). Повышение температуры отпуска термически упрочненных малоуглеродистых сталей свыше 600-650⁰С приводит к снижению значений ударной вязкости и уменьшению доли вязкой составляющей в изломах (рис. 1.8) ударных образцов (тем в большей степени, чем ниже температура испытаний). Уменьшение вязкости металла при этом объясняется интенсивной коагуляцией и сфероидизацией карбидных частиц, которые при укрупнении являются концентраторами напряжений и уменьшают энергию разрушения металла. Исследование вида изломов ударных образцов после различных обработок является достаточно эффективным методом для определения работоспособности металла ответственных изделий. Это связано с тем, что составляющая ударной вязкости – работа распространения трещины и количество вязкой составляющей в изломе образца характеризуют один и тот же показатель металла – способность перехода из вязкого в хрупкое состояние (порог хладноломкости - Т₅₀, Т₉₀ и т.д.), т. е. наиболее важный показатель вязкости металла. Но при этом определение работы распространения трещины при ударных испытаниях затрудняется отсутствием на многих заводах соответствующего оборудования. Поэтому в нормативные требования многих изделий ответственного назначения введен критерий оценки - количество вязкой (В, %) составляющей в изломе полнотолщинного образца, испытанного методом падающего груза (DWTT).

Исходя из того, что многообразие процессов структурообразования при отпуске закаленных и термически упрочненных сталей в реальности протекает непрерывно, с наложением и перекрытием стадий, возможно представить их очередность следующим образом.

В пересыщенном после закалки твердом a-растворе (мартенсите) первым процессом структурообразования является перераспределение атомов внедрения- углерода и азота. При этом следует отметить, что атомы азота имеют большую диффузионную подвижность при низких температурах, чем атомы углерода. Экспериментально обнаружены два различных по природе процесса сегрегации углерода:

· образование примесных атмосфер на дефектах кристаллической решетки мартенсита (из-за притяжения атомов внедрения в области растяжения вокруг дефектов);

· возникновение кластеров из атомов углерода или азота.

В зависимости от содержания углерода и легирующих элементов точка М_н имеет разные температуры. Для малоуглеродистых сталей температура М_н находится в области ~350-400⁰С, а М_к примерно при плюс 90-100⁰С. Поэтому при закалке такой стали, даже при охлаждении металла, происходят процессы перераспределения углерода и азота, т.к. диффузионная подвижность атомов этих элементов при температурах мартенситного интервала (~100-400⁰С) достаточно велика. В высокоуглеродистых сталях температура точки М_н лежит гораздо ниже (например, для стали У8 с содержанием углерода 0,75-0,84% М_н находится примерно при 200⁰С, а М_к при минус 95...100⁰С). Но даже при низких температурах, когда диффузионная подвижность атомов железа практически исключается, атомы углерода и азота перераспределяясь (диффундируя на десятки межатомных расстояний), собираются в кластеры. При температурах ~100-150⁰С эти скопления атомов внедрения (либо уже дисперсные частицы метастабильного e-карбида) хорошо обнаруживаются различными методами.

Дефекты кристаллической решетки являются наиболее выгодными местами для размещения атомов внедрения при отпуске мартенсита. При этом в зонах растяжения происходит скопление атомов внедрения, а в зонах сжатия обеднение раствора этими элементами. Для закрепления дислокаций в мартенсите с плотностью дефектов 10¹¹-10¹² см^-2 атомами внедрения (в виде атмосфер Котрелла) требуется до ~0,2% углерода (т.е. если в стали содержится углерода менее 0,2%, то не все дислокации и их построения будут закреплены атомами внедрения, т.к. углерода просто не хватит). Этим объясняется высокая пластичность и вязкость мартенситных сталей со сверхнизким (~0,04%) содержанием углерода, когда атомов внедрения не хватает для закрепления дислокаций и большая их часть остаются после закалки подвижными. А вот для закрепления дислокаций в отожженном железе с плотностью дефектов 10⁷-10⁸ см^-2 достаточно 10^-4 (С+N), т.е. ~0,0003%. При этом закрепление дислокаций атмосферами Котрелла может сохраняться при отпуске до»400⁰С. Атмосферы Сузуки, образованные вследствие химического взаимодействия растворенных атомов с дефектами, сохраняются при нагреве до более высоких температур. Атмосферы Снука образуются атомами внедрения в мартенсите закаленных сталей под действием полей напряжений.

Следующей стадией после образования сегрегаций из атомов внедрения при отпуске мартенситной структуры будет стадия выделения промежуточных карбидов (например, e-карбид - Fe_2,4C).

При этом следует еще раз отметить, что длительное время существовала точка зрения, в которой процесс образования промежуточных карбидов в сталях с содержанием углерода менее 0,2% отсутствовал. В последние 5-7 лет в технической литературе появился целый ряд результатов исследований, которые доказывают, что в сталях с содержанием углерода менее 0,2% процесс образования промежуточных карбидов присутствует.

Начиная примерно с температур отпуска 100⁰С в мартенсите углеродистых сталей обнаруживается метастабильный e-карбид с гексагональной решеткой (у Ц ромбическая). С повышением температуры отпуска и времени выдержки частицы промежуточного карбида растут.

При повышении температуры отпуска до~250-285⁰С (по данным разных авторов) в структуре мартенсита углеродистых сталей уже присутствуют два карбида - промежуточный e-карбид и цементит (Fe₃C).

Установлены два возможных механизма зарождения частиц цементита:

· цементит выделяется преимущественно на дефектах решетки прямо из пересыщенного твердого раствора, при этом рост частиц сопровождается растворением ранее выделившихся частиц промежуточного e-карбида;

· образование цементита происходит за счет перестройки решетки e-карбида в Fe₃C ( в пределах объема промежуточных частиц).

По мере повышения температуры отпуска и времени выдержки образуется все большее количество цементита, и только при температурах отпуска ~450-480⁰С углеродистых сталей единственной вторичной фазой остается цементит.

Цементит при отпуске выше ~300⁰С может присутствовать в трех формах:

· пленки по границам зерен;

· рейкообразные выделения 2-3-х ориентировок внутри мартенситного кристалла;

· однообразно вытянутые пластинки по границам двойников.

При температурах отпуска ~250-300⁰С в закаленной углеродистой стали интенсивно идет процесс распада остаточного аустенита. При этом в зависимости от степени легирования закаленной стали определенная часть остаточного аустенита может распадаться только при охлаждении с температуры отпуска.

Наиболее высокотемпературной стадией процесса структурообразования при отпуске закаленных углеродистых сталей является коагуляция и сфероидизация цементита.При сравнительно низких температурах отпуска цементит растет в виде дисперсных пластин, когерентных или полукогерентных матрице. По мере повышения температуры отпуска и роста частиц цементита происходит потеря когерентности решетки цементита и матрицы. По данным различных исследователей этот процесс продолжается (в зависимости от состава стали) до температур ~350-400⁰С. Интенсификация процессов коагуляции и сфероидизации цементита начинается с температур ~350-400⁰С. Выше температуры отпуска ~600⁰С практически все частицы цементита сфероидизированы и при дальнейшем повышении температуры идет прецесс их коагуляции. При этом закрепление границ зерен частицами карбидов существенно ослабевает и происходит рекристаллизационный рост зерен феррита миграцией исходных высокоугловых границ.

Таким образом, можно выделить наиболее важные факторы распада мартенсита при отпуске:

· при постоянной температуре отпуска процесс распада М протекает вначале интенсивно, затем постепенно затухает и прекращается;

· каждой температуре отпуска соответствует определенное содержание углерода (рис. 1.9), остающееся до такой температуры в пересыщенном твердом растворе (т.е. углерод весь сразу при одной температуре отпуска не выделяется в виде карбидов);

· выделившийся из раствора углерод и азот образуют частицы вторичной фазы внутри реек М;

· твердый раствор (мартенсит) сохраняет тетрагональность решетки с малым отношением осей до температуры отпуска ~270-300⁰С;

· метастабильный карбид (e) может существовать до температур отпуска ~350-380⁰С, а рост когерентных частиц цементита начинается при ~400-450⁰С.

Известно, что скоростной нагрев закаленного металла вносит изменения в процессы отпуска мартенсита (замедляя процессы структурообразования 1 и 3 стадий и смещая их в область более высоких температур). Но предотвратить распад мартенсита не удается даже при скоростях нагрева 10⁴-10⁵ град/сек. При повышении скорости нагрева закаленной стали (по сравнению с печным нагревом) происходит также смещение стадии распада остаточного аустенита до температур ~500-550⁰С.

Рисунок 1.9 – Стадийность отпуска (Богачев И.Н. Пермяков В.Г.)

Дата добавления: 2014-10-23