Содержание к диссертации
Введение
1. Кристаллическая структура и фазовые превращения в среднелегированных конструкционных сталях 7
1.1. Кристаллическая структура основных фаз 7
1.2. Кристаллическая структура мартенситной стали после закалки 9
1.3. Ориентационные соотношения 13
1.4. Морфология а-мартенситной структуры 14
1.5. Влияние температуры закалки на структуру ос-фазы 15
1.6. Влияние скорости закалки на структуру а-фазы 16
1.7. Морфология остаточного аустенита в закаленной стали 17
1.8. «Самоотпуск» закаленной стали 17
1.9. Процессы, протекающие при отпуске стали 18
1.10. Проблема локализации и перераспределения углерода при термической обработке стали 20
1.11. Особенности литой стали 24
1.12. Постановка задачи 27
2. Материал и методы исследования 29
2.1. Материал исследования 29
2.2. Приборы и методы структурных исследований 29
2.3. Приготовление образцов для исследования 31
2.4. Методика количественной обработки результатов исследования 31
3. Фазовый состав и морфология фаз закаленной стали 42
3.1. Морфология а-твердого раствора 42
3.2. Морфология у-твердого раствора 50
3.3. Карбидная фаза в структуре а-фазы 52
3.4. Отсутствие связи дислокационной структуры и цементита «самоотпуска»58
3.5. Влияние скорости закалки на распределение карбидной фазы 60
3.6. Усредненная картина у - а превращения при изменении скорости закалки 71
3.7. Выводы к гл.3 74
4. Фазовый состав и тонкая структура отпущенной стали 77
4.1. Влияние продолжительности отпуска на морфологию матрицы стали 78
4.2. Влияние температуры отпуска на морфологию матрицы стали 86
4.3. Влияние отпуска на изменение структурных состояний цементита 95
4.4. Влияние отпуска на карбидные превращения 103
4.5. Связь дефектной и карбидной подсистем при отпуске 112
4.6. Влияние продолжительности отпуска на процессы карбидообразования в исследуемой стали 121
4.7. Влияние продолжительности отпуска на поведение карбидной фазы в объеме материала и на границах раздела 123
4.8. Влияние продолжительности отпуска на поведение карбидной фазы в различных структурных составляющих сс-матрицы стали 125
4.9. Влияние температуры отпуска на процессы карбидообразования в исследуемой стали 135
4.10. Влияние температуры отпуска на поведение цементита в различных структурных составляющих а-фазы 13 7
4.11. Влияние температуры отпуска на поведение специальных карбидов в различных структурных составляющих а-фазы 141
4.12. Выводы к гл.4 144
5. Перераспределение углерода при термической обработке стали 147
5.1. Места локализации атомов углерода 147
5.2. Состояние углерода в стали в закаленном состоянии 148
5.3. Влияние продолжительности отпуска на перераспределение углерода. Стадии процесса 150
5.4. Поведение углерода на стадии I 154
5.5. Фазовые превращения на стадии II 154
5.6. Карбидные превращения на стадии III.
Сравнительные оценки поведения углерода на разных стадиях 157
5.7. Влияние температуры отпуска на перераспределение углерода 159
5.8. Выводы к гл.5 165
Выводы 167
Литература 171
- Проблема локализации и перераспределения углерода при термической обработке стали
- Методика количественной обработки результатов исследования
- Усредненная картина у - а превращения при изменении скорости закалки
- Влияние продолжительности отпуска на поведение карбидной фазы в объеме материала и на границах раздела
Введение к работе
Наряду с цветными металлами, композиционными и керамическими материалами, пластмассами сталь продолжает оставаться важнейшим элементом в строительстве, машиностроении, автомобильной, кораблестроительной, нефтедобывающей и др. отраслях. Проблема прочности стальных изделий тесно связана с проблемами экономного расходования сталей. Поэтому металловедение сталей продолжает интенсивно развиваться. Усилиями Российской школы и академика Г.В. Курдюмова и ряда зарубежных коллективов, в том числе украинской школы, в развитии физического материаловедения сталей большую роль стали играть структурные методы исследования, а именно, просвечивающая дифракционная электронная микроскопия и рентгеноструктурный анализ. В России необходимо особо отметить вклады Московской и Екатеринбургской научных школ. Большую роль в развитии науки о сталях сыграли А.П. Гуляев, Л.М. Утевский, Р.И. Энтин, Ю.Н.Петров, М.Л. Бернштейн, М.Н. Спасский, М.П. Усиков, М.А. Штремель, Ю.А. Багаряцкий, В.М. Счастливцев, A.M. Глезер, В.И. Изотов, М.Е. Блантер, В.В. Рыбин, Л.И. Тушинский, А.А. Батаев, М.В. Белоус, В.Н. Гриднев, М.В. Белоус, Ю.Я. Мешков, В.Г. Гаврилюк, Ю.Ф. Иванов, Э.В. Козлов и др.
Необходимо подчеркнуть, что до настоящей работы все исследования в основном проводились на катаных и кованых сталях. Значительное внимание уделялось сварным соединениям. Литые стали исследованы гораздо меньше. Дело в том, что исследование литых сталей осложняется наличием дендритной структуры, которая обязана характеру кристаллизации и связана с кинетикой затвердевания слитка. Дендритная структура, как правило, неоднородна, т.е. концентрация легирующих элементов между дендритными осями и межосными пространствами неодинакова. Влияние ликвации в основном осталось за пределами внимания исследователей. Первые попытки в исследовании тонкой структуры дендритных осей и межосных пространств были выполнены Э.В. Козловым с сотрудниками. Ими была выполнена также большая работа по изучению структуры литой стали, исследованной в настоящей работе. Однако, эта работа касалась только дефектной структуры стали и эволюции внутренних напряжений. Процессам карбидообразования и локализации углерода внимание в ней уделено не было. Не было уделено внимания связи (или отсутствия связи) дефектной структуры с карбидной составляющей, ро-
5 ли распределения углерода, скорости карбидных превращений (особенно превращению «цементит -> специальные карбиды»), локализации карбидных частиц на разных стадиях закалки и отпуска. Поэтому в этом направлении эту работу необходимо было продолжить.
Все выше перечисленные проблемы легли в основу при планировании настоящей работы. Основным методом для поставленных задач было решено выбрать количественную дифракционную электронную микроскопию на тонких фольгах и метод рентгеноструктурного анализа.
Диссертация состоит из пяти глав, введения и выводов. Первая глава - обзорная, вторая посвящена методике эксперимента и характеристике исследуемого сплава. В третьей главе представлен фазовый состав и структура закаленной литой стали: морфология, состав карбидной фазы и влияние скорости закалки на количественные характеристики у -» а превращения. В этой же главе дана усредненная картина у -> а превращения при изменении скорости охлаждения. Четвертая глава посвящена влиянию параметров отпуска на тонкую структуру литой стали ЗОХНЗМФА. Рассмотрено влияние параметров отпуска (температуры и продолжительности) на карбидные превращения и поведение карбидной фазы в различных структурных составляющих матрицы стали. Особое внимание уделено количественному изучению этих процессов. Пятая глава посвящена влиянию термической обработки на перераспределение углерода в стали ЗОХНЗМФА. Каждая глава заканчивается выводами. В заключительной части диссертации приведены основные выводы.
Актуальность работы. Механические свойства определяются структурой стали. Основными параметрами, влияющими на механические свойства, являются структура твердого раствора, карбидные выделения, дислокационная структура, типы и расположение различного рода границ в стали, внутренние напряжения. Часть из этих задач была решена в работе В.И. Климашина, а часть задач ранее не ставилась и нигде не решалась. Хотя механические свойства литых сталей много исследованы, тем не менее, структурные основы прочности этих сталей изучены мало. Важно изучить структуру карбидной фазы, типы её кристаллических решеток, локализацию на дефектах или вне их, размеры карбидных частиц, а также нахождение углерода в твердых растворах и на дефектах кристаллической решетки.
Научная новизна. Впервые методами электронной микроскопии и рентге-ноструктурного анализа экспериментально изучены на количественном уровне процессы карбидообразования и закономерности перераспределения углерода в ходе термической обработки, выявлено влияние параметров отпуска на поведение карбидной фазы в различных структурных составляющих ос-матрицы стали, установлена стадийность карбидных превращений, локализация карбидной фазы в объеме твердого раствора и на дефектах.
Практическая значимость. Параметры карбидной структуры и распределение углерода в разных местах важны как для трактовки механических свойств стали, так и для видоизменения их в нужном направлении путем изменения параметров термической обработки. Методы, примененные для исследования структуры и свойств литой стали ЗОХНЗМФА, могут быть применены для исследования других сталей. Разработан оригинальный метод определения содержания углерода в литой стали и в этой работе выполнена его реализация. Детально описанный он может быть применен для работы с другими сталями.
Положения, выносимые на защиту. На защиту выносятся следующие положения:
Параметры распределения углерода и карбидных фаз в закаленной стали. Отсутствие связи распределения карбидной фазы с дефектной структурой. Данные о максимальной концентрации углерода на дефектах кристаллической решетки после закалки.
Влияние скорости закалки на морфологию а-фазы и локализацию цементита.
Закономерности кинетики отпуска стали, параметры карбидных превращений и перераспределения углерода. Особенности процессов распада а- и у-твердых растворов. Важная роль взаимодействия дефектов и карбидов в формировании отпущенной стали. Данные о распределении карбидной фазы в первичных, вторичных и третичных фрагментах.
Наличие трех стадий формирования карбидных фаз при отпуске. Физические механизмы формирования карбидной структуры на разных стадиях.
Проблема локализации и перераспределения углерода при термической обработке стали
Методами оптической и электронной микроскопии установлено, что в сплавах железа и сталях в зависимости от концентрации углерода и легирующих элементов наблюдается два морфологически различных типа мартенсита [1,13-16]. В высокоуглеродистых, высоколегированных сталях при закалке образуется пластинчатый низкотемпературный (двойниковый) мартенсит [1,13,14]. В слаболегированных, низко- и среднеуглеродистых сталях - пакетный (реечный, дислокационный) мартенсит [13,15,16]. Кроме этого, в средне- и низкоуглеродистых слаболегированных сталях образуется еще один (третий) морфологический тип мартенсита, названный пластинчатым высокотемпературным мартенситом [17-24].
В работах [21-24] выполнены количественные оценки относительного содержания различных морфологических типов а-мартенсита в зависимости от концентрации углерода для катаных закаленных сталей. Из представленных в этих работах результатов следует, что в концентрационной области 0.12-0.8 вес.% наблюдается смешанная структура пакетно-пластинчатого мартенсита, при этом в области концентраций 0.12-0.50 вес.%С сосуществует пакетный мартенсит и пластинчатый высокотемпературный мартенсит, а в области концентраций 0.5-0.8 вес.%С -пакетный мартенсит и пластинчатый низкотемпературный мартенсит.
Пакетный мартенсит представляет собой структурное образование, состоящее из набора практически параллельных друг другу кристаллов вытянутой формы, образующих пакет. Образуется пакетный мартенсит при температурах у - а превращения 350-320С [23,24].
Пластинчатый низкотемпературный мартенсит представляет собой достаточно крупные, отдельно расположенные, кристаллы мартенсита (пластины) с дислокационной структурой [17,21,22,24,25]. Кристаллы пластинчатого мартенсита, в основном, имеют форму линзы. Нередко внутри мартенситных пластин присутствуют двойники превращения [1,13,14]. Морфология и дислокационная структура данного типа мартенсита довольно подробно изучена в [22,24,26-28]. Температурный интервал образования низкотемпературного пластинчатого мартенсита 380-350С [23,24].
Пластинчатый высокотемпературный мартенсит представляет собой крупные, отдельно расположенные кристаллы мартенсита (пластины), нередко простирающиеся через все зерно, а также кристаллы произвольной формы, которые не имеют четкой огранки и у которых отсутствуют собственные границы раздела [17,19-21,23,24,29]. Температурный интервал образования высокотемпературного пластинчатого мартенсита 400-380С [23,24].
Таким образом, в процессе закалки среднеуглеродистых слаболегированных сталей формируется мартенситная структура, состоящая из кристаллов пакетного, низкотемпературного пластинчатого и высокотемпературного пластинчатого мартенсита. На переход от одного морфологического типа мартенсита к другому оказывают влияние многие факторы, основными из которых являются: 1) химический состав стали (прежде всего, концентрация углерода) [20,30-36], 2) температура и время аустенизации, т.е. размер зерна исходного аустенита [1,8,12,19,24,26,28,29, 36-43] и 3) скорость охлаждения после закалки [24,26,37,39,43]. Влияние первого фактора, как было отмечено выше, в основном сказывается на перераспределении объемных долей морфологических составляющих мартенсита.
Для повышения прочности, твердости и износостойкости конструкционные стали подвергаются термической обработке закалкой. Закалку доэвтектоидной стали обычно проводят от температур, превышающих точку Ас3 на 30-50С. Для легированных конструкционных сталей температура аустенизации нередко превышает Асз на 150-250С, что необходимо для растворения части карбидов. Однако повышение температуры аустенизации оказывает влияние и на структуру стали. Согласно литературным данным [15,17,19,24,26,28,38,42-46], повышение температуры (и времени) аустенизации приводит к следующим изменениям в структуре стали: 1) к росту средних размеров зерен и увеличению неоднородности их распределения; 2) к повышению морфологической неоднородности и увеличению средних размеров мартенситных пакетов, пластин, реек, а также к усилению неоднородно-стей в распределении их размеров; 3) к увеличению объемной доли цементитной фазы, образующейся в процессе «самоотпуска» при закалке и др. Наиболее существенное повышение структурной и морфологической неоднородности стали наблюдается при температурах аустенизации 1100С и выше [26,42].
В многочисленных работах [1,8,12,13,24,26,27,47] экспериментально установлено, что влияние скорости охлаждения на структуру мартенситной фазы сводится к следующему: увеличение скорости охлаждения в интервале 1-300С/с, во-первых, не изменяет типов морфологии мартенситной фазы, но приводит к увеличению объемной доли пластинчатого высокотемпературного мартенсита и снижению доли пакетного мартенсита. Во-вторых, это приводит к увеличению величины скалярной и избыточной плотности дислокаций, а также амплитуды дальнодейст-вующих полей напряжений преимущественно в пакетном мартенсите (особенно в интервале от 1 до 20С/с). В-третьих, приводит к изменению средних размеров пакетов, кристаллов пакетного и пластинчатого мартенсита. Так, в частности, в интервале скоростей охлаждения 1-10С/с наблюдается быстрое увеличение средних размеров пакетов и отдельных кристаллов мартенсита, дальнейшее увеличение скорости охлаждения заметно измельчает кристаллы пластинчатого мартенсита и уменьшает величину пакетов и практически не изменяет размеры реек. В-четвертых, увеличение скорости охлаждения в интервале 1-300С/с способствует росту неоднородности мартенситной структуры стали. При этом максимальный разброс реек и пластин по размерам наблюдается в стали, охлажденной со скоростью 10С/с. В-пятых, в интервале 1-20С/с размеры частиц цементита «самоотпуска» и их объемная доля быстро уменьшаются, при дальнейшем увеличении скорости охлаждения - практически не изменяются.
Таким образом, влияние скорости закалки - есть многосторонний фактор, который нельзя не учитывать при изучении структуры стали. Отметим, что исследования о влиянии скорости закалки на структуру литой стали практически отсутствуют.
Электронно-микроскопические и рентгеноструктурные исследования сталей позволили установить, что мартенситное превращение практически всегда протекает не полностью. Это приводит к присутствию в материале некоторого количества остаточного аустенита [1,7]. Содержание остаточного аустенита сильно зависит от концентрации углерода в стали и гораздо слабее - от концентрации легирующих элементов [26,48]. Остаточный аустенит располагается в виде тонких прослоек ( 20 - 50 нм) вдоль границ кристаллов мартенсита, а также на границах пакетов [24,26,49,50]. Вдоль границ зерен остаточный аустенит не наблюдается. Это связано с бездиффузионным у - а превращением.
Методика количественной обработки результатов исследования
В стали процессы в локальных объемах в ходе закалки и отпуска должны протекать в сторону локального термодинамического равновесия [78]. Перераспределение атомов углерода по различным позициям определяется, прежде всего, энергией взаимодействия конкретного дефекта с атомами углерода. Второй фактор - стабильность карбида, из которого атомы углерода переходят в другие позиции. Третий фактор - плотность различного типа дефектов и возможность размещения на них определенного количества атомов углерода. В частности, на дислокациях атомы углерода располагаются в ядрах и атмосферах Коттрелла. Оценки показывают, что на одной плоскости, перпендикулярной линии дислокации, может располагаться 100 и более атомов углерода [55]. Экспериментально и теоретически показано, что в закаленном состоянии в сталях со структурой пакетного мартенсита на дефектах кристаллического строения может быть локализовано 0.2-0.25 вес.% углерода [59,75,79-83]. Хотя в указанных работах считается, что этот углерод сосредоточен в основном в ядрах дислокаций, атмосферах Коттрелла и Максвелла, однако убедительных способов независимого определения количества углерода на дислокациях и внутрифазных границах не существует. Обобщение большинства имеющихся литературных данных по взаимодействию атомов углерода с дефектами строения в сталях было проведено в работе [81], в которой показано, что с ростом плотности дислокаций стремление к локальному термодинамическому равновесию требует перехода атомов углерода из цементита на дефекты, в основном на дислокации. Это явление имеет место, прежде всего, для углеродистых сталей. Для них спектр энергии атомов углерода на дислокациях смещен к большим значениям по сравнению с энергиями углерода в цементите. Для легированных сталей спектр значений энергии более размыт и при легировании ряда карбидообразующих элементов атомы углерода должны отдать предпочтение дислокациям по сравнению с цементитом. На рис. 1.5 приведена схема энергии связи атомов углерода в различных карбидах железа и на различных дефектах кристаллического строения. Эта схема также является обобщением большого количества литературных данных и развитием схем, приведенных в [80,84-86]. На схеме рис. 1.5 энергия атомов углерода в твердом растворе Fea - С принята за «ноль». Вниз по шкале энергий отложены уровни, соответствующие связи атомов углерода в различных карбидах железа, и локализации атомов углерода на различных дефектах строения. Часть энергии на схеме рис. 1.5 помечена не уровнями, а отрезками. Это связано не только с разбросом экспериментальных данных, взятых у разных авторов, но и с возможным несовершенством строения карбидов и отклонением их состава от стехиометрического.
Главный вывод из рис. 1.5 заключается в том, что расположение атомов углерода на дефектах строения легированных сталей несколько предпочтительнее в термодинамическом отношении, чем в простых нелегированных карбидах железа или, тем более, в неискаженном твердом растворе. В то же время значительное перекрытие интервала энергии взаимодействия атомов углерода в карбидах и на дефектах обуславливает возможность перемещения этих атомов в обоих направлениях, т.е. как карбиды -» дефект, так и дефект -» карбиды. Эти перемещения атомов углерода могут быть обусловлены локальной энергетикой дефектной структуры и насыщением последней атомами углерода. Таким образом, процессы перемещения атомов углерода, как видно из схемы рис. 1.5, в основном протекают в направлении локального термодинамического равновесия.
Наиболее полный анализ распределения углерода для углеродистых сталей сделан в [79], где рассмотрено перераспределение углерода между твердым раствором на основе a-Fe, дефектами структуры и частицами карбидных фаз. Применительно к легированным отпущенным сталям этот вопрос изучался в связи с деформацией катаных сталей [81,84-91]. Вопрос о перераспределении углерода применительно к литым термообработанным конструкционным сталям до настоящей работы вообще не обсуждался.
Проблема повышения долговечности и работоспособности машин и оборудования связана с улучшением качества металла и обеспечением повышенного сопротивления его разрушению, что, прежде всего, обеспечивается однородностью его структуры. Литой материал является более неоднородным, чем катаный или кованый.
В настоящее время различают несколько видов неоднородности литого материала [92]. Во-первых, физическая неоднородность, под которой понимают на 25 личие несплошностеи, возникающих в слитке вследствие уменьшения объема (усадки) металла в процессе кристаллизации. Физическая неоднородность связана с большой плотностью несовершенств кристаллической решетки, возникающих в процессе неравновесного затвердевания. Во-вторых, химическая неоднородность, или ликвация, связанная с неравномерным распределением легирующих элементов и примесей. Наблюдается, в основном, два типа химической неоднородности: зональная и дендритная (внутрикристаллическая) ликвация. Зональная ликвация -неоднородное распределение элементов по объему слитка, возникающее в процессе затвердевания жидкой стали. Дендритная ликвация - химическая неоднородность в пределах каждого зерна, т.е. различие в химическом составе осей и межос-ных участков дендрита. В-третьих, карбидная ликвация - неравномерное распределение карбидной фазы, возникающее в процессе кристаллизации высокоуглеродистых сталей, легированных карбидообразующими элементами. Практически все формы химической и структурной неоднородности металлов связаны с дендритной кристаллизацией [93,94]. Дендрит является наиболее распространенной формой кристаллизации [93,95,96].
Соотношение объема дендритных осей и межосных участков и их ширина (см. схематическое изображение на рис. 1.6) оказывают определенное влияние на микроструктуру стали. Так, параметры кристаллической структуры сказываются па возможных путях перемещения атомов углерода и легирующих элементов при отпуске, изменяя условия карбидообразования. Более прямое влияние на формирование карбидов оказывают участки, обогащенные карбидообразующими элементами и углеродом. Это обогащение зависит не только от склонности элемента к ликвации, но и от его содержания в стали [97,98].
Согласно литературным данным [93], для конструкционных сталей различие концентрации легирующих элементов в осях дендритов и межосных зонах в вес.% может составлять: Ni - -4).8, Мп - -0.2, Сг - -0.2, Мо - -0.15, V - -0.05. Такое отклонение от среднего состава стали должно привести к характеру превращения, морфологические продукты которого не должны сильно отличаться в дендритных осях и межосных пространствах [99].
Усредненная картина у - а превращения при изменении скорости закалки
Все морфологические типы мартенсита различаются морфологией, размерами и внутренней дефектной структурой кристаллов ос-фазы, которые зависят от целого ряда факторов. К ним относятся: размер зерна исходного аустенита, скорость охлаждения, температура аустенизации, химический состав стали [19,23,24,27,38]. Эти же факторы оказывают влияние на переход от одного типа мартенсита к другому [23,24].
Реализуемые на практике условия закалки с печного нагрева сопровождаются выделением частиц цементита в кристаллах мартенсита в процессе их охлаждения от температуры превращения, т.е. процессом «самоотпуска» стали [51]. Размеры частиц выделившегося цементита, их объемная доля и взаимное расположение зависят от типа мартенсита [19,21,22]. Кроме того, установлено [7], что мартенсит-ное превращение практически всегда протекает не полностью. Это приводит к присутствию в материале некоторого количества остаточного аустенита.
Таким образом, закалка конструкционной стали приводит к образованию в материале сложной структуры, а именно, морфологически различных типов мартенсита, остаточного аустенита и частиц «самоотпущенного» цементита.
Настоящая глава посвящена качественному и количественному описанию тонкой структуры и фазового состава литой конструкционной среднелегированной стали 30ХНЗМФА после закалки.
Проведенные исследования показали, что кристаллическая структура матрицы литой закаленной стали ЗОХНЗМФА состоит из двух фаз: а- и у-твердых растворов, а-фаза представляет ОЦК твердый раствор на основе a-Fe. Согласно литературным данным [1,38], закалка сталей подобного химического состава (в условиях отсутствия «самоотпуска») должна сопровождаться тетрагональным искажением кристаллической решетки в результате формирования пересыщенного твердого раствора углерода в a-Fe. Однако на практике закалка сопровождается «самоотпуском» мартенсита, т.е. выделением частиц «самоотпущенного» цементита. Отсюда, тетрагональные искажения кристаллической решетки a-фазы будут выявляться лишь в сталях с концентрацией углерода -0.6 вес.% [19], и поэтому в исследуемой стали a-фаза в закаленном состоянии обладает кубической кристаллической решеткой.
Основной составляющей (-90%) в структуре матрицы закаленной стали является a-фаза - морфологическая смесь пакетного (или реечного) и пластинчатого (низкотемпературного и высокотемпературного) мартенсита, а также нижнего бей-нита.
Пакетный мартенсит - это набор приблизительно параллельных мартен-ситных кристаллов (реек), объединенных в пакеты. Типичные электронно-микроскопические изображения пакетного мартенсита в исследуемой стали приведены на рис.3.1. Пакетный мартенсит занимает основную долю (-80%) а-матрицы.
Выше отмечалось, что закалка стали сопровождается «самоотпуском» материала [51]. «Самоотпуск» приводит к выделению карбидных частиц - цементита внутри мартенситных кристаллов. Образующиеся при «самоотпуске» частицы цементита по форме, местам образования и кристаллогеометрическим характеристикам подобны частицам цементита, выделяющимся при отпуске стали. Как показали проведенные исследования, в пакетном мартенсите процессы «самоотпуска» при закалке стали развиваются неодинаково: наряду с «самоотпущенным» пакетным мартенситом (рис.3.1 а), объемная доля которого составляет -60% от общего объема a-матрицы, в материале присутствуют рейки и даже целые пакты, в которых процессы «самоотпуска» практически полностью отсутствуют (объемная доля цементита в них 0.05 %). Такой пакетный мартенсит является дислокационным (или безкарбидным) мартенситом (рис.3.1 б), образованным в результате у - а превращения [13,16,17,21]. Объемная доля безкарбидного пакетного мартенсита составляет величину -20% от общего объема а-матрицы.
Пластинчатый мартенсит представляет собой отдельно расположенные кристаллы мартенсита - пластины, как правило, не образующие параллельных пачек, что наблюдается в пакетном мартенсите. Пример участка зерна, содержащий пластины мартенсита, приведен на рис.3.2. Как видно из рисунка, отдельные мар-тенситные пластины встречаются двух видов. Первый вид - это большие пластины, которые пронизывают практически все зерно (на рис.3.2 они обозначены как «П в»). Длина таких пластин достигает 20-25 мкм. Из рис.3.2 видно, что лежат эти пластины по отношению друг к другу под некоторыми углами и пронизывают практически все зерно, а размер каждой пластины ограничивается либо границами зерна, либо другой большой пластиной, образовавшейся в этом же зерне. Второй вид пластин - это малые пластины длиной 1.5-2 мкм. Их размер ограничен большими пластинами и пакетами реек (на рис.3.2 эти пластины обозначены как «Пн»). Кроме того, в исследуемой стали присутствует еще один вид высокотемпературного мартенсита - это области, бесструктурные по форме, не содержащие внутри себя ни реек, ни пластин, ни других четко обозначенных границ раздела (на рис.3.2 они обозначены как «П"в»). Располагаются такие области либо на стыках пакетов, либо на стыках пакетов и пластин. Есть основание полагать [21,23], что большие пластины и бесструктурные области образовались при более высоких температурах мартенситного превращения и поэтому относятся к высокотемпературному мартенситу. Малые пластины, образовавшиеся при более низких температурах, - к низкотемпературному мартенситу. Именно по форме, размерам, расположению пластин в зерне, а также по количеству цементита в каждом конкретном случае проведено разделение пластинчатого мартенсита на высоко- и низкотемпературный в катаных сталях с близким химическим составом в работах [20,23,24]. По таким же признакам разделялся пластинчатый мартенсит и в настоящей работе.
Проведенные количественные оценки показали, что объемная доля высокотемпературного мартенсита в а-матрице исследуемой стали составляет величину -3%, а низкотемпературного - -7%. Интересно отметить, что в катаной закаленной стали с подобным химическим составом наблюдается такое же соотношение морфологических составляющих а-матрицы [23,24].
Влияние продолжительности отпуска на поведение карбидной фазы в объеме материала и на границах раздела
Из-за сильного взаимодействия дислокаций и атомов углерода [77,81,85,122,123] эти процессы взаимосвязаны между собой. Необходимо отметить, что если при низкотемпературном отпуске (ниже 550С) образуются лишь карбиды железа такие, как Fe3C, Fe2C, s-Fe3C, Fe5C2 [1,53,56,58,62], то высокотемпературный отпуск (выше 600С) приводит к выделению наряду с карбидами железа частиц специальных карбидов, образованных легирующими элементами [1,55,56,63,64,111]. Причем в сложнолегированных сталях наблюдается образование в основном следующих специальных карбидов: МС, М2С, М7С3, М23С6 [1,56,63,64]. Весьма часто наблюдается параллельное образование нескольких типов карбидов, которые при отпуске взаимопревращаются друг в друга [63,66,111]. В исследуемой стали, как показали проведенные исследования (см. ниже), основными карбидами являются Fe3C и М2С.
Эволюция дефектной структуры исследуемой стали при режимах отпуска, аналогичных режимам, используемым в настоящей работе, подробно рассмотрена в работе [119]. Однако вопросу распада твердого раствора и образованию частиц карбидных фаз в процессе отпуска литой стали как в этой работе, так и в других работах не было уделено практически никакого внимания. В настоящей главе на основании детального экспериментального исследования с применением методов электронной просвечивающей микроскопии и рентгеноструктурного анализа качественно и количественно рассмотрено влияние параметров высокотемпературного отпуска (температуры и продолжительности) на эволюцию карбидной фазы и связи её с дислокационной и субграничной структурой в литой стали ЗОХНЗМФА. Напомним, что отпуску подвергался материал, содержащий в исходном состоянии (после закалки) помимо а-фазы остаточный аустенит (у-фазу) и частицы карбида железа - цементит «самоотпуска». Это означает, во-первых, что распад твердого раствора углерода в а- и у-фазах уже начинается в процессе закалки и, во-вторых, в ходе отпуска может произойти диффузионное у - а превращение. Напомним режимы термической обработки, исследованные в настоящей работе: после закалки от температуры 950С (5 часов) с охлаждением на воздухе проводился отпуск при температурах 600, 635 и 660С продолжительностью от 1 до 100 часов (с охлаждением на воздухе).
Проведенные исследования показали, что после отпуска при температуре 660С в течение от 1 до 11 часов структура матрицы стали представлена пакетно-пластинчатым отпущенным мартенситом. Остаточный аустенит (у-фаза) сохраняется лишь в небольших количествах. После отпуска в течение 100 часов остаточный аустенит в материале полностью отсутствует. Тем самым, структура стали из мартенситнои превращается в феррито-карбидную смесь. Тем не менее, в материале всегда присутствуют границы, унаследованные от мартенситнои структуры и сильно измененные. Поэтому данную структуру можно называть мартенситом отпуска или, иными словами, отпущенным мартенситом.
Параметр кристаллической решетки а-фазы при отпуске в течение 1 часа уменьшается с величины аа = 0.28702 ± 0.00005 нм до аа = 0.28675 ± 0.00005 нм и далее при увеличении продолжительности отпуска практически не изменяется (рис.4.1). Его значение в отпущенном состоянии соответствует содержанию растворенного в а-твердом растворе углерода менее 0.005 вес.%. Это свидетельствует о том, что карбидообразование в исследуемой стали происходит в основном за счет углерода, выделившегося из а-твердого раствора, осажденного на дефектах кристаллической решетки (дислокациях, границах зерен, пакетов и отдельных кристаллов а-фазы, субграницах) и освобождающегося при распаде остаточного ау-стенита.
Структура отпущенной при 660С а-фазы представляет собой в основном смесь частично отпущенного пакетного и пластинчатого низкотемпературного и высокотемпературного мартенсита. Типичные примеры наблюдения этих структурных составляющих а-матрицы исследуемой стали, отпущенной при температуре отпуска 660С и различной продолжительности приведены на рис.4.2.
Основной структурной составляющей а-фазы является отпущенный пакетный мартенсит. Если в результате «самоотпуска» после закалки 20% от общего объема а-матрицы составлял бескарбидный пакетный мартенсит, то отпуск уже в течение 1 часа приводит к тому, что внутри всех мартенситных реек начинается выделение карбидной фазы, т.е. при отпуске 660С, 1 час бескарбидный мартенсит в структуре а-фазы отсутствует полностью.
В пакетном «самоотпущенном» мартенсите отпуск в течение 1 часа приводит, во-первых, к дополнительному выделению частиц цементита внутри реек, во-вторых, к выделению цементита на их границах в виде длинных тонких прослоек и, в-третьих, к образованию частиц специальных карбидов. При дальнейшем увеличении продолжительности отпуска частицы цементита внутри и на границах реек начинают растворяться, а освободившиеся при этом атомы углерода идут на все большее образование карбидов специального типа. И при отпуске в течение 100 часов в отпущенном пакетном мартенсите присутствуют лишь частицы специальных карбидов. Таким образом, можно утверждать, что при отпуске стали цементит оказывается нестабильным, а специальные карбиды - стабильные (подробнее см. ниже).
В пакетном нижнем бейните отпуск приводит, с одной стороны, к растворению частиц цементита, с другой стороны - к выделению частиц специальных карбидов. Поэтому диагностировать наличие пакетного бейнита в стали при отпуске можно лишь по расположению частиц цементита (рис.4.3). Напомним, что частицы цементита в бейнитном кристалле располагаются вдоль одного направления и при этом между кристаллическими решетками а-фазы и цементита выполняется ориен-тационное соотношение Багаряцкого.
