Перекристаллизация, фазовые и структурные превращения в сталях в неравновесных условиях

На правах рукописи

ТАБАТЧИКОВА Татьяна Иннокентьевна

ПЕРЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ, ФАЗОВЫЕ И

СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В СТАЛЯХ

В НЕРАВНОВЕСНЫХ УСЛОВИЯХ

Специальность: 05.16.01 – металловедение и термическая обработка металлов

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени

доктора технических наук

Екатеринбург – 2008

Работа выполнена в Ордена Трудового Красного Знамени Институте физики металлов УрО РАН

Научный консультант академик РАН

Счастливцев В.М.

ОФИЦИАЛЬНЫЕ ОППОНЕНТЫ:

доктор технических наук,

профессор Кудря А. В.

доктор технических наук,

профессор Гервасьев М. А.

доктор физ.-мат. наук,

профессор Рущиц С.В.

ВЕДУЩАЯ ОРГАНИЗАЦИЯ – Магнитогорский

государственный

технический университет

Защита состоится _____________2008 г.

в ____ часов на заседании диссертационного совета

Д 212.298.01 при Южно-Уральском государственном университете по адресу: 454080, г. Челябинск,

пр. им. В.И. Ленина, 76.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке

ЮУрГУ.

Автореферат разослан ____________2008 г.

Ученый секретарь диссертационного совета

доктор физико-математических наук

____________ Д.А. Мирзаев

Введение

Получение высоких прочностных свойств в сталях достигается проведением термообработки, заключающейся в проведении операций, связанных с нагревом, охлаждением, деформацией в различных сочетаниях и последовательности, то есть с получением неравновесных состояний. Существует множество вариантов получения неравновесных состояний: за счет быстрого нагрева, быстрого охлаждения, внесения в материал дефектов кристаллического строения путем деформации и т.п. В данной работе были выбраны для исследования следующие направления: лазерная поверхностная обработка, сопровождающаяся сверхбыстрым нагревом и охлаждением; сварка с быстрым нагревом и ускоренным охлаждением; термомеханическая обработка, заключающаяся в сочетании горячей деформации аустенита и - превращения при ускоренном охлаждении; наконец, перлитное превращение, происходящее при значительном переохлаждении ниже Ас1 (наименьших возможных температурах перлитного распада).

В связи с появлением высококонцентрированных источников энергии (лазер, электронный луч и т.д.) со свойственными им сверхвысокими скоростями нагрева и охлаждения возникла необходимость в изучении перекристаллизации в неравновесных условиях, а именно при сверхбыстром нагреве. Изучение процесса перекристаллизации является важным и актуальным не только в научном, но и в практическом аспекте, поскольку механические свойства сталей непосредственно зависят от размеров зерна. До сих существуют пор представления о том, что при лазерной закалке всегда формируется мелкокристаллическая структура. Несомненно, что быстрый лазерный нагрев должен подавлять диффузионные процессы и стимулировать сдвиговый механизм образования -фазы. Поэтому эффекты структурной наследственности в условиях лазерного нагрева могут проявляться особенно ярко.

В работах В.Д. Садовского с соавторами при относительно невысоких скоростях нагрева были изучены закономерности перекристаллизации, однако причины проявления или исключения структурной наследственности не были выяснены. Применение сверхбыстрого лазерного нагрева для изучения перекристаллизации явилось хорошим способом изучения структурной наследственности, поскольку в максимальной степени могло подавить рекристаллизацию аустенита от фазового наклепа и осуществить бездиффузионное - превращение при нагреве.

Подобные проблемы возникают и при сварке в процессе перекристаллизации металла в зоне термического влияния (ЗТВ). Перекристаллизация металла зоны термического влияния в процессе сварочного нагрева (при лазерной или электродуговой сварке) изучена явно недостаточно. Между тем, именно структура металла околошовной зоны во многом определяет механические свойства сварного соединения в целом. Перегрев околошовной зоны сварного соединения, вызывающий рост аустенитного зерна, приводит к значительным осложнениям при проведении последующей термообработки, что также может быть связано с проявлением структурной наследственности и развитием интеркристаллитной хрупкости. В связи с этим было необходимо изучить перекристаллизацию в применении к сварным соединениям низкоуглеродистых сталей, которые в настоящее время составляют основную долю производимых свариваемых сталей. Необходимо разработать режимы термообработки, исключающие восстановление крупного зерна аустенита при нагреве.

К новым, прогрессивным методам упрочнения трубных, строительных сталей в настоящее время относится термомеханическая обработка (ТМО), которая была разработана еще в 50- е годы под руководством В.Д. Садовского. Однако возникает вопрос, возможно ли использование ТМО для упрочнения низкоуглеродистых низколегированных сталей, в которых при охлаждении после высокотемпературной деформации не происходит мартенситного превращения, а образуются феррито-перлитная либо феррито-бейнитная структуры.

До сих пор считалось, что перлит является наиболее стабильной фазой, по сравнению с мартенситом и бейнитом. Исследования последних лет, в частности работы В.М. Счастливцева с соавторами показывают, что перлит, полученный при наиболее низких температурах, является неравновесной структурой. При кратковременном докритическом отжиге такого перлита интенсивно протекают превращения, не связанные с процессами сфероидизации и коагуляции цементита, однако сопровождающиеся существенными изменениями прочностных свойств. Это обстоятельство стимулировало наши исследования кристаллической структуры цементита методом ЯГР и методом протяженных тонких структур спектров энергетических потерь электронов – EEFLS, а также изучение содержания углерода в ферритной составляющей перлита методом внутреннего трения.

В работах Л.Г. Коршунова, А.В. Макарова показано, что износостойкость сталей зависит от содержания углерода в твердом -растворе. Избыточное содержание углерода в феррите перлита должно было повлиять на интенсивность изнашивания тонкопластинчатого перлита, что вызвало необходимость изучения влияния структуры перлита на уровень износостойкости эвтектоидных сталей.

Тонкопластинчатый перлит, образующий при ускоренном охлаждении массивных изделий (рельсов, железнодорожных колес) представляет собой наноструктуру – межпластиночное расстояние в перлитных колониях составляет около 80-60 нм, а толщина цементитной пластины 7-8 нм. Поведение такой структуры при деформации представляет не только научный, но и практический интерес. Из работ В.Г. Гаврилюка известно, что при пластической деформации возможно растворение цементита и выход углерода в -твердый раствор. Необходимо было исследовать возможное растворение цементита при деформации перлита, полученного в неравновесных условиях (квазиэвтектоида), сравнив его поведение с перлитом, полученным в равновесных условиях.

Таким образом, в диссертации большое внимание нужно уделить рассмотрению тех особенностей превращений, которые связаны с неравновесными условиями, создаваемыми при быстром нагреве или быстром охлаждении, со значительным переохлаждением относительно температур фазового равновесия, а также с созданием дефектов кристаллического строения в металлическом материале при пластической деформации.

200

Приведенный краткий обзор проблем, касающихся механизмов перекристаллизации, фазовых и структурных превращений в сталях, происходящих в неравновесных условиях, показывает актуальность настоящей работы

Цель настоящей работы состоит в установлении особенностей перекристаллизации, фазовых и структурных превращений в сталях при неравновесных условиях, возникающих при сверхбыстром (или быстром) нагреве, свойственном лазерному воздействию или сварке, а также при перлитном распаде, осуществленном при ускоренном охлаждении и наименьшей возможной температуре.

Для достижения намеченной цели в работе были решены следующие задачи, имеющие методическое, научное и практическое значение:

1. Исследована перекристаллизация легированных сталей при сверхбыстром лазерном нагреве. Установлено влияние отпуска и пластической деформации на перекристаллизацию предварительно закаленной стали. Определен механизм образования аустенита в сталях при сверхбыстром лазерном нагреве.

2. Установлены структурные особенности мартенсита, связанные со сверхбыстрой лазерной закалкой, и причины его повышенной твердости. Определены способы получения равномерного закаленного слоя на поверхности стальных изделий, подвергнутых лазерной поверхностной обработке.

3. Исследованы перекристаллизация, фазовые и структурные превращения в сталях, происходящие при лазерной и электродуговой сварке с целью создания оптимальной структуры в околошовной зоне.

4. Разработаны способы перекристаллизации крупнозернистой структуры, возникшей при перегреве в процессе сварки сталей, обладающих повышенной склонностью к интеркристаллитному разрушению.

5. Исследована перекристаллизация низкоуглеродистых низколегированных свариваемых сталей при термомеханической обработке. Установлена возможность передачи дефектов кристаллического строения от деформированного аустенита образующейся из него при ускоренном охлаждении ферритной, бейнитной или мартенситной структуре.

6. Определены кристаллографические особенности процесса образования аустенита при сверхбыстром лазерном нагреве стали с исходной перлитной структурой и установлена возможность реализации бездиффузионного – превращения.

7. Определены изменения кристаллической структуры цементита при длительном отжиге в -состоянии.

8. Исследованы особенности структуры перлита, образующегося при наименьшей возможной температуре перлитного распада, в частности, установлены причины его повышенной твердости.

9. Исследована износостойкость и поведение при пластической деформации тонкопластинчатого перлита – основной структурной составляющей рельсовых и колесных сталей.

При решении поставленных задач получены новые научные результаты, которые выносятся на защиту:

1. Установлено, что при лазерном нагреве -превращение в сталях с исходной структурой реечного мартенсита происходит не на карбидных частицах, а путем зарождения и роста зародышей на границах - реек, ориентационно связанных с исходной структурой, что приводит к восстановлению первоначального аустенитного зерна. При лазерном нагреве перекристаллизация в сталях с исходной структурой реечного мартенсита состоит из двух этапов: упорядоченной перестройки и рекристаллизации фазонаклепанного аустенита. Отпуск и деформация закаленной стали не приводят к нарушению упорядоченности -превращения, а влияют на второй этап перекристаллизации – рекристаллизацию аустенита, вызывая понижение температуры ее начала к интервалу -превращения. При сверхбыстром лазерном нагреве рекристаллизация аустенита может быть подавлена.

2. Экспериментально обнаружено, что при лазерном нагреве стали с исходной перлитной структурой образование аустенита может происходить путем бездиффузионного сдвигового мартенситоподобного превращения.

3. Обнаружено, что в ферритной составляющей «свежего» тонкопластинчатого перлита присутствует повышенное, по сравнению с равновесным, содержание углерода в виде атмосфер на дислокациях. Повышенная прочность и износостойкость сталей со структурой тонкопластинчатого перлита определяется не только его дисперсным строением (нанофазным строением цементита), но и повышенным содержанием углерода в феррите перлита и повышенной способностью цементита к растворению при деформации.

4. Экспериментально обнаружено, что кристаллическая структура цементита тонкопластинчатого перлита, а именно его углеродная подрешетка, изменяется после длительного отжига в -состоянии; кристаллическая решетка цементита не соответствует решетке Рnma, а имеет более низкую симметрию.

5. Установлено, что при ТМО низкоуглеродистых низколегированных промышленных сталей происходит передача дефектов кристаллического строения от деформированного и нерекристаллизованного аустенита не только мартенситу, но и конечной бейнитной или феррито-бейнитной структуре.

Практическая значимость работы. Установленные в работе закономерности перекристаллизации использованы при разработке режимов двухдуговой сварки, а также режимов термической обработки сварных соединений из высокопрочных сталей. На основании анализа фазовых и структурных превращений определены оптимальные режимы термомеханической обработки низкоуглеродистых низколегированных свариваемых сталей. Предложен способ поверхностной закалки, защищенный авторским свидетельством № 995518.

Личный вклад соискателя состоит в инициативе проведения исследований, постановке задач исследования, обработке и трактовке полученных результатов. Все этапы экспериментальной работы проведены лично соискателем или при его активном участии. Особая признательность – академику В.М. Счастливцеву за постоянную поддержку и внимание.

Апробация работы

Основные результаты работы доложены на следующих конференциях: Уральской школе металловедов–термистов (1983, 1985, 1987, 1998, 2000, 2002, 2006, 2008 г.г.), конференции «Физика прочности и пластичности» (г. Самара, 1983, 1986, 1992 г.г.), IV Европейской конференции по лазерной обработке материалов «ECLAT-92» (г. Геттинген, Германия, 1992 г.), Международном симпозиуме по мартенситным превращениям ICOMAT-95 (г. Лозанна, Швейцария), Международном семинаре «Современные проблемы прочности» (г. Старая Русса - В. Новгород, 1997, 1999, 2003 г.г.), Мемориальном симпозиуме академика В.Н. Гриднева «Металлы и сплавы: Фазовые превращения, структура, свойства» (г. Киев, 1998 г.), Международной конференции KUMIKOM-99 (г. Москва, 1999 г.), LXII Международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (г. Калуга, 2004 г.), Международной конференции «Взаимодействие дефектов и неупругие явления в твердых телах» (г. Тула, 1997, 2001 г.), Международной конференции «Релаксационные явления в твердых телах» (г. Воронеж, 1999 г.), Российско-китайском симпозиуме «Аdvanced materials and processes» (г. Калуга, 1995 г.), Международном симпозиуме «Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах» (г. Сочи, 2002, 2003, 2005 г.г.), ХIV Петербургских чтениях по проблемам прочности (г. С.-Петербург, 2003 г.), Бернштейновских чтениях по термомеханической обработке металлических материалов (г. Москва, 1996, 1999, 2001 г.), Х Международном семинаре «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов ДСМСМС-2005» (г. Екатеринбург, 2005 г.)

Публикации

По результатам проведенных исследований опубликовано 36 печатных работ в реферируемых журналах, часть материалов вошли в 3 монографии.

Объем работы

Диссертация состоит из введения, четырех глав и общих выводов. Работа изложена на 283 страницах, включая 89 рисунков и 22 таблицы. Список использованной литературы содержит 220 наименований.

СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИОННОЙ РАБОТЫ

В работе исследованы углеродистые и легированные, конструкционные, в том числе свариваемые, и инструментальные стали с различным содержанием углерода от 0,03 до 1,5 мас.%.

В первой главе рассмотрены особенности фазовых и структурных превращений при лазерной обработке сталей с различными исходными структурами. Изучено явление структурной наследственности при сверхбыстром лазерном нагреве. Рассмотрены закономерности перекристаллизации сталей при лазерном нагреве, влияние предварительного отпуска и деформации на формирование зеренной структуры, определен механизм зарождения аустенита в сталях, имеющих различную исходную структуру. Таким образом, в настоящей работе лазерное воздействие было использовано как способ изучения превращений в сталях, происходящих при нагреве. Лазерная обработка со свойственными ей высокими скоростями нагрева и охлаждения, несомненно, является хорошим средством для исследования превращений при нагреве и, в частности, перекристаллизации, так как позволяет не только быстро нагревать и получать зону градиентного нагрева, но и фиксировать мгновенно высокотемпературное состояние.

Лазерная поверхностная обработка осуществлялась с оплавлением поверхности, главным предметом изучения являлась ЗТВ, где температура превышала критические точки Ас1- Ас3, но была меньше, чем температура плавления. При лазерной обработке предварительно отожженных сталей главной особенностью структуры является сохранение химической неоднородности, связанной с недостатком времени для полного протекания диффузионных процессов. В образце армко-железа при лазерном нагреве выше температуры Ас1 около цементитной частицы происходит локальный переход в аустенитное состояние и образование мартенсита или даже ледебурита на его месте при охлаждении, так как из-за малой продолжительности лазерного нагрева не хватило времени для выравнивания углерода по всему объему. В стали 20 с исходной феррито-перлитной структурой вплоть до температуры плавления сохраняется химическая неоднородность, связанная с недостатком времени для диффузии между аустенитом, образовавшимся на месте перлитных участков и аустенитом, образовавшимся на месте феррита, что видно по графику микротвердости (рис. 1).

Можно заключить, что лазерный нагрев сталей с резко дифференцированными структурными составляющими (феррит+цементит, феррит+перлит) в исходном состоянии не позволяет получить однородную конечную структуру. Второе заключение: при сверхбыстром лазерном нагреве возрастает вероятность протекания бездиффузионных превращений.

При лазерном нагреве предварительно закаленных конструкционных сталей резко проявляется структурная наследственность. В начале зоны лазерной закалки воспроизводится крупное зерно исходной структуры, по мере повышения температуры, восстановленное зерно заменяется новым, более мелким, образующимся в результате рекристаллизации аустенита, обусловленной фазовым наклепом (рис. 2). При сверхбыстром лазерном нагреве стали рекристаллизация аустенита полностью подавляется. Казалось бы, сверхбыстрый нагрев без выдержки с немедленным охлаждением должен приводить к образованию супермелкозернистого аустенита. Но проявляется эффект структурной наследственности, при котором эффект измельчения зерна, связанный с перекристаллизацией, отсутствует. Это явление специфично для лазерной обработки предварительно закаленной крупнозернистой стали и связано с необычно высокой скоростью нагрева.

Подкладкой для кристаллизации расплава может служить рекристаллизованный аустенит. В том случае, когда при сверхбыстром лазерном нагреве рекристаллизация от фазового наклепа оказывается подавленной, подкладкой служит восстановленный аустенит, крупнозернистый, если в исходном состоянии сталь была крупнозернистой.