Полный текст

Введение В статье [1] были исследованы превращения, структура и механические свойства системно-легированной низкоуглеродистой стали 12Х3Г2МФС в сравнении с марками сталей 10Х3Г3МФ, 10Х3Г3МФС и 10Х3Г3МФТ. Изучено влияние температуры нагрева под закалку в интервале значений температуры 920-1200 °С на структуру, свойства, размер зерна аустенита исследуемой стали. Определено влияние скорости охлаждения и температуры отпуска на структуру, твердость и механические свойства стали 12Х3Г2МФС. Приоритет разработки данной системы легирования подтвержден патентами РФ № 2477333 и № 2578873 [2, 3]. В работах [4, 5] показано, что стали 10Х3Г3МФ, 10Х3Г3МФТ и 10Х3Г3МФС обладают весьма высокой устойчивостью переохлажденного аустенита: начало бейнитного превращения фиксируется только при охлаждении со скоростью 0,05 °С/с, что соответствует охлаждению на воздухе заготовки диаметром примерно 100 мм, что для изделий, средняя толщина стенки которых не превышает 60-70 мм, является избыточным, т.е. несколько избыточной является система легирования Х3Г3. Таким образом, для разработки промышленного состава с экономических позиций необходимо несколько снизить содержание основных легирующих элементов, а также изыскать режимы термической обработки, обеспечивающие необходимый уровень ударной вязкости (KCV) путем закалки из межкритического интервала температур (МКИТ) [6-15]. Цель работы - исследование превращений, структуры и свойств низкоуглеродистой безникелевой системно-легированной стали 12Х3Г2МФС после полной аустенитизации и после нагрева из МКИТ, с последующим охлаждением с различными скоростями в диапазоне от 100 до 0,05 °С/с. Методика проведения исследований Исследовали образцы стали 12Х3Г2МФС, отобранные из опытной партии радиально кованных [16] заготовок. Вырезку образцов вели в соответствии с требованиями ГОСТ 8479. Химический состав определяли методом фотоэлектрического спектрального анализа по ГОСТ 18895. Контроль твердости исследуемых образцов осуществляли по ГОСТ 9012 и ГОСТ 23677 с использованием твердомера Бринелль. Диаметр шарика 10 мм, нагрузка 3000 кгс. Контроль микротвердости проводили на твердомере ПМТ-3 при нагрузке 100 г согласно ГОСТ Р ИСО 6507-1-2007. Значения микротвердости получали как среднее по пяти замерам. Механические испытания на одноосное растяжение проводили на разрывной машине Inspekt 250 усилием 250 кН. Расчет характеристик прочности и пластичности проводили по ГОСТ 1497 на образцах типа III № 4. Испытания на ударный изгиб проводили на маятниковом копре мод. 2130КМ-0,3 с энергией 300 Дж в соответствии с ГОСТ 9454 при температуре +20 °С. Металлографические исследования проводили на поперечных шлифах дилатометрических образцов и разрушенных частях ударных образцов. Травление выполняли в 3%-ном растворе азотной кислоты в этиловом спирте. Структуру изучали с помощью светового инвертированного микроскопа Meiji Techno Co, LTD серии IM 7200 и светового микроскопа Olympus GX-51 при увеличении от 100 до 1000. Для выявления границ зерен после различных нагревов использовали комбинированный метод окисления-травления [17, 18]. Дилатометрические исследования выполняли на дилатометре Lineseiss RITA L78, оснащенном индукционным датчиком продольного перемещения. Методика подробно описана в работах [19-22]. Результаты исследований и их обсуждение Химический состав исследуемой стали 12Х3Г2МФС приведен в работе [23]. Исходное состояние исследуемых образцов - закалка на спокойном воздухе с кузнечного нагрева. Температурный интервал ковки 1150-850 °С. Дилатометрические исследования проводили при нагреве на температуру полной аустенитизации 920 °С и в МКИТ - 800, 830, 860 °С. Контролируемое охлаждение выполняли со скоростями 100, 30, 1,5, 0,3; 0,05 °С/с. Полученные дилатометрические кривые для значений температуры 920 и 800 °С и скоростей охлаждения 100 и 0,05 °С/с приведены на рис. 1. Критические точки превращений стали 12Х3Г2МФС в зависимости от температуры нагрева и скорости охлаждения представлены в табл. 1. Рис. 1. Дилатометрические кривые, полученные при нагреве на температуру 920 °С с охлаждением со скоростями: а - 100 °С/с; б - 0,05 °С/с; 800 °С с охлаждением со скоростями: в - 100 °С/с; г - 0,05 °С/с Из полученных данных следует, что первая критическая точка при нагреве находится в интервале 685-703 °С, третья критическая точка имеет место только при полной аустенитизации и лежит в интервале 897-902 °С. Выделение избыточной фазы (скорее всего, феррита, точка Ns) после полной аустенитизации (920 °С) и нагрева в верхнюю часть МКИТ (860 °С) происходит только при охлаждении с самой малой скоростью (0,05 °С/с); при нагреве до значений температуры 800 и 830 °С избыточный феррит формируется при охлаждении со скоростями от 1,5 до 0,05 °С/с. Температура начала бейнитного превращения (Bs), при нагреве в аустенитную область и верхнюю область МКИТ, с уменьшением скорости охлаждения имеет общую тенденцию к повышению с 448 и 419 °С до 491 и 472 °С при нагреве на 860 и 920 °С соответственно. При нагреве на 800 и 830 °С температура Bs с уменьшением скорости охлаждения, наоборот, снижается, примерно с 485-490 до 360 и 430 °С соответственно. При этом, как было показано в работе [24], образование бейнита может продолжаться и ниже Мs, одновременно с нарастанием доли мартенситной составляющей. Исследования микроструктуры марки стали 12Х3Г2МФС проводили на микрошлифах дилатометрических образцов, прошедших термическую обработку при значениях температуры полной аустенитизации и из МКИТ с последующим охлаждением в интервале скоростей от 100 до 0,05 С/с. Для температуры нагрева 920 °С при скорости охлаждения 100 °С/с (рис. 2, а) структура представляет собой пакетный мартенсит, избыточный феррит отсутствует, карбиды дисперсные, их доля невелика и они равномерно распределены. Структура для скорости охлаждения 30 °С/с при всех исследованных значениях температуры не имеет отличий от тех, которые были получены при скорости охлаждения 100 °С/с и в работе не приводятся. При скорости охлаждения 1,5 °С/с в структуре, кроме пакетного мартенсита, наблюдали небольшие области бейнита (рис. 2, б). При ох- Таблица 1 Критические точки стали 12Х3Г2МФС в зависимости от температуры нагрева и скорости охлаждения Скорость контролируемого охлаждения, °С/с Критические точки, °С Ас1 Ас3 Ns Nf Bs Bf Ms (В-M)f 920 °С 100 685 897 - - - - 424 240 30 689 899 - - - - 423 248 1,5 688 898 - - 419 - 419 260 0,3 698 901 - - 450 - 350 298 0,05 699 902 770 660 472 - 422 290 860 °С 100 696 - - - - - 427 227 30 695 - - - - - 425 228 1,5 694 - - - 448 - 448 225 0,3 686 - - - 476 - 355 230 0,05 696 - 747 632 491 - 371 265 830 °С 100 696 - - - 489 - 329 204 30 698 - - - 497 - 331 214 1,5 703 - 758 723 482 - 325 220 0,3 695 - 766 721 435 - 321 210 0,05 698 - 709 634 432 - 372 222 800 °С 100 693 - - 486 - 336 193 30 698 - - - 474 - 340 194 1,5 690 - 780 680 447 275 350 198 0,3 685 - 773 664 393 - 337 185 0,05 700 - 773 643 360 - 324 182 лаждении со скоростью 0,3 °С/с основная структурная составляющая - верхний бейнит (рис. 2, в). При охлаждении со скоростью 0,05 °С/с структура представляет собой смесь избыточного феррита (не менее 45-50 %) и верхнего бейнита, размер ферритных участков в основном составляет 25-30 мкм (рис. 2, г). Структура, полученная при охлаждении с температуры 860 °С, весьма походит на ту, которая была получена при охлаждении с температуры 920 °С. Наиболее существенным отличием являются небольшие объемы с высоко отпущенной исходной a-фазой (рис. 2, д-з). При температуре нагрева 830 °С и скорости охлаждения 100 °С/с доля участков с исходной структурой выше, чем после закалки с 860 °С (рис. 2, и). Данные участки имеют неправильную форму, поскольку были частично поглощены в процессе превращений. Структура части металла, претерпевшего полиморфное превращение, состоит из смеси бейнита и небольшой доли мартенсита. При охлаждении со скоростью 1,5 °С/с основная составляющая структуры - верхний бейнит (рис. 2, к). Наблюдается небольшое количество избыточного феррита в виде тонкой сетки по границам зерен бывшего аустенита. Карбиды мелкие, относительно равномерно распределены по всему объему. При скорости охлаждения 0,3 °С/с структура представляет собой смесь исходной высокоотпущенной a-фазы и верхнего бейнита (рис. 2, л). Избыточный феррит можно зафиксировать в виде тонкой прерывистой сетки по границам зерен бывшего аустенита. Карбиды дисперсные, равномерно распределены по объему зерен. Основу микроструктуры для скорости охлаждения 0,05 °С/с составляет смесь исходной высокоотпущенной a-фазы и верхнего бейнита (рис. 2, м). Карбиды выделились в виде непрерывных цепочек по границам зерен бывшего аустенита. Здесь же наблюдается и выделение избыточного феррита в виде тонкой прерывистой сетки. В связи с этим границы зерен бывшего аустенита четко прослеживаются и их средний размер составляет примерно 40-60 мкм. Рис. 2. Микроструктура марки стали 12Х3Г2МФС после охлаждения: с 920 °С со скоростью 100 °С/с (а), 1,5 °С/с (б), 0,3 °С/с (в), 0,05 °С/с (г); с 860 °С со скоростью 100 °С/с (д), 1,5 °С/с (е), 0,3 °С/с (ж), 0,05 °С/с (з); с 830 °С со скоростью 100 °С/с (и), 1,5 °С/с (к), 0,3 °С/с (л), 0,05 °С/с (м); с 800 °С со скоростью 100 °С/с (н), 1,5 °С/с (о), 0,3 °С/с (п), 0,05 °С/с (р). Увеличение 1000 крат Для температуры нагрева 800 °С структура, полученная при охлаждении с различными скоростями, однотипна и представляет собой смесь исходной отпущенной a-фазы и верхнего бейнита (рис. 2, н-р). Карбидная фаза - дисперсная, равномерно распределена. Наблюдаются отдельные, редко встречающиеся микрообъемы избыточного феррита вдоль границ аустенитных зерен. При охлаждении со скоростью 0,05 °С/с наблюдали образование полиэдров избыточного феррита размером около 20 мкм и непрерывных цепочек карбидных выделений по границам зерен бывшего аустенита. Результаты исследований позволили построить термокинетические диаграммы (ТКД) для нагрева в аустенитную область и после нагрева на различные значения температуры в МКИТ (рис. 3, а-г). Анализ ТКД выявил следующие закономерности: - для ТКД, полученных при нагреве в аустенитную область - 920 °С и верхнюю часть МКИТ - 860 °С (см. рис. 3, а, б), при скоростях охлаждения от 100 до 1,5 °С/с наблюдается только мартенситное превращение. При скорости охлаждения 1,5 °С/с промежуточное и сдвиговое бездиффузионное превращения происходят параллельно. При дальнейшем снижении скорости охлаждения значения температуры начала бейнитного превращения повышаются, а мартенситного снижаются, что приводит к частичному разделению превращений в бейнитной области. В диапазоне скоростей охлаждения от 0,3 до 0,05 °С/с наблюдается область нормального превращения; - для ТКД, полученных из среднего и нижнего интервала МКИТ: значения температуры 830 и 800 °С (см. рис. 3, в, г), при всех рассматриваемых скоростях охлаждения от 100 до 0,05 °С/с бейнитное превращение предшествует мартенситному, а при скоростях охлаждения ниже 30 °С/с наблюдается выделение избыточной фазы в области нормального превращения. Верхняя область промежуточного превращения отделена от мартенситного, тогда как нижняя часть и значения температуры окончания двух превращений совмещены. Таблица 2 Механические свойства стали 12Х3Г2МФС в зависимости от режимов термической обработки Режим термической обработки σ0,2, МПа σв, МПа δ, % ψ, % KCV+20, кДж/м2 Твердость, НВ Требуемый уровень механических свойств Не менее 689 Не менее 931 Не менее 13 - Не менее 600 302-364 1. Закалка 920 °С, охлаждение - воздух 880 1250 15,0 65,0 325 390 2.Закалка 860 °С, охлаждение - воздух 845 1215 15,5 63,5 440 341 3. Закалка 830 °С, охлаждение - воздух 835 1200 15,5 61,0 630 319 4. Закалка 800 °С, охлаждение - воздух 745 1125 16,5 61,0 735 302 Длительность выдержки при нагреве под закалку составляла 1 ч Таблица 3 Средний размер зерна аустенита в зависимости от температуры аустенитизации Марка стали Средний размер зерна аустенита d, мкм (номер зерна) Температура аустенитизации, °С 950 1050 1100 1150 1200 12Х3Г2МФС 12 (10) 19 (8) 29 (7) 62 (5) 136 (3) 10Х3Г3МФ [1] 12 (10) 31 (7) 43 (6) 113 (4) 235 (2) 10Х3Г3МФС [1] 14 (9) 18 (9) 26 (8) 37 (7) 90 (4) Механические свойства стали 12Х3Г2МФС в зависимости от режимов термической обработки представлены в табл. 2. Режим термической обработки при полной аустенитизации и из верхнего уровня МКИТ обеспечивает значительно более высокие значения предела прочности (1215-1250 МПа) при значительно более низком уровне ударной вязкости (325-440 кДж/м2). Данная закономерность объясняется полным прохождением α → γ-превращения и получением при последующем охлаждении однородной структуры высокопрочного пакетного мартенсита. Наиболее сбалансированный уровень свойств - предел прочности 1125 МПа, ударная вязкость 735 кДж/м2 - наблюдали после закалки с МКИТ 800 °С с охлаждением на воздухе и отпуска на 250 °С. Данная особенность наиболее выражена для значений температуры из нижней части МКИТ 830 и 800 °С и связана с возрастанием удельной доли исходной a-фазы и формированием сложной субструктуры высоко- и малоугловых границ, что позволяет значительно повысить вязкость материала и обеспечить требуемый уровень надежности. Дополнительно исследовали зависимость среднего размера зерна аустенита от температуры аустенитизации (табл. 3). Согласно полученным результатам (см. табл. 3) установлено, что средний размер зерна аустенита для стали 12Х3Г2МФС при температуре 950 °С составляет 12 мкм, для стали 10Х3Г3МФ - 12 мкм и стали 10Х3Г3МФС - 14 мкм. При последующем ступенчатом повышении температуры до 1200 °С зерно аустенита марки 12Х3Г2МФС (136 мкм) растет быстрее, чем зерно более легированной стали 10Х3Г3МФС (90 мкм), и медленнее в сравнении с маркой 10Х3Г3МФ (235 мкм). Полученные результаты исследований могут быть использованы при внедрении дополнений в образовательный процесс и при формировании дополнительных навыков научно-педагогических работников [25]. Выводы 1. Проведены исследования превращений переохлажденного аустенита марки 12Х3Г2МФС при полной аустенитизации (920 °С) и из МКИТ (от 860 до 800 °С) в интервале скоростей охлаждения от 100 до 0,05 °С/с, построены ТКД распада переохлажденного аустенита. 2. Проведены исследования влияния скорости охлаждения в интервале от 100 до 0,05 °С/с на микроструктуру стали 12Х3Г2МФС для значений температуры нагрева от 920 до 800 °С. Показано, что при значениях температуры 920 и 860 °С сталь 12Х3Г2МФС обладает повышенной устойчивостью аустенита, обеспечивая получение структуры пакетного мартенсита при скоростях охлаждения до 0,05 °С/с, предварительное выделение структуры верхнего бейнита при скоростях от 1,5 °С/с и менее, а также выделение избыточного феррита при скоростях охлаждения менее 0,3 °С/с. Установлено, что при охлаждении со значений температуры 830 и 800 °С при всех скоростях охлаждения микроструктура представляет собой бейнитно-мартенситную смесь с наличием исходной высокоотпущеной a-фазы, а при скорости 1,5 °С/с и менее наблюдается выделение избыточной a-фазы. 3. Наиболее высокий уровень прочностных характеристик достигается при закалке образцов стали 12Х3Г2МФС с температуры полной аустенитизации - 920 °С. По мере последовательного снижения температуры закалки в области МКИТ (860-800 °С) наблюдается контролируемое снижение прочностных характеристик с одновременным повышением ударной вязкости, с максимумом при 800 °С.

Об авторах

Д. П Подузов

ЗАО «СКБ»

Ю. Н Симонов

Пермский национальный исследовательский политехнический университет

А. Н Юрченко

Пермский национальный исследовательский политехнический университет

Список литературы

Статистика

Просмотры

Аннотация - 60

PDF (Russian) - 25

Ссылки

• Ссылки не определены.