Full Text

Введение Уровень развития современных методов экспериментального исследования фазовых превращений позволяет фиксировать быстроидущие процессы, в каждый момент времени с достаточно высокой точностью определять параметры состояния исследуемого образца и выявлять относительно слабые эффекты от процессов в материале [1]. В настоящее время при исследовании фазовых превращений в сплавах железа при термической обработке практически невозможно обойтись без использования дилатометрии [2-4], в том числе дилатометрии высокого разрешения. Следует отметить, что данные дилатометрических измерений содержат большое количество информации о фазовых и структурных превращениях, так как все происходящие процессы в материале имеют объемный эффект, который можно выделить при их анализе. По мере развития методологии дилатометрических исследований для определения положения критических точек по дилатограммам сначала применяли метод двух касательных [5], когда за критическую температуру принимали точку пересечения касательных к участкам до и после перегиба дилатограммы. По мере повышения разрешающей способности метода широкое распространение получил метод касательной [6, 7], в соответствии с которым за критическую температуру принимали точку отрыва касательной от линейного участка дилатограммы до или после превращения. Применение математического анализа дилатограмм позволило использовать первую производную дилатограммы для определения положения критических точек [8, 9], что заметно увеличило точность выявления положения критических точек. Помимо этого, анализ дилатограмм позволил установить, что фазовое превращение в стали на первой производной дилатограммы присутствует в виде пика, площадь которого равна объемному эффекту превращения [10]. Использование дилатометрии высокого разрешения для исследования фазовых превращений в ряде работ позволило определить, что первая производная дилатограммы, как правило, имеет сложную структуру и является суперпозицией нескольких пиков от различных превращений, происходящих в исследуемом материале [7, 9, 11]. Так, исследование процесса образования аустенита при непрерывном нагреве с использованием анализа пиков первой производной дилатограммы позволило обнаружить стадийность процесса аустенитизации сталей с исходной феррито-перлитной структурой [12], исходной бейнитно-ферритной структурой [7] и исходной мартенситной структурой [13]. Причем обнаруженные в этих работах стадии аустенитизации частично накладываются друг на друга, т.е. развиваются одновременно в определенном температурном интервале, но в различных микрообъемах исследуемого материала. Понимание стадийности аустенитизации в межкритическом интервале температур (МКИТ) позволило получить при неполной закалке ламельную многофазную структуру с сочетанием высокого уровня прочности и ударной вязкости [14]. В исследовании [15] выделение и последующий учет пика от процесса рекристаллизации на первой производной дилатограммы нагрева холоднодеформированной стали позволили значительно повысить точность результатов количественного дилатометрического анализа. Описанный выше подход к анализу процесса аустенитизации при нагреве в МКИТ показал свою эффективность, что позволяет говорить о его перспективности для изучения процессов распада переохлажденного аустенита при непрерывном охлаждении [16]. По результатам дилатометрических исследований процесса распада переохлажденного аустенита, как правило, строят диаграммы распада, которые содержат информацию о температурно-временных границах различных превращений при охлаждении [17, 18]. Однако диаграммы распада переохлажденного аустенита одной и той же марки стали, полученные различными научными коллективами, могут существенно отличаться [19, 20], что обусловлено не только разным плавочным составом исследуемых сталей, но и различием в используемых методах измерения, точности используемого оборудования и методиках анализа результатов. Таким образом, целью данной работы является исследование распада переохлажденного аустенита конструкционной стали с использованием дилатометрии высокого разрешения и последующим анализом дилатометрических данных. Материалы и методики В качестве материала для демонстрации предлагаемого в данной статье подхода выбрана сталь 30ХГСА промышленной выплавки со следующим химическим составом, мас. %: 0,32 C; 0,92 Cr; 0,87 Mn; 1,06 Si; 0,06 Ni; 0,005 Mo; 0,026 Al; 0,16 Cu. Предварительная термическая обработка заключалась в печном нагреве до температуры 900 °С, выдержке в течение 30 мин и последующем охлаждении вместе с печью. Дилатометрические измерения проводили на закалочном дилатометре Linseis R.I.T.A. L78, оснащенном индукционным датчиком продольного перемещения Schaevitz HR 100 (MC). Термические циклы осуществляли в среде газообразного гелия высокой чистоты марки 6.0 (по ТУ 0271-001-45905715-02, чистота 99,9999 %). В качестве охлаждающей среды также использовали газообразный гелий высокой чистоты марки 6.0, который подавали на образцы под различным давлением. Исследуемые цилиндрические образцы имели диаметр 3 мм и высоту 10 мм. На исследуемый образец методом электроконтактной сварки на сварочном агрегате HotSpot II приваривали концы предварительно откалиброванной термопары К-типа (Ni-NiCr), что позволило непосредственно во время измерения фиксировать температуру образца. Нагрев исследуемых образцов проводили со скоростью 1,5 °С/с до температуры 900 °С, с выдержкой в течение 10 мин, с последующим непрерывным охлаждением со скоростями от 0,17; 0,67; 3, 5, 10, 30, 60 или 100 °С/с до температуры 30 °С. Калориметрические исследования проводили на дифференциальном сканирующем калориметре STA-449 Jupiter при нагреве со скоростью 0,67 °С/с до температуры 900 °С, выдержке 10 мин и последующем охлаждении со скоростью 0,67 °С/с в среде аргона чистотой 99,998 %. Исследуемые цилиндрические образцы имели диаметр и высоту 3 мм. Анализ дилатограмм проводили путем получения первых производных дилатограмм (d(ΔL)/dT) с последующим разложением на пики с использованием программы Fityk [21]. Анализ ДСК-кривой также проводили с использованием программы Fityk. Для анализа процесса образования феррита, феррито-карбидной смеси (ФКС) и бейнита использовали кривые Гаусса с асимметрией, для анализа процесса образования мартенсита - кривые Пирсона с асимметрией. Коэффициент детерминации (R-квадрат) во всех случаях анализа данных находился на уровне 0,95 или выше. Объемную долю продуктов превращения определяли по доле площади соответствующего пика от обшей площади профиля первой производной дилатограммы. Дюрометрический анализ проводили на дилатометрических образцах с использованием твердомера ПМТ-3 по методу восстановленного отпечатка. В процессе измерения в поверхность микрошлифа вдавливали четырехгранную алмазную пирамиду с квадратным основанием при нагрузке 50 г в течение 10 с, далее определяли среднее значение длин диагоналей отпечатка. Твердость образца определяли как среднее арифметическое четырех измерений. Полуширина доверительного интервала при оценке микротвердости образцов находится в пределах 10 % от среднего значения измеренной величины. Металлографические исследования проводили на микрошлифах, приготовленных из обработанных по заданным режимам дилатометрических образцов, с использованием светового инвертированного микроскопа Olympus GX 51 при увеличении до 1000 крат. Количественный фазовый анализ проводили по методу сетки [22]. Полуширина доверительного интервала при оценке доли структурных составляющих находится в пределах 7 % от среднего значения полученного значения. Результаты исследований и их обсуждение Исходное состояние Микроструктура стали 30ХГСА после предварительной термической обработки представлена на рис. 1. Исследуемая сталь после предварительной термической обработки состоит из избыточного феррита и феррито-карбидной смеси (ФКС). Избыточный феррит представлен в виде полиэдрических зерен, которые по результатам количественного металлографического анализа занимают 48 % поверхности шлифа. Колонии ФКС расположены группами внутри исходных аустенитных зерен, имеют пластинчатое строение и занимают 52 % поверхности микрошлифа. Рис. 1. Структура стали 30ХГСА в исходном состоянии Дилатометрические и металлографические исследования Критические точки при нагреве были определены по методике [23], которая позволяет учитывать одновременно дилатометрический и термический эффект превращения при нагреве. Средние значения критических точек АС1 и АС3 составили 747 ± 3 и 838 ± 4 °С соответственно. Все реализованные скорости охлаждения по характеру происходящих превращений аустенита, определенных по дилатограммам, можно разделить на три группы: первая группа - от 0,17 до 1 °С/с, когда происходит распад переохлажденного аустенита в верхней части температурного интервала охлаждения (рис. 2, а); вторая группа - от 3 до 30 °С/с, когда превращение развивается практически во всем интервале температур охлаждения (рис. 2, б); третья группа - от 60 до 100 °С/с, когда превращение происходит в нижней части температурного интервала охлаждения (рис. 2, в). Для детального анализа наблюдаемых на дилатограммах фазовых превращений при непрерывном охлаждении и определения температурных интервалов их развития получали первую производную дилатограммы охлаждения и проводили ее разложение на составляющие пики. При охлаждении со скоростями из первой группы, в том числе со скоростью 0,67 °С/с, на профиле первой производной дилатограммы охлаждения присутствуют вершины трех пиков от различных процессов (рис. 3, а). При дальнейшем анализе первой производной установлено, что эти процессы в определенном температурном интервале частично накладываются друг на друга (рис. 3, б). а б в Рис. 2. Дилатограммы стали 30ХГСА, обработанной по режиму нагрева со скоростью 1,5 °С/с до температуры 900 °С с выдержкой 10 мин и последующим охлаждением со скоростями: а - 0,17; 0,67; 1 °С/с; б - 3, 5, 10, 30 °С/с; в - 60, 100 °С/с Рис. 3. Результаты дилатометрического (а, б) и калориметрического анализа (в, г) стали 30ХГСА, полученные при охлаждении со скоростью 0,67 °С/с: а - дилатограмма (ΔL) и первая производная дилатограммы (d (ΔL) /dT); б - схема разложения первой производной дилатограммы (d (ΔL) /dT) на составляющие пики; в - ДСК-кривая; г - схема разложения ДСК-кривой на составляющие пики Первый пик находится в интервале температур от 788 до 730 °С (ХS и ХF соответственно). Предположительно, первый пик обусловлен выделением избыточного феррита в наиболее неоднородных и дефектных микрообъемах, однако объемный эффект от этого процесса относительно небольшой и не превышает нескольких процентов. Второй пик в данном случае соответствует выделению большей части избыточного феррита (Ф) в интервале от 757 до 647 °С (FS и FF соответственно), а третий - образованию феррито-карбидной смеси (ФКС) в интервале от 724 до 615 °С (PS и PF соответственно). Калориметрический анализ также подтверждает присутствие трех процессов в данных условиях (рис. 3, в и г). По данным калориметрического анализа, ХS = 774 °С; ХF = 720 °С; FS = 764 °С; FF = 630 °С; PS = 695 °С; PF = 580 °С, что свидетельствует об удовлетворительном соответствии друг другу результатов определения температур начала и окончания фазовых превращений дилатометрическим и калориметрическим анализом. Разница в полученных значениях температуры обусловлена отличием в методике определения температуры непосредственно в процессе измерения этими двумя методами. Так, при дилатометрических измерениях термопара фиксирует температуру исследуемого образца, а при калориметрических - температуру площадки, на которой расположен тигель с образцом, поэтому тепловые эффекты превращения могут приводить к некоторому отклонению реальной температуры образца от фиксируемой термопарой. В структуре в результате охлаждения стали после полной аустенитизации со скоростью 0,67 °С/с наблюдаются области избыточного феррита и области ФКС (рис. 4, а). При сопоставлении результатов количественного металлографического анализа с данными дилатометрического анализа установлено хорошее соответствие результатов этих двух методов (таблица). а б в Рис. 4. Микроструктура стали 30ХГСА после непрерывного охлаждения после полной аустенитизации со скоростями: а - 0,67; б - 3; в - 100 °С/с Результаты количественного металлографического и дилатометрического анализа процесса распада переохлажденного аустенита стали 30ХГСА № п/п Скорость охлаждения, °С/с Доля феррита, % Доля ФКС, % Доля бейнита, % Доля мартенсита, % 1 0,17 55 / 54 44 / 45 н/о / н/о н/о / н/о 2 0,67 53 / 51 47 / 46 н/о / н/о н/о / н/о 3 1 51 / 49 49 / 49 н/о / н/о н/о / н/о 4 3 26 / 22 32 / 34 18 / 21 24 / 21 (19 % в/т + 2 % н/т) 5 5 17 / 18 14 / 17 29 / 26 40 / 37 (32 % в/т + 5 % н/т) 6 10 12 / 13 ˂1 / <1 27 / 25 61 / 62 (52 % в/т + 10 % н/т) 7 30 5 / 5 н/о / н/о 18 / 19 77 / 76 8 60 <1 / <1 н/о / н/о <1 / н/о 99 / >99 9 100 н/о / н/о н/о / н/о <1 / н/о 99 / 100 Примечание: в числителе - результаты количественного металлографического анализа; в знаменателе - количественного дилатометрического анализа. Обозначения: н/о - не обнаружено; в/т - высокотемпературный; н/т - низкотемпературный. Рис. 5. Результаты дилатометрического анализа стали 30ХГСА: а, в - дилатограммы (ΔL) и первые производные дилатограмм (d (ΔL) /dT), полученные при охлаждении со скоростями 3 и 100 °С/с соответственно; б, г - схема разложения первых производных дилатограмм (d (ΔL) /dT), полученных при охлаждении со скоростями 3 и 100 °С/с соответственно Охлаждение со скоростями из второй группы, в том числе со скоростью 3 °С/с, вызывает появление на первой производной дилатограммы шести пиков (рис. 5, а и б). Самый высокотемпературный процесс (первый пик) с небольшой объемной долей (2 %) в интервале температур от 765 до 711 °С (ХS и ХF соответственно), по-видимому, соответствует первому пику, обнаруженному при анализе данных первой группы скоростей охлаждения (см. рис. 3, б). Наиболее четко выраженный пик на первой производной дилатограммы является суперпозицией двух пиков - выделения избыточного феррита (второй пик) и образования ФКС (третий пик). Эти процессы в определенном температурном интервале происходят одновременно, но в различных микрообъемах исследуемого образца и составляют 22 и 34 % от общего объема превращения соответственно (см. таблицу). Четвертый пик соответствует бейнитному превращению, которое происходит в интервале температур от BS до BF с объемным эффектом превращения, равным 21 %, и частично накладывается на интервал образования ФКС в верхней части температурной шкалы и на мартенситное превращение в нижней части температурной шкалы. В области мартенситного превращения при охлаждении со скоростью 3 °С/с наблюдается расщепление пика мартенситного превращения на два отдельных пика. Первый процесс в мартенситной области (пятый пик) начинается при температуре МS1 = 329 °С и происходит с объемным эффектом порядка 19 % и при этом происходит преимущественно в высокотемпературной части данной области. Этот пик соответствует образованию преимущественно высокотемпературного мартенсита (М1) в крупных областях переохлажденного аустенита (рис. 4, б). Второй процесс в области мартенситного превращения (шестой пик) начинается при температуре МS2 = 237 °С, развивается с относительно малым объемным (2 %) эффектом, и, вероятно, этот мартенсит (М2) образуется в областях аустенита вблизи бейнитного феррита, стабильность которого к превращению несколько выше из-за большей дисперсности и обогащения углеродом. Микроструктура образцов после охлаждения со скоростью 3 °С/с соответствует данным дилатометрического анализа и состоит из дисперсной смеси различных структурных составляющих (см. рис. 4, б): феррита (Ф), ФКС и бейнита (Б), при этом видны два типа мартенситных областей: первые (М1) - обособленные и крупные; вторые (М2) - дисперсные, ограниченные иглами бейнитного феррита. Следует отметить, что по результатам количественного анализа дилатометрических данных и металлографических изображений (см. таблицу) обнаружено, что с увеличением скорости охлаждения во втором интервале скоростей (3-10 °С/с) наблюдается уменьшение доли феррита и ФКС в структуре и возрастание содержания мартенсита. Причем, по данным дилатометрии, возрастает содержание мартенсита и первого (М1) и второго (М2) типа. Содержание бейнита изменяется немонотонно с максимумом после охлаждения со скоростями 5-10 °С/с. В случае анализа данных измерений, полученных при охлаждении со скоростями из третьей группы, в том числе 100 °С/с, на дилатограммах присутствуют перегибы, характерные для мартенситного превращения [24]. На первой производной дилатограммы непрерывного охлаждения со скоростью 100 °С/с можно достоверно выделить только один пик мартенситного превращения (рис. 5, в и г). По данным металлографического анализа, в структуре преобладает мартенсит с небольшим количеством бейнитных игл (<1 %). Однако на данный момент не представляется возможным отдельно выделить путем дилатометрического анализа эффект от бейнитного превращения с объемной долей менее 1 %. Построение диаграммы распада переохлажденного аустенита По результатам проведенного исследования процессов распада переохлажденного аустенита промышленной 30ХГСА, в том числе с использованием дилатометрии высокого разрешения и последующим анализом дилатограмм, построена термокинетическая диаграмма распада переохлажденного аустенита (рис. 6). Следует отметить, что профиль этой термокинетической диаграммы близок к профилю полученной ранее изотермической диаграммы [25]. Рис. 6. Термокинетическая диаграмма распада переохлажденного аустенита стали 30ХГСА: А - аустенит; Х - продукт высокотемпературного превращения с малым объемным эффектом; Ф - феррит; ФКС - феррито-карбидная смесь; Б - бейнит; АБ - аустенит, стабилизированный при бейнитном превращении; М1 - мартенсит, образовавшийся из крупных аустенитных участков; М2 - мартенсит, образовавшийся из стабилизированного при бейнитном превращении аустенита На построенной диаграмме показано, что охлаждение со скоростями в интервале от 0,17 до 1 °С/с приводит к превращению с образованием избыточного феррита и ФКС в температурных интервалах, которые частично накладываются друг на друга. В высокотемпературной области происходит превращение (А→Х) с незначительным объемным эффектом (не более 3 %), при этом распад аустенита происходит, по-видимому, с образованием феррита в наиболее дефектных и неоднородных областях. При более высоких скоростях охлаждения область высокотемпературной стадии смещается вниз и при охлаждении со скоростью 10 °С/с вырождается, т.е. становится ниже уровня чувствительности использованного измерительного оборудования. Далее наблюдается образование феррита (А→Ф) со значительно большим объемным эффектом, однако скорость охлаждения оказывает аналогичное влияние на данный процесс. Охлаждение со скоростями в интервале от 3 до 30 °С/с приводит к последовательному развитию превращений с образованием избыточного феррита (А→Х и А→Ф), ФКС (А→ФКС), бейнита (А→Б) и двух типов мартенсита - в крупных областях переохлажденного аустенита (А→М1) и в дисперсных областях аустенита, претерпевшего неполное бейнитное превращение (АБ→М2). Причем температура начала образования второго типа мартенсита (М2) при увеличении скорости охлаждения возрастает, что обусловлено снижением степени обогащения углеродом аустенита (АБ), находящегося вблизи пластин бейнитного феррита. При охлаждении со скоростями 60-100 °С/с развивается превращение преимущественно в высокотемпературной части мартенситного интервала (А→М1), однако в структуре встречается незначительное количество (˂1 %) игл бейнитного феррита. Следует отметить, что на диаграмме не обозначены температуры окончания (остановки) мартенситного превращения, так как это превращение заканчивается при близких к комнатной температурах, что существенно усложняет точное определение данной характеристики. Уровень твердости исследуемой стали при увеличении скорости охлаждения непрерывно увеличивается (см. рис. 6). Причем наблюдается скачок твердости при появлении бейнита и мартенсита в структуре с 234 до 301 HV после охлаждения со скоростями 1 и 3 °С/с соответственно. Наибольший уровень твердости (658 HV) в данной работе получен после охлаждения стали со скоростью 100 °С/с. При сопоставлении результатов настоящего исследования распада переохлажденного аустенита стали 30ХГСА при непрерывном охлаждении с данными, полученными другими авторами [5] с использованием традиционных подходов (см. рис. 6), следует отметить их принципиальную непротиворечивость. Однако использование дилатометрии высокого разрешения и новых подходов к анализу дилатометрических данных позволило разделить области образования избыточного феррита и ФКС, обнаружить и учесть при построении диаграммы эффект наложения различных превращений друг на друга, в том числе бейнитного превращения на образование ФКС и мартенситное превращение, провести количественный анализ дилатометрических данных с определением доли различных продуктов превращения аустенита в структуре, что показало хорошее соответствие с данными металлографического, калориметрического и дюрометрического анализа. Выводы 1. Предложенная методика анализа результатов дилатометрических измерений процесса распада переохлажденного аустенита при непрерывном охлаждении, заключающаяся в анализе первой производной дилатограммы с разложением на составляющие пики, позволяет разделить объемные эффекты от различных фазовых превращений и определить объемную долю продуктов выявленных превращений в структуре исследуемой стали. Помимо этого, границы полученных пиков показывают температурные интервалы соответствующих превращений и дают возможность обозначить положение каждого превращения на диаграмме. 2. С использованием предложенной методики анализа дилатометрических данных изучены процессы распада переохлажденного аустенита в промышленной стали 30ХГСА и построена термокинетическая диаграмма распада переохлажденного аустенита.

About the authors

D. O Panov

Perm National Research Polytechnic University

L. V Spivak

Perm State National Research University

References

Statistics

Views

Abstract - 49

PDF (Russian) - 25

Refbacks

• There are currently no refbacks.