Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситног

т,°с

а

б

г

Рис. 2.17. Степень превращения в зависимости от условия охлаждения. Аустенитизация 930 °С, 8 мин: а - 07ХЗГНМ; б - 08Х2Г2ФБ; в - 12Х2Г2НМФТ; г - 15Х2ГМФ

По приведенным кинетическим кривым были опре­ делены температурные интервалы, в которых в условиях непрерывного охлаждения наблюдали активизацию у—►a-превращения и количество a -фазы, образующейся в данных интервалах (табл. 2.4).

Анализ рис. 2.16 и табл. 2.4 показывает, что при не­ прерывном охлаждении в сталях 07X3ГНМ и 15Х2ГМФ превращение аустенита реализуется в двух температур­ ных интервалах, разделенных областью относительной устойчивости аустенита. На кривых непрерывного охла­ ждения для данных сталей можно выделить две темпера­ турные области превращений: нормальную и мартенсит­ ную. Нормальное превращение развивается в обеих ста­ лях практически в одном температурном интервале. Необходимо отметить, что для стали 07ХЗГНМ в темпе­ ратурном интервале 500-600 °С превращение полностью отсутствует, в то время как в стали бейнитного класса 15Х2ГМФ превращение непрерывно развивается во всем температурном интервале, хотя при 500-600 °С наблю­ дается некоторое замедление интенсивности превра­ щения. В низкоуглеродистых мартенситных сталях 08Х2Г2ФБ и 12Х2Г2НМФТ при непрерывном охлажде­ нии выявляется только область сдвигового у—>а превра­ щения (см. рис. 2.16, б, в).

В стали 07ХЗГНМ при непрерывном охлаждении со скоростью 0,14 °С/с по сравнению с охлаждением с изотермической выдержкой при 600 °С, а также по сравнению с данными, полученными в изотермических условиях, температура начала сдвигового у—>а превра­ щения не изменяется, и наблюдается около 500 °С. Сле­ довательно, формирование некоторого количества фер­ рита в «нормальной» области не приводит к существен­ ному изменению химического состава аустенита. Как следствие, легированность такого аустенита оказывается достаточной для эффективного снижения активности уг­ лерода при 600-500 °С и подавления бейнитного пре­ вращения в этом интервале температур.

При непрерывном охлаждении стали 08Х2Г2ФБ со скоростью 0,10-0,12 °С/с сдвиговое у—нх превращение начинается при температуре ~ 500 °С, что примерно на 25 °С выше М„, полученной в изотермических условиях. Смещение вверх температуры начала сдвигового пре­ вращения при непрерывном охлаждении свидетельствует о том, что в интервале 720-500 °С происходят процессы, в результате которых химический состав переохлажден­ ного аустенита изменяется. Изотермическое исследова­ ние кинетики в данном интервале температур не выявило превращения аустенита. С помощью методики магнито­ метрических исследований в ходе у—>а превращения можно фиксировать только образование ферромагнитной a -фазы, а выделение карбидов цементитного типа или карбидов легирующих элементов зарегистрировать не удается. Поскольку в стали 08Х2Г2ФБ присутствуют сильные карбидообразующие элементы - ванадий и нио­ бий, то при непрерывном охлаждении с относительно малой скоростью 0,10-0,12 °С/с в интервале температур 720-500 °С данные легирующие элементы (в большей степени ванадий) успевают образовывать специальные карбиды - МеС. При образовании карбидов ванадия (ниобия) происходит обеднение твердого раствора ау­ стенита по углероду и ванадию, что приводит к дестаби­ лизации переохлажденного аустенита и к повышению температуры начала сдвигового у—*а превращения при последующем охлаждении.

При охлаждении стали 08Х2Г2ФБ с изотермической выдержкой при 490 °С температура начала сдвигового превращения, по отношению к М„ изотермической, сме­ щается в область более низких температур и находится на уровне 450 °С. Смещение температуры начала сдвиго­ вого у—*а превращения в область более низких темпера­ тур, очевидно, связано с быстрым охлаждением до тем­ пературы изотермы, подавляющим образование спецкарбидов, а также с проходящими в ходе изотермической

выдержки релаксационными процессами, приводящими

кстабилизации переохлажденного аустенита.

Встали 12Х2Г2НМФТ, при всех исследуемых ре­

жимах охлаждения, начало сдвигового у—чх превраще­ ния (относительно М„, полученной в изотермических ус­ ловиях) смещается только в область более низких темпе­ ратур. При непрерывном охлаждении даже при весьма низких скоростях (0,1 °С/с) превращение выше 395 °С отсутствует (см. рис. 2.16, в), а для получения 5 % а-фа- зы необходимо переохлаждение до 370 °С. При этом время пребывания аустенита в области температур 400-410 °С составляет примерно 150 с. В изотермиче­ ских условиях при температурах примерно 400 °С этого времени достаточно для образования заметного количе­ ства a -фазы. Отсутствие превращения выше Мн при не­ прерывном охлаждении с малыми скоростями свидетель­ ствует о высокой устойчивости переохлажденного аусте­ нита стали 12Х2Г2НМФТ в области температур 720-410 °С. Наибольшее относительно непрерывного охлаждения, а также Мн изотермической снижение тем­ пературы (до 375 °С) начала сдвигового превращения наблюдается при охлаждении с изотермической выдерж­ кой при температуре 418 °С. Скорее всего это связано с эффектом термической стабилизации аустенита, харак­ терным только для мартенситного превращения.

Известно [29, 30] что, при изотермических выдерж­ ках вблизи температуры М„ или при непрерывном охла­ ждении с малыми скоростями термическая стабилизация может осуществляться за счет процессов релаксации уп­ ругих напряжений в аустените вокруг растущего кри­ сталла мартенсита, ответственных за автокаталитический характер мартенситного превращения, а также за счет за­ крепления дислокаций примесями внедрения.

Таким образом, в низкоуглеродистых мартенситных сталях при охлаждении с изотермическими выдержками и также для стали 12Х2Г2НМФТ в условиях непрерыв­ ного охлаждения с малыми скоростями стабилизация пе­

показывает, что бывшее аустенитное зерно разбивается на несколько пакетов, каждый из которых состоит из системы приблизительно одинаково ориентированных кристаллов - реек мартенсита (рис. 2.19, а). Согласно микродифракционным картинам разориентировка меж­ ду рейками мартенсита в пределах одного пакета не пре­ вышает 1-2° (рис. 2.19, б), соседние пакеты разориентированы между собой значительно больше - 15° (см. рис. 2.19, а). Внутри кристаллов мартенсита наблю­ дается высокая плотность дислокаций, которая по дан­ ным [27], составляет ~ 1012 см-* Отдельные дислокации не разрешаются из-за их высокой плотности. Рейки име­ ют правильные геометрические формы, их длина значи­ тельно больше ширины и толщины. Боковые границы кристаллов имеют правильные геометрические формы: ровные, без изломов и ступенек. В отличие от пакетного мартенсита, сформировавшегося в изотермических усло­ виях, в данном случае обнаруживаются рефлексы от ос­ таточного аустенита, расположенного между некоторы­ ми рейками в виде очень тонких прослоек. Сохранение остаточного аустенита связано с его механической ста­ билизацией, появляющейся вследствие возникновения значительного уровня термических напряжений при столь высоких скоростях охлаждения [30].

Рис. 2.19. Тонкая структура реечного мартенсита, хЗООО. Аустенитизация 930 °С, охлаждение со скоростью 600 °С/с

б

Рис. 2.21. Тонкая структура стали 07ХЗГНМ, хЗОООО. Аустенитизация 930 °С,

о том, что появление около 10 % a -фазы в «нормальной»

структура, в которой, вследствие высокого положения М„ (500 °С) и достаточной низкой скорости охлаждения успевают протекать процессы отпуска. Следствием этих процессов является снижение плотности дислокаций,

формирование дисперсной карбидной фазы (рис. 2.21, б). Реализация первого процесса может привести к сниже­ нию сопротивления пластической деформации, а второ­ го - к снижению уровня ударной вязкости. Таким обра­ зом, в результате охлаждения стали со скоростью 0,15 °С/с формируется структура отпущенного реечного мартенсита и феррита.

При охлаждении с более низкими скоростями (< 0,035 °С/с) основная доля Превращения происходит в «нормальной» области, что приводит к формированию структуры полиэдрического феррита и феррито-карбид­ ной смеси.

В стали 08Х2Г2ФБ структура реечного мартенсита формируется при скоростях охлаждения до 3,5 °С/с (см. рис. 2.18, б и .рис. 2.22, а, б). Охлаждение со скоро­ стью 0,15 °С/с Приводит к существенным изменениям: практически полностью исчезает реечная морфология a -фазы; возрастает общий контраст, очевидно, связан­ ный с появлением карбидной фазы (рис. 2.22, в). Иссле­ дования кинетики, проведенные при близких скоростях охлаждения (см. рис. 2.17, б) показывают, что охлажде­ ние с температуры аустенитизации (930 °С) приводит к некоторому повышению температуры начала сдвигово­ го превращения, по отношению к М„ (475 °С), получен­ ной в изотермических условиях, то есть происходит дес­ табилизация переохлажденного аустенита. Быстрое ох­ лаждение и изотермическая выдержка вблизи М„ (485490 °С), приводят к снижению М„ при дальнейшем ох­ лаждении, по отношению к Мн изотермической, то есть наблюдается стабилизация переохлажденного аустенита. Вероятно, дестабилизация аустенита связана с тем, что в процессе непрерывного охлаждения с относительно ма­ лой скоростью (0,15 °С/с) из аустенита выделяются кар­ биды легирующих элементов и, скорее всего, специальные карбиды ванадия - VC. Образование этих карбидов не приводит к протеканию превращения в «нормальной»