Электронный научный журнал
Современные проблемы науки и образования
ISSN 2070-7428
"Перечень" ВАК
ИФ РИНЦ = 0,737

ДИЛАТОМЕТРИЧЕСКИЕ ИССЛЕДОВАНИЯ ПРОЦЕССОВ АУСТЕНИТИЗАЦИИ В МЕЖКРИТИЧЕСКОМ ИНТЕРВАЛЕ ТЕМПЕРАТУР ЗАКАЛЕННОЙ И ВЫСОКООТПУЩЕННОЙ НИЗКОУГЛЕРОДИСТОЙ СТАЛИ

Панов Д.О. 1
1 Пермский национальный исследовательский политехнический университет
Данная статья посвящена установлению закономерностей влияния условий аустенитизации на процессы формирования аустенита при нагреве системно легированной низкоуглеродистой стали 10Х3Г3МФ. Исследования процессов аустенитизации исследуемой стали в межкритическом интервале температур проводили с использованием закалочного дилатометра Linseis RITA L78 при непрерывном нагреве со скоростями 400, 90, 20 и 0,6 °С/с. В результате проведенного комплекса исследований впервые разделены три этапа образования аустенитапри однократной аустенитизации в МКИТ стали 10Х3Г3МФ в исходно закаленном и высокоотпущенном состоянии с использованием метода дилатометрического анализа. Обнаружена дилатометрическая аномалия при непрерывном нагреве исходно высокоотпущенной стали со всеми исследованными скоростями и исходно закаленной стали при нагреве со скоростью 0,6 °С/с, что выражается в увеличении объема образцов на первом этапе α→γ-превращения, а на первой производной от дилатограммы проявляется как пик с положительной площадью. Построены термокинетические диаграммы образования аустенита в стали 10Х3Г3МФ в исходно закаленном и высокоотпущенном состоянии с указанием положения критических точек Ас1 и Ас3 и этапов аустенитизации в МКИТ.
дилатометрическая аномалия
термокинетическая диаграмма
низкоуглеродистая сталь
межкритический интервал температур
аустенитизация
1. Дьяченко С.С. Образование аустенита в железоуглеродистых сплавах. М.: Металлургия. 1982. 128 с.
2. Садовский В.Д., Счастливцев В.М., Табатчикова Т.И., Яковлева И.Л. Лазерный нагрев и структура стали: атлас микроструктур. Свердловск: Уральский рабочий. 1989. 102 с.
3. Зельдович В.И. Три механизма образования аустенита и структурная наследственность в сплавах железа // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2008. - N 9. - С. 40-47.
4. Митрохович Н.Н., Симонов Ю.Н., Клейнер Л.М. Технологичность и конструкционная прочность низкоуглеродистых сталей с мартенситной структурой: Учеб. Пособие / Перм.гос.техн.ун-т. – Пермь, 2004. – 123 с.
5. Симонов Ю.Н., Симонов М.Ю., Подузов Д.П., Смирнов А.В., Галимова И.А. Превращения, структура и свойства системно-легированных низкоуглеродистых безникелевых сталей // Металловедение и термическая обработка металлов. 2012. № 11. С. 4-11.
6. Патент 2477333 РФ. С 22 С 38/38. Симонов Ю.Н., Панов Д.О., Симонов М.Ю., Касаткин А.В., Подузов Д.П. Низкоуглеродистая легированная сталь. Бюль. 2013. №7.
7. Горностырев Ю.Н. Микроскопические механизмы гетерогенного зарождения новой фазы при полиморфном ГЦК-ОЦК- превращении: сб. науч. тр. «Фазовые и структурные превращения в стали». – Магнитогорск: Изд-во Магнитогорского дома печати. 2008. С. 31-57.
8. Попов А.А. Фазовые превращения в металлических сплавах. - . М.: Металургиздат, 1963. - 311 с.
 

Процессы аустенитизации в межкритическом интервале температур (МКИТ) играют решающую роль при структурообразовании аустенита при нагреве и оказывают влияние на структуру и уровень механических свойств сталей после термической обработки, что делает выявление закономерностей процессов аустенитизации при нагреве сталей важной задачей современного металловедения. Как известно, на эти процессы существенное влияние оказывает исходное состояние стали и условия нагрева [1, 2, 3], однако в литературе
не разделяют этапы образования аустенита в МКИТ.

Сопоставление уровня характеристик механических свойств различных конструкционных материалов показывает, что в масштабах реальных изделий конструкционные системно легированные низкоуглеродистые стали типа 10Х3Г3МФ превосходят другие сплавы [4, 5, 6]. Однако ресурс прочности и надежности таких материалов реализован не полностью.

Целью данной статьи является установление закономерностей влияния условий аустенитизации на процессы формирования аустенита при нагреве системно легированной низкоуглеродистой стали 10Х3Г3МФ.

Материалы и методы исследования

Материалом для исследования выбрана сталь 10Х3Г3МФ следующего химического состава, % (масс.): 0,10 С; 2,75 Mn; 2,76 Cr; 0,41 Mo; 0,37 Si; 0,19 Ni; 0,12 V; 0,002 Ti; 0,011 S; 0,021 P. [6]

Сталь 10Х3Г3МФ исследована в исходно закаленном и высокоотпущенном состоянии. Исходно закаленное состояние стали 10Х3Г3МФ получено при закалке на воздухе с температур горячей ковки. Для получения высокоотпущенного состояния закаленные образцы из исследуемой стали были подвергнуты отпуску при температуре 680 °С в течении 2 часов с последующим охлаждением на воздухе.

Дилатометрические исследования проведены на закалочном дилатометре Linseis RITA L78 с горизонтальным расположением образцов при непрерывном нагреве со скоростями 400, 90, 20 и 0,6 °С/с. Сбор и обработку данных эксперимента проводили с помощью пакета программ WIN – DIL, Fityk и Linseis Data Evaluation. Тонкую структуру изучали на просвечивающем электронном микроскопе FEI Tecnai 20 G2 TWIN.

Результаты эксперимента и их обсуждение

Анализ структуры стали 10Х3Г3МФ в исходно закаленном состоянии показал, что сталь имеет структуру пакетного мартенсита. Средний поперечный размер рейки в плоскости фольги составляет 325±25 нм. В исходно высокоотпущенном состоянии исследуемой стали пакетно-реечное строение сохраняется, однако в теле и по границам реек выделяются частицы карбидов. Карбиды, которые выделились в теле рейки, имеют меньший размер, сферическую форму и распределены равномерно. Карбиды, выделившиеся по границам, более крупные и имеют вытянутую форму в направлении границ. Внутри реек наблюдается частичное перераспределение дислокаций и выстраивание их в стенки.

Проведен дилатометрический анализ процессов фазовых превращений при непрерывном нагреве в МКИТ исследуемой стали в исходно закаленном и высокоотпущенном состоянии. В процессе дилатометрического анализа было определено положение критических точек Ас1 и Ас3, а также проведено разложение на составляющие пики суперпозиции первой производной дилатометрической кривой (d(ΔL)/dТ, мкм/ºС) (Рис. 1).

 

Рис. 1. Диламограмма и первая производная от диламограммы нагрева со скоростью 400 °С/с стали 10Х3Г3МФ в исходно закаленном состоянии с разложением на пики в МКИТ

 

По результатам разложения первой производной на составляющие пики можно утверждать, что при непрерывном нагреве стали 10Х3Г3МФ в исходно закаленном и высокоотпущенном состоянии α→γ-превращение состоит из трех этапов, которые частично накладываются друг на друга (рис. 2). Максимумы пиков выделенных этапов α→γ-превращения разделены по температурной шкале.

Следует отметить, что существует качественное различие между характером дилатограмм и их первой производной при непрерывном нагреве стали 10Х3Г3МФ в исходно закаленном состоянии по сравнению с исходно высокоотпущенным состоянием, что выражается в наличии дилатометрической аномалии при нагреве исследуемой стали в высокоотпущенном состоянии, то есть на первом этапе α→γ-превращения происходит увеличение объема исследуемых исходно высокоотпущенных образцов вместо его уменьшения в результате образования фазы с более плотноупакованной решеткой. Это явление на первой производной проявляется как пик с положительной площадью (направленный вверх). Эта аномалия наблюдается во всех случаях нагрева исходно высокоотпущенной стали (Рис. 2, в и г), а также при нагреве со скоростью 0,6 °С/с исходно закаленной стали (Рис. 2, б), когда уже получают развитие процессы отпуска при нагреве до Ас1 по сравнению с большими скоростями нагрева.

Рис. 2. Первая производная от дилатограмм с разложением на пики в МКИТ при нагреве стали 10Х3Г3МФ в исходно закаленном (а, б) и высокоотпущенном состоянии (в, г) со скоростями 90 (а, в) и 0,6 °С/с (б, г)

 

По результатам исследования положения критических точек Ас1 и Ас3 и этапов α→γ-превращения в МКИТ при непрерывном нагреве со скоростями 400, 90, 20, 0,6 °С/с стали 10Х3Г3МФ в исходно закаленном и высокоотпущенном состоянии построены термокинетические диаграммы образования аустенита, которые приведены на рис. 3.

При нагреве исходно закаленной стали со скоростью 400 ºС/с наблюдается существенное снижение критической точки Ас1 на 140 ºС относительно нагрева со скоростью 0,6 °С/с. Положение критической точки Ас3 при увеличении скорости нагрева от 0,6 до 400 °С/с возрастает на 25 ºС из-за смещения в область более высоких температур завершающих этапов α→γ-превращения вследствие сокращения времени для их развития при более низких температурах.

Для исходно закаленной стали 10Х3Г3МФ наблюдается расширение температурного интервала образования аустенита на первом этапе при увеличении скорости нагрева, что вызнано смещением критической точки Ас1 вниз по температурной шкале. Температурный интервал образования аустенита на втором и третьем этапе исходно закаленной стали при увеличении скорости нагрева изменяется мало (Рис. 3, а).

 

б

 

а

 

Рис. 3. Термокинетические диаграммы образования аустенита стали 10Х3Г3МФ в исходно закаленном (а) и высокоотпущенном состоянии (б)

 

В случае непрерывного нагрева исходно высокоотпущенной стали 10Х3Г3МФ наблюдается качественное отличие термокинетической диаграммы от диаграммы для исходно закаленной стали. Положение критической точки Ас1 в данном случае не зависит от скорости нагрева, а температура Ас3 возрастает на 100 ºС при увеличении скорости нагрева с 0,6 до 400 ºС/с. При этом наблюдается расширение температурного интервала первого этапа α→γ-превращения из-за смещения температуры окончания этого процесса вверх по оси температур. Интервал температур второго и третьего этапов при увеличении скорости нагрева практически не изменяется, но смещаются вверх по температурной шкале
(Рис. 3, б). В качестве объяснения наблюдаемым тенденциям изменения положения критических точек Ас1 и Ас3 можно привести исследования методом молекулярной динамики проведенные Ю.Н. Горностыревым [7], где показано, что дислокации вызывают решеточную неустойчивость, которая приводит к развитию α→γ-превращения. С.С. Дьяченко [1] впервые установлено, что снижение Ас1, то есть начало α→γ-превращения при более низких температурах, вызвано сохранением более высокой плотности дислокаций к моменту начала α→γ-превращения при увеличении скорости нагрева. Повышение Ас3 при увеличении скорости нагрева вызвано смещением этапов α→γ-превращения, контролируемых диффузией, в область более высоких температур [8].

Выводы

По результатам исследований можно сделать следующие выводы:

1. Впервые с использованием метода дилатометрического анализа при однократной аустенитизации в МКИТ стали 10Х3Г3МФ в исходно закаленном и высокоотпущенном состоянии выделены три этапа образования аустенита.

2. Обнаружено качественное различие между характером дилатограмм и первой производной от них при непрерывном нагреве стали 10Х3Г3МФ в исходно закаленном состоянии по сравнению с исходно высокоотпущенным состоянием, что выражается в наличии дилатометрической аномалии при нагреве исследуемой стали в высокоотпущенном состоянии, то есть в начале α→γ-превращения происходит увеличение объема исследуемых исходно высокоотпущенных образцов вместо его уменьшения в результате образования фазы с более плотноупакованной решеткой. Это явление на первой производной проявляется как пик с положительной площадью (направленный вверх). Эта аномалия наблюдается во всех случаях нагрева исходно высокоотпущенной стали, а также при нагреве со скоростью 0,6 °С/с исходно закаленной стали, когда уже при нагреве до Ас1 в исследуемой стали процессы отпуска формируют качественно иное состояние перед МКИТ схожее с исходно высокоотпущенным состоянием по сравнению с большими скоростями нагрева.

3. Построены термокинетические диаграммы образования аустенита в стали 10Х3Г3МФ в исходно закаленном и высокоотпущенном состоянии. Показано, что при увеличении скорости нагрева во всех случаях наблюдается расширение температурного интервала α→γ-превращения в МКИТ: в исходно закаленном состоянии – за счет снижения Ас1 и повышения Ас3; в исходно высокоотпущенном состоянии –за счет повышения Ас3 при неизменной Ас1. В исходно закаленной стали 10Х3Г3МФ при увеличении скорости нагрева наблюдается расширение температурного интервала образования аустенита на первом этапе α→γ-превращения, что вызнано смещением критической точки Ас1 вниз по температурной шкале, а температурный интервал образования аустенита на втором и третьем этапе исходно закаленной стали при этом изменяется мало. В случае исходно высокоотпущенного состояния при увеличении скорости нагрева наблюдается расширение температурного интервала первого этапа α→γ-превращения из-за смещения температуры окончания этого процесса вверх по оси температур, интервал температур второго и третьего α→γ-превращения этапов практически не изменяется, но при этом смещается вверх по температурной шкале.

Работа выполнена при финансовой поддержке Министерства образования и науки РФ (договор № 02.G25.31.0068 от 23.05.2013 г. в составе мероприятия по реализации постановления Правительства РФ № 218).

 

Рецензенты:

Симонов Ю.Н., д.т.н., проф., зав. каф. МТО МТФ ПНИПУ, г. Пермь.

Ханов А.М., д.т.н., проф., зав. каф. КМиТОМ ПНИПУ, г. Пермь.


Библиографическая ссылка

Панов Д.О. ДИЛАТОМЕТРИЧЕСКИЕ ИССЛЕДОВАНИЯ ПРОЦЕССОВ АУСТЕНИТИЗАЦИИ В МЕЖКРИТИЧЕСКОМ ИНТЕРВАЛЕ ТЕМПЕРАТУР ЗАКАЛЕННОЙ И ВЫСОКООТПУЩЕННОЙ НИЗКОУГЛЕРОДИСТОЙ СТАЛИ // Современные проблемы науки и образования. – 2014. – № 6.;
URL: http://science-education.ru/ru/article/view?id=16033 (дата обращения: 18.08.2019).

Предлагаем вашему вниманию журналы, издающиеся в издательстве «Академия Естествознания»
(Высокий импакт-фактор РИНЦ, тематика журналов охватывает все научные направления)

«Фундаментальные исследования» список ВАК ИФ РИНЦ = 1.252