Диссертация (1026057), страница 3
Текст из файла (страница 3)
При этом хром являетсястабилизатором ферритной фазы и, при его процентном содержании выше 14%,сталь становится ферритной на всем интервале температур и не может бытьупрочнена [9, 16];- никель увеличивает сопротивление коррозии в неокисляющих кислотныхрастворах,является некарбидообразующим и аустенитостабилизирующимэлементом[9, 17];-молибденупрочняемостиспособствуетприизмельчениютермическойобработке,зернастали,повышениюувеличиваетусталостнуюпрочность и повышает коррозионную стойкость при высоких температурах, атакже замедляет возникновение отпускной хрупкости[18, 19].
Однако молибденявляется сильным стабилизатором ферритной фазы [20].Влияние легирующих элементов в стали не аддитивно, т. е. при наличиинескольких элементов их действие не суммируется. Поэтому важна именнокомбинация легирующих элементов, от которой зависят свойства и фазовый16состав стали. Для достижения хорошей коррозионной стойкости и сохранениямартенситнойструктурыприкомнатнойтемпературерекомендуетсяследующее содержание легирующих элементов: 12-14% хрома, 4-6% никеля,0.5-2% молибдена [20].Низкоуглеродистые мартенситные стали при комнатной температуре, какправило, имеют структуру пакетного мартенсита, Рис. 1.1.Рис.
1.1. Микроструктура низкоуглеродистоймартенситной стали.Однако, в зависимости от термической обработки и конкретногосодержания легирующих элементов, в сталях могут присутствовать вторичныефазы, такие как остаточный аустенит или дельта-феррит.Остаточный аустенит может присутствовать в мартенситных сталях, если:- мартенситное превращение идет не до конца, что происходит в сталях сповышенным содержанием углерода, который приводит к понижениютемператур начала и конца мартенситного превращения;- после термообработки при температурах близких к Ac1, что болеехарактерно для низкоуглеродистых сталей.В работах Парка Е.С., Ванга П., Лима Д.-С.
и других [21 - 24] показановлияние термической обработки на количество и стабильность остаточногоаустенита. Температура и время выдержки при заданной температуре являются17основными факторами, влияющими на количество остаточного аустенита. Какправило, остаточный аустенит в низкоуглеродистых мартенситных сталяхпредставлен в виде тонких прослоек на границах реек и зерен мартенсита [25].В работах [23, 26, 27] показано, что присутствие в низкоуглеродистыхмартенситных сталях остаточного аустенита на субмикроуровне способствуетповышению прочности и низкотемпературной вязкости.Дельта-феррит в мартенситных сталях представлен в виде вытянутыхтонких зерен, которые не превращаются в аустенит при затвердевании из-занеоднородности химического состава и (или) неравномерного охлаждения [28 30].Влияние дельта-феррита исследовано в работах Розенфильда З.Ф, Ванга П.и других[31, 32].
Показано, что присутствие в структуре стали 5-10% дельтаферрита, не оказывает влияние на механические свойства, однако понижаетсклонностькконцентрируютсякоррозионномувокруграстрескиванию,дельта-феррита,такчтокактрещиныпрепятствуетихраспространению. Также ―чистый‖ δ - феррит (без "дендритных" карбидов)увеличивает пластичность и ударную вязкость стали [33].1.1.2 Анализ факторов, влияющих на фазовые превращенияПри пластическом деформировании деталь нагревают до температурывыше, чем 0,5 Tпл. Однако при нагреве выше критической температуры,называемой Ac1, в мартенситных сталях происходит фазовый переход измартенсита в аустенит (α→γ), а при охлаждении ниже Мs – обратный процесс(γ→α превращение). Морфология, фазовый состав и размер зерна оказываютсильное влияние на пластические свойства материала.
Размер аустенитногозерна также является одной из важнейших структурных характеристик сталипри деформировании заготовок при температурах выше Ac1. От размера зернааустенита зависит поведение стали в различных процессах термомеханическойобработки и механические свойства конечного изделия такие, как прочность,18вязкость и прокаливаемость [34]. В закаленной и отпущенной мартенситнойстали сохраняются границы зерна аустенита, которые можно выявитьспециальными методами травления [35 - 37].Поэтому для определения оптимальных параметров технологическихопераций при изготовлении деталей из низкоуглеродистых мартенситныхсталей необходимо знать температуру и кинетику фазовых превращений принагреве.Существует несколько методов изучения фазовых и структурныхпревращений в сталях таких, как термический, калориметрический идилатометрический. Также применяются методы теоретического анализафазового состава и температур фазовых превращений.Дилатометрический метод является самым распространенным методомисследования фазовых превращений при непрерывном нагреве и охлаждении.
Вработах [9, 38 - 40] представлены результаты дилатометрического исследованиянизкоуглеродистых мартенситных сталей. В настоящий момент разработаномножество конструкций дилатометров для различных научных и практическихцелей [41]. Дилатометрия позволяет исследовать тепловое расширение веществи изменения размеров образца при фазовых превращениях в зависимости оттемпературы в реальном времени.
Если в образце при изменении температурыне происходит фазовых превращений, то его длина изменяется плавно. Однако,если происходит фазовое превращение, то длина растет (или убывает)скачкообразно. Схематическое изображение дилатограммы для мартенситнойсталипредставленонаРис.1.2.Длявозможностисравнениядилатометрических кривых между собой, они, как правило, пересчитываютсяиз координат перемещение-температура в деформация – температура.Из Рис. 1.2 видно, что переход мартенсита (α-железа) в аустенит (γ-железо)сопровождается заметным сокращением объема (и соответственно длиныобразца),посколькуаустенитимеетгранецентрированнуюкубическуюструктуру, которая обладает наименьшим удельным объемом по сравнению смартенситом,которыйимеетобъѐмно-центрированнуютетрагональную19кристаллическуюрешетку.Соответственно,обратноетечениеэтогопревращения при охлаждении сопровождается значительным увеличениемобъема образца (его удлинением).α→ γпревращениеε0,009Ac10,007Ac3γ→α’превращение0,0050,003Mf0,001-0,001 0200400600800T, C-0,003-0,005MsРис.
1.2. Схематическое изображение дилатограммы длямартенситной стали.Температуру начала аустенитного превращения, Ac1,определяется поточке отклонения от касательной к верхней части кривой нагрева. Обычно этатемпература находится в интервале от 500°C до 800°C, в зависимости отскоростинагреваихимическогосоставастали.Температуруконцааустенитного превращения, Ac3, определяется по точке перегиба при повторномотклонении. При охлаждении аналогично определяются температуры началамартенситного превращения Ms, которая обычно составляет 200-300°C, и концамартенситного превращения Mf, которая на 140°C ниже, чем Ms.Для исследования кинетики и количественного анализ объемных эффектовфазовых превращений, часто используют методику анализа дилатограмм поправилу рычага, как показано на Рис.
1.3 [42 - 45].200,0085εB10,008L1L20,0075C10,007L30,00650,006D10,0055650750850T, CРис. 1.3. Иллюстрация количественной оценки фазовогосостава при заданной температуре.Для этого проводят касательные в точках начала (L1) и окончания (L2)фазового превращения, а затем определяют количество аустенитной фазы поправилу рычага: % =1 11 1100%(1.1)Таким образом, на основе дилатометрических исследований определяютсятемпературы фазовых превращений, а также проводят количественную оценкуфазового состава при заданной температуре.Существует множество факторов, влияющих на температуру и кинетикумартенситно-аустенитногопревращения,такиекакскоростьнагрева,остаточные напряжения, остаточный аустенит, неоднородность химическогосостава и другие.Влияние скорости нагрева на кинетику и температуру начала мартенситноаустенитного превращения показано в работах Зельдовича В.И., Дьяченко С.С.,Садовского В.Д., Капура Р.
и других [36,38,46-48]. Температуры началафазового превращения Ас1 и его окончания Ас3 повышаются при увеличениискорости нагрева. Однако, как показано в работе [38], изменение объема припревращении не зависит от скорости нагрева.Выделяют три механизма образования аустенита в мартенситных сталях:нормальный, массивный и мартенситный [46,47,49].21а) Нормальный механизм реализуется при малых скоростях нагрева (от 0,4до 8ºС/мин) среднелегированных мартенситных сталей.
Аустенит при этомзарождается в виде отдельных кристаллов, преимущественно на границах реекмартенсита, Рис. 1.4, а) [50, 51]. При нагреве, в процессе роста, кристаллымеждуреечного аустенита смыкаются, и формируется аустенитная структура сразмером зерна равным размеру первоначальных аустенитных зерен. Такойаустенитпривыдержкеилипоследующемнагревепретерпеваетрекристаллизацию [52].б) Массивный механизм реализуется при средних скоростях нагрева (от8ºС/мин до 300ºС/сек).
Аустенит преимущественно образуется в виде новыхзерен (глобулярный аустенит) вдоль границ первоначальных аустенитных зерени на границах мартенситных реек, что приводит к получению мелкозернистойаустенитной структуры, Рис. 1.4, б). Однако новые зерна обладают структурнойнаследственностью [35].в) Мартенситный механизм реализуется при высоких скоростях нагрева(более 300ºС/с), Рис. 1.4, в). Аустенитные зерна образуются и растут помартенситному механизму, при этом они воспроизводят зерна исходногоаустенита по формам и размерам.
При продолжении нагрева происходитрекристаллизация восстановленного крупного зерна.а)б)в)Рис. 1.4. Схематическое изображение механизмов образования аустенита:а) нормальный; б) массивный; в) мартенситный[46].Влияниеостаточногоаустенитанатемпературуначалафазовогопревращения показано в работе [9]. Если в стали присутствует остаточный22аустенит, то температура начала фазового превращения значительно ниже, таккак не требуется время для зарождения новых зерен аустенита.Влияние неоднородности химического состава стали на кинетику фазовыхпревращений описано в работах Ванга П., Дессолин К. и других [22,38, 46, 53].Основным элементом, влияющим на кинетику фазового превращения вмартенситных сталях, считается никель.
Неоднородность распределения никеляв стали приводит к разделению фазового превращения на два этапа: сначаланаблюдается нормальная скорость превращения, а после примерно 70% оназаметно снижается.Это объясняется тем, что области с высоким содержанием никеля имеютболее низкую температуру начала фазового перехода, а следовательно, в нихфазовое превращение начинается раньше, чем в областях с низкимсодержанием никеля[38].
Также этот эффект связывают с разностью скоростейдиффузии никеля в различных структурах, так как скорость диффузии никеля вмартенсите в 100 раз выше, чем в аустените[53].1.1.3 Обзор методов получения мелкозернистой структурыВ настоящее время существует три основные группы методов получениямелкозернистойструктурывразличныхсталяхисплавах[54]:металлургические, методы интенсивной пластической деформации и методытермической обработки.К металлургическим методам относятся такие, как ускорение скоростизатвердевания, ультразвуковое воздействие на расплав и модифицирование.Существенным недостатком этих методов является сложность полученияоднородной микроструктуры.Измельчениеструктурыметодамиинтенсивнойпластическойдеформации, а так же термо-механическая обработка[55-56], как правило,применяют для заготовок малых размеров.23К методам измельчения структуры термической обработкой относятсярекристаллизационный отжиг и термоциклическая обработка (ТЦО). ОднакоэффективностьТЦОзависит от структурнойнаследственностистали.Структурная наследственность – это воспроизведение первоначальногоаустенитного зерна по форме, размерам и ориентации при повторном нагреве.Характер структурной наследственности определяется степенью легированиясталей и сплавов [35, 57].
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
