Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситног

Время, с

в

Время, с

г

Рис. 2.3. Окончание

мартенситного превращения выше точки М "ерм необхо­ димо, прежде всего, учитывать способ определения М„. Общепринято за мартенситную точку принимать темпе­ ратуру, при которой начало мартенситного превращения не зависит от скорости охлаждения, то есть температуру, измеренную при высоких скоростях охлаждения [16]. При этом температура Мн, измеряемая при высоких ско­ ростях охлаждения, находится ниже верхней темпера­ турной границы мартенситного интервала Мн т >опреде­ ляемой термодинамическими условиями начала мартен­ ситного превращения. В этом случае развитие

визотермических условиях мартенситного превращения

винтервале М^герм - М“зот (М„.т) при условии отсутст­

вия бейнитного превращения разрешено термодинамиче­ ски. С увеличением степени переохлаждения (термоди­

намического стимула) относительно температуры M[J30T изотермическое мартенситное превращение интенсивно

ускоряется и, начиная с М "4"*, его скорость становится настолько большой, что начало превращения не смеща­ ется при дальнейшем повышении скорости охлаждения. При этом кажущаяся атермичность процесса связана

смалой величиной энергетических барьеров зарождения

ироста кристаллов мартенсита.

Существует множество выражений, позволяющих рассчитывать температуру начала мартенситного пре­ вращения.

Самые распространенные и общепринятые из них имеют следующий вид:

1)МН = 520-320(% С) - 45(% Мп) - 30(% Сг) - - 20(% Ni + % Mo) - 5(% Si + % Си);

Мн.т -- температура физического начала мартенситного пре­ вращения, разрешаемого термодинамикой, к которой стремит­ ся точка М„ при повышении точности методов фиксации ма­ лых количеств мартенситной фазы.

2)М„ = 561—474(% С) - 33(% Mn) - 17(% Cr + % Ni) -

-21(% Mo + % W + % Si).

Эти эмпирические выражения были получены авто­ рами на основании экспериментальных результатов ис­ следований низко- и среднеуглеродистых сталей боль­ шого количества систем легирования. Однако данные стали характеризуются низкой устойчивостью переохла­ жденного аустенита в области «нормального» и «проме­ жуточного» превращения. Вследствие этого, с одной стороны, на изотермическое мартенситное превращение накладывается бейнитное и существенно его затушевы­ вает. С другой стороны, для фиксации мартенситного превращения в этих сталях необходимо охлаждение с высокими скоростями. Известно, что температура М„, измеряемая при высоких скоростях охлаждения, нахо­ дится ниже верхней температурной границы мартенсит­ ного интервала и является температурой начала мартен­ ситного превращения с атермической кинетикой. Это подтверждается результатами расчета температуры М„ для исследуемых сталей (табл. 2.1).

Таблица 2.1

Температура начала мартенситного превращения исследуемых сталей

четная температура по различным литературным источникам.

Из сравнительного анализа экспериментальных и расчетных результатов видно, что для всех исследуе­

мых сталей экспериментальная М"*1™попадает в интер­ вал расчетных значений, в то время как М“зот находится значительно выше. Поэтому с помощью эмпирических выражений, полученных для традиционных низко- и среднеуглеродистых сталей, возможно определение температуры начала только атермического мартенситно­

го превращения. Для расчета температуры М” от исполь­ зование данных эмпирических выражений является некорректно.

Из работы [21] следует, что, в принципе, любое мар­ тенситное превращение имеет С-образную кинетическую диаграмму, то есть может быть подавлено при достиже­ нии соответствующей скорости охлаждения. С этой точ­ ки зрения разделение мартенсита на изотермический и атермический становится условным и фактически от­ ражает лишь различие в скорости превращения по отно­ шению ко времени установления в образце фиксирован­ ной температуры, что было показано в ряде работ при охлаждении со сверхбыстрыми скоростями [22, 23].

Принципиальным отличием изотермического пре­ вращения низкоуглеродистых мартенситных сталей (07X3ГНМ, 08Х2Г2ФБ и 12Х2Г2НМФТ), реализующего­

ся выше М "ерм (см. рис. 2.2, а-г, рис. 2.3, а-г), в отличие от изотермического превращения в стали бейнитного класса 15Х2ГМФ, несмотря на схожесть кинетических кривых (см. рис. 2.1, а-г), является невозможность его термической активации. Из графиков видно, что для НМС в мартенситной области с понижением температу­ ры изотермической выдержки скорость и полнота про­ цесса плавно нарастают. Для стали бейнитного класса выявляются две области ускорения процесса, разделен­ ные областью замедления превращения. Известно, что ускорение превращения с понижением температуры свя­

зано с увеличением степени переохлаждения (термоди­ намического стимула) относительно температуры фазо­ вого равновесия аустенит-мартенсит. Замедление пре­ вращения с понижением температуры изотермической выдержки характерно для диффузионных процессов пе­ рераспределения атомов внедрения и дефектов кристал­ лической решетки.

Данный факт (отсутствие термической активации), а также утверждение о принципиальной возможности реализации мартенситного превращения с изотермиче­

ской кинетикой выше температуры позволяют в данном случае принимать за начало протекания мартен­ ситного превращения температуру МЦ30Т, а не М*терм, получаемую при высоких скоростях охлаждения, как для большинства конструкционных легированных сталей, изза малой устойчивости переохлажденного аустенита в области промежуточного превращения.

Таким образом, в низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФТ, так же, как и в сталях 07X3ГНМ, 08Х2Г2ФБ, ниже Мн развивается мартенситное превра­ щение с «быстрой» изотермической кинетикой. В отли­ чие от НМС в стали бейнитного класса 15Х2ГМФ выяв­ ляются три области превращения аустенита: нормальное, промежуточное и мартенситное. Область бейнитного превращения частично перекрывается областью мартен­ ситного, то есть в изотермических условиях при темпе­ ратуре ниже М„ превращение начинается по мартенсит­ ному механизму, а завершается бейнитной реакцией.

Типы превращения переохлажденного аустенита в сталях данных классов, имеющие определенные меха­ низмы и реализующиеся в различных температурных ин­ тервалах, должны определять формирование соответст­ вующей морфологии продуктов изотермического пре­ вращения и в конечном итоге определять уровень их характеристик механических свойств.

в изотермических условиях, так и при последующем не­ прерывном охлаждении. Соотношение объемных долей изотермической и атермической a -фазы зависит от тем­ пературы изотермической выдержки. Кроме того, мор­ фология продуктов превращения в изотермических усло­ виях в большей степени определяется конкурирующими между собой скоростью перестройки решетки ГЦК —* —>ОЦК, зависящей от механизма превращения, с одной стороны, и скоростью релаксационных процессов, разви­ вающихся в определенных температурных интервалах, с другой. Естественно, что при малой скорости самого у—кх превращения, например в изотермических условиях в области М„ или при медленном охлаждении в изделиях (заготовках) большого сечения, релаксационные процес­ сы могут проходить полнее.

Таким образом, окончательная структура и морфо­ логия, а следовательно, характеристики механических свойств продуктов превращения будут определяться ко­ личественным соотношением низкоуглеродистого мар­ тенсита, полученного в атермических и изотермических условиях, а также степенью развития релаксационных процессов в а-фазе.

Структуру низкоуглеродистых мартенситных сталей (07ХЗГНМ, 08Х2Г2ФБ, 12Х2Г2НМФТ) и стали бейнитного класса (15Х2ГМФ), полученную после охлаждения с изотермическими выдержками (длительность изотермы соответствовала времени, необходимому для остановки у—►а превращения), исследовали с помощью оптической и электронной микроскопии. Для идентификации фазо­ вых составляющих использовали методику темного поля и дифракционный фазовый анализ.

Микроструктура сталей, охлажденных с изотермиическими выдержками, представляет собой смесь а-фазы, полученной в изотермических и атермических условиях.

Микроструктура НМС (рис. 2.4-2.6), полученная после охлаждения с изотермическим выдержками в области мартенситного превращения, представляет собой пакет­ ный мартенсит, морфология которого не зависит от тем­ пературы изотермы. В пределах бывшего аустенитного зерна формируются несколько различно ориентирован­ ных пакетов. При использовании световой микроскопии отдельные рейки в пакетах не разрешаются, а выявляют­ ся только группы реек.

Рис. 2.4. Микроструктура стали 07X3ГНМ, х1600. Охлаждение с изотермическими выдержками при температурах: а - 309 °С; 6 - 465 °С; в - 484 °С; г - 499 °С

Анализ микроструктур низкоуглеродистых мартен­ ситных сталей не показал морфологических различий между мартенситной a -фазой, сформировавшейся в изо­ термических условиях, и мартенситной a -фазой, полу­ ченной при последующем охлаждении, что свидетельст­ вует о незначительном протекании релаксационных про­ цессов. Очевидно, что более подробное исследование тонкой структуры позволит выявить особенности в фор­ мировании конечных продуктов превращения аустенита, связанные с различными условиями формирования этих продуктов.

Электронно-микроскопическое исследование тон­ кой структуры НМС показало, что на момент останов­ ки у—►а превращения в мартенситной области при соот­ ветствующих для каждой стали температурах образо­ вания максимального количества изотермического мартенсита (для стали 07X3ГНМ < 380 °С, для стали 08Х2Г2ФБ < 370 °С, для стали 12Х2Г2НМФТ <347 °С (см. рис. 2.2, а-в), формирующаяся структура представ­ ляет собой структуру реечного мартенсита со всеми ха­ рактерными для него признаками (рис. 2.8, а, б): развитая субструктура, высокая плотность дислокаций, которая по данным [24], составляет - 1012см"2.

С повышением температуры изотермической вы­ держки до температуры М„ (510 и 470 °С в сталях 07X3ГНМ и 08Х2Г2ФБ соответственно), наряду с обыч­ ными рейками, присущими для пакетного мартенсита, встречаются кристаллы более округлой формы с непря­ молинейными (зигзагообразными) межреечными грани­ цами (рис. 2.9, а, б), что можно объяснить процессами релаксации напряжений, проходящими в ходе мартен­ ситного у—>а превращения. Наличие других фаз дифрак­ ционным фазовым анализом не выявлено (рис. 2.9, в, г). В стали 12Х2Г2НМФТ с повышением температуры изо­ термы морфология кристаллов мартенсита практиче­ ски не претерпевает изменений, и во всем исследуемом