автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Изучение стабилизации аустенита и бейнитного превращения в углеродистых легированных сталях с применением термодинамики твердых растворов

ЧЕЛЯБИНСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ТЕХНИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ

На пвавах рукописи БАЕВ Алексей Игоревич ,

ИЗУЧЕНИЕ СТАБИЛИЗАЦИИ АУСТЕНМТА И БЕЙНИТНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ В УГЛЕРОДИСТЫХ И ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЯХ С ПРИМЕНЕНИЕМ . ТЕРМОДИНАМИКИ ТВЕРДЫХ РАСТВОРОВ.

Специальность 05.16.01.- ТеталлоЕедение-и термическая

обработка металлов"

Автореферат диссертации на соискание ученой степени -кандидата технических наук

Челябинск- 1992

Работа выполнена в Челябинском государственном техническом университете.

Научный руководитель - доктор физико-математических наук

профессор Д.А. Мирзаев.

Официальные оппоненты: доктор технических наук

профессор Фарбер Б.М.

кандидат технических наук доцент Пейсахов Ю.Б.

Ведущее предприятие - Научно-исследовательский институт

металлургии.

Защита состоится " 6 « мая_ 1992 г., в 14-00, на

заседают специализированного совета Д - 053.13.04 по присуждению ученой степени кандидата технических наук в Челябинском государственном техническом университете по адресу: 454080, г.Челябинск, проспект им. В.И. Ленина, 76.

Автореферат разослан " ;592 г.

Ученый секретарь специализированного совета доктор физ.-мат. наук

Лд.А. Мирзаев / '

,"

1 ЧУЪ •ГТГД'.-Л-

свртаций ¡Актуальность работы. В практике' термической обработки широкое распространение приобрели ступенчатая и изотермическая закалка - операции, которые резко позеоляют уменьшить урове.чъ остзточ-них напряжений и повысить прочность закалешшх изделий. В основе изотермической закалки лежит промежуточное (бейнитное) превращение; в случае ступенчатой закалки, заключающейся в выдержке' над М , и последующем охлаждении, может происходить' стабилизация аус-тенита. Объяснение и управление этими видами термообработки требует развития теорий бейнитного превращения и стабилизации аустенита, которые в настоящее время разработаны яьно недостаточно.

В случае ступенчатой закалки в ходе изотермической шлерж-и выше мартенситной точки ьозмохно протекьние процессов термической стабилизации аустенита, влияющих впоследствии на параметры мар тепситного превращения и, следовательно на свойство после закалки. С термодинамической точки зрения, сшиошс мокно объяснить изменением относительной стабильности 7- и а-фаз. а та; ^е термодинамического стмула превращения. На величину последнего могут влиять: образование атмосфер Котрелла на дислокациях, релаксация упругих напряжения, выделения дисперсных фаз, уничтожение пред-мартенситных зародышей и т.д. Одним из важных факторов, изменяющих свободные энергии аустенита и мартенсита, является ближнее упорядочение. Однако до настоящего времени вопрос о количественной, и даже качественной связи процессов ближнего упорядочения с . термической стабилизацией рассмотрен ко был. К изделиям, для которых часто применяют изотермическую и ступенчатую закалку, относятся и штампы, изготавливаемые из сталей, легированных сильными карбидообразующкми элементами. Вязкость 'и прочность штампов в значительной мере зависит от количества остаточного аустенита, а последнее определяется в том числе и процессами стабилизации при ступенчатой закалке. Экспериментальное и теоретическое изучение стабилизации аустенита открывает возможность сознательного управления количеством остаточного аустенита и М^, а в конечном счете - и свойствами сталей.

Рассматриваемые в работе проблемы бейнитного превращения актуальны в теоретическом отношении, поскольку до сих пор не получил всестороннего объяснения давно установленный факт образования верхнего и нижнего бейнита, несколько различащихся по структуре

к глазным образом - по форме и местам выделений карбидной фазы. Несомненно, что особенности этих' структур определяются различными условиями роста кристаллов и перераспределения углерода между а-и 7-фазами в рамках единого механизма - диффузионно- контролируемого сдвига при неравновесных граничных концентрациях.

Цель и задачи работы. Конкретно в работе поставлены следующие задачи.

1 .Разработка теории стабилизации аус-тенита бинарных сплавов замещения, углеродистых и легированных сталей, учитывающей ближнее упорядочение атомов при выдержке над Мн.

2.Экспериментальное исследование процессов стабилизации аус-тенита, в том числе и с целью проверки выводов теории.

3.Разработка теории бейнитного превращения, отражающей структурную и морфологическую близость кристаллов мартенсита и нижнего бейнита, и поэтому предпологающей единое термодинамическое условие начала роста. >

4.Расчеты изотермических диаграмм превращения аустенита в промежуточной области на базе теоретического анализа скорости роста кристаллов бейнита и сопоставление их с опытными диаграммами для проверки правильности теоретических моделей.

Научная новизна. 1.В рамках квазихимического приближения теории бинарных твердых растворов замещения й тройных растворов замещения - внедрения в аустените развита новая термодинамическая модель, которая позволяет связать термическую стабилизацию аустенита с ближним упорядочением атомов легирующего элемента и углерода, протекающем при изотермической выдержке выше М . Выводы.новой теории для двойных (Ре-Ш.) и тройных (Ре-Сг- С) сплавов' подтверждаются экспериментальными результатами. Теоретически иссле-довзно влияние режима охлаждения на мартенситную точку сталей, легированных различными элементами.

2.Предложена новая термодинамическая, модель бейнитного превращения в сталях, предпологакяцая, что механизмом роста а-фазы является диффузионно контролируемый сдвиг при неравновесных пригра-н;тч?шх концентрациях углерода, определяющих термодинамическую силу (стимул), действующую на'межфазную а/7 границу. Предпологается что при росте кристаллов нижнего бейнита на границу действует термодинамическая сила, такая же, как и при бездиффузионном мар-

тепситном превращении. Формирование верхнего Сейнита, рассматривается в рамках модели параравновесия с учетом энергии искажений.

3.Предложена теория расчета изотермических диаграмм распада переохлажденного аустёнита по бейнитной ступени, удовлетворительно согласующаяся с экспериментом.

Практическая значимость. Сделаны оценки степени стабилизации аустеннта для разли1- ¡ых режимов охлаждения и иготер?д:ческой выдержи, которые могут использоваться при ступенчатой закалке разнообразных легированных сталей. Оптимизированы регккмы термообработки ята'лпов из стали Х12М, позволимте повысить стойкость инструмента в 3-4 раза. Предложенная технология внедрена ¡га Екатеринбургском заводе ОШ с годовым экономическим аффектом 45000 рублей. Разработанные автором в ходе выполнения диссертационной работы программное средства, позволякцие: моделировать процессы ступенчатой закалки, определять фазовый состав и твердость закаленной стаж! по ее составу а температуре аустенитизации, строить диаграммы изотермического распада аустёнита по Оейнитной ступени, Енедропц в ПЗЛ ЧМК и приняты к внедрению на моторном заводе ПО "ЧТЗ им. В.И.Ленина" с ожидаемым годовым экономическим эффектом з 35000 рублей.

Апробация работы. Результаты работы докладывались на XI интернациональной студенческой конференции по металловедению (Львов, 1985); V всесоюзном совещании "Диаграммы состояния метал-,лических систем (Москва, 1939); Республиканской конференции "<Гл-зико-химические основы производства металлических сплавов" (Алма-Ата, 1990); VII.^Международной конференции по-термообработке металлов (МоскЕа, 1990): Всесоюзной научно-технической конференции молодых ученых "Создание и освоение экологически чистых ресурсосберегающих технологий в черной металлургии" (Донецк, 1991); Всесоюзной конференции по мэртенситшм превращениям в твердом теле (Косое, 1991); ежегодных научно-технических конференциях Челябинского политехнического института имени Ленинского комсомола (1937...1990).

Публикации. По теме диссертационной работы опубликовано 15 работ.

Объем Работы. Диссертация состоит из Бведения. чотнрех глав, обьих выводов, списка использованных источников. Работа содокг.гг

110 страниц машинописного текста, 74 рисунка, 11 таблиц, список использованных источников из 180 наименований , 11 страниц приложений. Общий объем диссертации 195 страниц.

1.Материал и методика исследования.

Исследования термической стабилизации проводились на образцах, изготовленных из прутков диаметром 10 мм промышленных плэ'эк сталей Х12М, 30X13 и 40X13. '

Магнитометрические исследования осуществлялись на магнитометре. Д.С.Штейкберга с целью определения влияния времени изотермической выдержки при различных температурах выше M на положение мартенситной точки исследуемых сталей.

Микроструктурные исследования проведены с помощью микроскопа "НЕ0Ф0Т--2". Рентгенографическое определение количества остаточного аустенита проводилось по общепринятой метдике количественного фазового' анализа на дифрактометре УРС-50ИМ.

Все математические расчеты осуществлялись на персональной ЭВМ 1БК PC/AT-286. Программы арифметических расчетов написаны на -языке программирования "FORTRAN-IV". Графическая обработка результатов расчета реализована на.компиляторе "TURBO-BASIC"

2. Роль ближнего упорядочения в термической

' .стабилизации аустенита

•2.1.Термодинамическая модель.

Для характеристики ближнего порядка в тройных ГЩ растворах ?в-7.-С, где через X обозначен элемент,образующий с железом раствор замещения, введены параметры порядка в расположении ближайших пар атомов:

VNFe-X/N16FeV Cl а) .

VWWsî <1б>

P3=NFe-C/NieFeZ3>

где N т - число пар железо-легирующий элемент замещения; К

-число позиций подрешетки замещения; 9?е=Н:ре/Н1 - доля атомов, а Г1Ре - число атомов железа в подрешетке замещения; г1-координационное число этой подрешетки; N - число пар углерод-свободная пора; N - число всех(занятых и свободных) пор; 0с=мс/К2 - степень заполнения пор;' гр - координационное число подрешетки внедрения; - число пар железо-углерод; г -число

ближайших пор около атома подрешетки замещения.

Параметр Р1 характеризует ближний порядок Ре - X в подрешетке замещения, Р£ - углерод - свободная пора в подрешетке внедрения, а Р3 отражает корреляцию в расположении атомов углерода к легирующего элемента X.

В рамках квазихимического приближения теории твердых растворов получены выражения для температурной и концентрационной зависимости параметров порядка в равновесном состоянии (Кожеуров В.А., 1965; Мак-Леннон Р.Б., 1971; Штремель м".А., 1978):

-1+У1

Р? =- ; (2)

-Т+-/1+4вс<1-9с)}п2

=- ; (3)

2

29А

р'

О

-№3(1-ере-ес)+1 ]+/ [Ьз(1-вре-в0)+1 ]г+4бревсЬз

где Ь1=ехр(-е1/НТ)-1; е1=ере_Ре+ех-х~2Ере-х ~ экеРгия Упорядочения бинарного раствора замещения; Ь^ехрС-Е /Ш!)-1; в - энергия связи углерод-углерод; !13=ёхр(-е3/НТ)-1; е3=Ех_с-£ре-с ЭН0Ртая упорядочения примеси- внедрения; И - универсальная газовая постоянная; Т - температура,' К.

Рассмотрим случай, когда- образец охлаждается бесконечно быстро от температуры Тд, расположенной в аустенитной области до температуры Т3 немного выше Мц, выдерживается при температуре ?в> а затем производится измерение Мн. Параметры порядка Р^ (1=1,2,3), принявшие равновесные значения при аустенитизации не

, могут измениться при мгновенном охлзждении образца. В дальнейшем в ходе изотермической выдержки будет происходить изменение этих параметров до равновесных при этой температуре значений Р®. Развитие ближнего порядка сопровождается уменьшением свободной энергии 7~фазы.-3а время выдержки г это изменение составит '

(5)

Можно показать что в расчете на 1 моль сплава:

ДР(т)=-

1 Ре

2(1+ес)

1(Р|-Р. (г))/560 Ег-(Р^-?-(Т)) - 2зеГе£3(рА_р_(т))

\ 1 1 ом^о ^ с с -|+д - о

2(1+ес)

-^[ь, (Р, ОО-Ь, (Р^)+Ъ2(Рг(1:)-Ь2(Р^)+Ь3(Р3(т)-Ь3(Р^)], (6) где введены обозначения:

Ь1

М^Ре^е*

2(1+ес)

[ 2(1+0 ) ] 1+8

1п

■21еРеР1]

1+0

2(6о+1) [. 2(9с+1)

с

(6а)

2(1+8с)

2(6+1)

ь (Р -*г»с ) ф^^оА] + гагс^г 1п

2 2 ом^о N [ 2(1+еп) ] 1+е

Г

с

+ 2г9с 1пРгес (1-рг>

2(6о+1)

1+е,

' (бб)

Т. Л» > 23^-9Ре-УР36Ре) .Л^^Ре^Ле)] +

33 1+ес [ 1+ес

•238РеР3 1п[236РеР3

1+0С

1+е

с -1

е^.(1-Ро)

3 Ре

1П

6 +1 с

239Ре<1-Р3>'

6 +1

9С +1

щ

"2з<ес- -Р30Ре)]

бг +1

- (6в')

Для описания кинетики ближнего упорядочения тройных сплавов

в работе использована теория МГА.Штремеля (1978 г).

Р1(г)=Р®+{Р^-Р?)гаф(-т1/т01). ■ (7)

(1=1,2,3)

где Р - текущее значение параметра порядка в момент времени т; т - характерное время изотермического упорядочения.

Ввиду бездиффузионного, кооперативного механизма образования мартенсита он наследует ближний порядок, существовавший в аусте-ните к моменту начала 7 -» а превращения в первой координационной сфере. Соответственно изменение ближнего порядка в 7-фазе оказывает влияние на величину свободной энергии а-фазы. Однако, Евиду того, что в а-фазе энергетические параметры межатомного взаимодействия отличаются от таковых для ГЦК- раствора, то изменения свободных энергий ДР^ и ДР01 у 7- и а-фаз могут отличаться не только по величине, но и знаком, и это обстоятельство должно приводить к смещению мартенситной точки, равному

-(АрТ-АГа)/ДЗ^а (8) •

•где ДзТ*а=10.-4 Дж/моль-К - разность молярных энтропий 7-фззы и •мартенсита. В формуле (8) изменения свободной энергии 7- и а-фаз, вследствие ближнего упорядочения - АР? и ДРа определены по отношению к состоянию," получающемуся при бесконечно быстром охлаждении без. выдержки.

Предложенная модель была использована для объяснения термической стабилизации аустенита при выдерзрсй выше Мд, которая может наблюдаться на практике при ступенчатой закалке.

2.2.Голь процессов ближнего упорядочения в стабилизации аустенита железо-никелевых сплавов.

Большинство экспериментальных работ по изучению термической стабилизации аустенита, мартенситного превращения выполнено на сплавах системы Ре-Ш., в которой мартенситное превращение наблюдается для широкой области состава - от 10 до 34% N1, соответственно мартенситная точка распологается от 800 до О К, а 7-»а превращение не осложнено появлением каких-либо дополнительных фаз, например Ре3С у сталей.

Имеются обширные литературные данные, свидетельствующие об изменении параметров ближнего порядка в сплавах Ре-Ш-С е ходе изотермических выдержек выше Мц. И Есе же вопрос о том, упорядочение каких-элементов - замещения или внедрения вызывает термиче-' скую стабилизацию аустенита до настоящего времени рассмотрен не был. В рамках разработанной термодинамической модели были проведены расчеты зависимости ДМ^эффекта, от режима ступенчатого охлаждения при закалке для сплава Ре-ЗОЯ N1.

В целях оценки соответствия предлагаемых расчетов действительности было проведено экспериментальное изучение влияния изотермических выдержек аустенита сплава Ре-30% N1 на положение М^. Образцы этого сплава аустенкзировались в течение 1 часа при 1100°С, затем закаливались в воду, после чего нагревались до исследуемой изотермы и после выдержек в 1, 3, 24 и 72 часа охлаждались в воде. Измерение М осуществлялось немедленно после охлаждения (М

"И Н

после закалки от 1100°С составила -36°С.). Экспериментальные данные и результаты расчета сведены на рис.1. Наблюдается сравнительно неплохое согласие теории и-эксперимента.

Представленные теоретические расчеты в сопоставлении с экспериментальными данными позволяют сделать- вывод о важной роли процессов ближнего упорядочения атомов никеля и железа в термической стабилизации аустенита ]?е-Ш.' сплавов. У тех безуглеродистых сплавов, для которых энергия взаимодействия атомов легирующего элемента с железом невелика и отрицательна, термическая стабилизация аустенита не может быть связана с изменением ближнего порядка.

2.3.Влияние- процессов ближнего упорядочения на мартенситную точку тройных Ре-Х-С сплавов.

.Ввиду разной диффузионной подвижности атомов замещения и внедрения стабилизация аустенита в тройных системах железо-' угле-род-лзгирующий элемент, замещения, связанная с изменением ближнего порядка, протекает в два этапа. Более быстрым оказывается пвре-расдределение атомов внедрения. Температурные интервалы, в которых возможна экспериментальная регистрация ¿^-.эффектов, связанных с изменением ближнего порядка, также значительно различаются

Кинетика изменения М„ сплава Ре-30й N1 в.ходе н

изотермической выдержки при 500°С.

-20 -40 -60

10° 10г 10* т,с

1-эксперимент; 2-расчет.

Рис.1. '

для подрешеток замещения и внедрения. Кроме того упорядочение атомов замещения дает существенные значения Л^-эффекта лишь для легирующих элементов, имеющих относительно высокую энергию 'взаимодействия с железом в 7-фазе. Для таких растворенных в железе элементов, как Сг, Мо, 57, V и т.д. можно пренебречь влиянием процессов ближнего упорядочения на стабилизацию аустенитэ. Однако ввиду высокой энергии взаимодействия атомов этих элементов с углеродом оказывается, что изменение ближнего порядка в подрекетке внедрения дает существенно больший вклад.

В работе рассчитано воздействие ближнего упорядочения углерода на мартенситную точку сталей, легированных ГС.СгДо.У, A1.N1, Со.Мп. Для всех восьми систем теория предсказывает понижение мартенситной точки-при выдержке выше М^. Чем сильнее связь углерода и легирующего элемента замещения, тем больший по величине АМ^- эффект. '

В -условиях охлаждения с конечной скоростью то в какой-то мере происходят процессы изменения ближнего порядка еще до выхода на изотерму, однако достигнутые по окончании охлаждения значения параметров порядка Р® все же будут отличаться от равновесных значений Р®, соответствующих температуре закалочной среды. Если принять за исходное значение положение мартенситной точки при беско-

нечно медленном охлаждении (когда процессы ближнего упорядочения завершаются полностью в течение охлаждения), то увеличение скорости, приводящее к подавлению диффузионных процессов ближнего упорядочения, должно приводить' к повышению llí^. Расчеты изменения ' ближнего порядка в этом варианте были выполнены числовым интегрированием уравнений (7) после замены непрерывной кривой охлаэдения Т(г) на ступенчатую. Детали расчета даны в [3].

У сталей, легированных некарбидообразующими элементами, величина АМ^-эффекта, связанного с перераспределением углерода невелика (не более 10 К при скорости 105 К/с), однако в сплавах, легированных Сг, Мо, V и W увеличение скорости от 0,1 К/с до 103 К/с (охлаждение в соленой воде) может вызвать повышение Мд на 3050° в зависимости от состава стали. Подобные эффекты могут приводить' к значительному изменению количества остаточного аустенита в закаленной стали, что несомненно нужно учитывать при назначении режима термообработки. _ ,

Полученные результаты были использованы для объяснения термической стабилизации аустенита при выдержке выше М^ которая может наблюдаться на практике при ступенчатой закалке. Если принять за исходное значение мартенситную точку, соответствующую только охлаждению из аустенитной области до изотермы, но с конечной скоростью, то при изотьрмической выдержке должны протекать процессы ближнего упорядочения, которые, будут приводить к смещению М^, но лишь в той мере, в которой процесс упорядочения не был завершен непосредственно в ходе охлаздения. Чем выше скорость охлавдения, тем в большей степени задерживаются процессы ближнего упорядочения за период охлаждения и тем значительней они будут протекать во время изотермической выдержки выше М^ что вызовет ее интенсивное смещение. В частности, максимальные ДМн-эффекты в легированных Сг, Мо, W и V сталях при использовании режимов,'доступных в практике термообработки'составляют по нашим оценкам: 30, 60, 70 и 80 °с соответственно, что нужно учитывать при назначении режима термообработки.

Проведенное в работе экспериментальное исследование влияния стабилизирующих выдержек'переохлазденного аустенита сталей 30X13, 40X13 и Х12М показало, что явление термической стабилизации в этих сталях действительно имеет место. Однако, на стабилизации

оказывает влияние выделение карбидов и распад аустенита на бей-нит. Но для тех температурно-временннх интервалов, где эти процессы не получали развитие, наблюдалось неплохое согласие теории и эксперимента, то-есть проявление механизма ближнего- упорядочения. Следует только отметить, что предлагаемый в работе механизм термической стабилизации экспериментально наблюдаем в интервале температур 150-700°С. Выше 700°С перераспределение примесей протекает за время менее 1СГ2. с и его экспериментально зарегистрировать невозможно. Ниже 150°С диффузия углерода в аустените, а тем более легирующих элементов замещения проходит настолько медленно, что для завершения процессов требуются месяцы и даже годы. Введение в сталь некарбидообразующих легирующих элементов слабо влияет на термическую стабилизацию аустенита, связат"ную с изменением ближнего порядка внедрение-замещение. Однако изменение в -располо-- жении атомов железо-легирующий элемент замещения может оказывать существенное воздействие на положение мартенситной точки после стабилизирующих выдержек, особенно в сталях, легированных никелем.

Предложенный механизм стабилизации в некоторых случаях является основным, и тогда наблюдается удивительно хоре лее согласие между теоретическими расчетами и экспериментальными результата;®, как, например, для сплава Ре-ЗОЖ при температурах 400-800 °С или сталей 30X13 и 40X13 в температурном интервале 200-300 °С.

3.Термодинамические проблемы бейнитного превращения.

3.1.Термодинамичеекая модель. .

• На основе работ Кана, Ррйтбурда, Хиллерта о природе еысоко-'температурных сдвиговых превращений, а также литературных данных о структуре бейнитных кристаллов, в работе высказана гипотеза о том, что рост кристаллов верхнего и нижнего бейнита различается модой движения межфазкых границ и, соответственно - межфазных дислокаций: неконсервативное скольжение (переползание) по механизму миграции уступов для верхнего -бейнита и.консервативное' скольжение сетки дислокаций для нижнего бейнита. Иначе говоря, характер движения межфазных дислокаций для нижнего бейнита принят таким-же,

как и для мартенсита. Бездиффузионное мартенситное. превращение начинается при такой температуре М^, когда движущая сила Р=ДСт~а достигает определенного критического уровня ДСз. Такой же стартовый уровень термодинамической силы принят и для роста кристаллов' нижнего бейнита. Но так как температурная область образования бейнита расположена над Мн, то для достижения требуемого стимула необходим перепад концентраций углерода между 7- и а-фазами, тем больший, чем выше над М^ расположена рассматриваемая температура распада 7-фазы. Величина термодинамической силы на границу при неравновесных приграничных концентрациях равна *':

/ = = 4~[сТ(Ф - С<Х(;Ф _ (Х1 ~ г! ) (9)

ум V

где V - молярный объем.

Проведя необходимое в (9)-дифференцирование и учтя то обстоятельство, что атомы углерода в мартенсите находятся в упорядоченном состоянии (ДСу^р), получим выражение для силы на межфазную границу.

Р=ЛЫ= (с]е-с£е (33.8Т-6811 о )ЛнтЛп—+

Эту величину мы будем рассматривать как работу, необходимую для перемещения межфазной границы, то есть затраты энергии на создание -упругих по лей, образование дислокаций и микродвойникбв в аустените и мартенсите и прохождение границы через- приграничные участки аустенита с высокой плотностью дислокаций.

Как показывают электронномикроскопические исследования, кристаллы нижнего бейнита и-мартенсита весьма похожи в морфологичес-

* )/-т'еРм°Линамическая 'сила,- действующая на единицу площади межфазной.границы." Поскольку при перемещении на расстояние <3п любого участка границы <3а- по -нормали совершается работа /йайп=/ЗЧ, то величина имеет смысл работы изотермического образования

1 моля а-фазы.

ком отношении. Близки и плотности дислокаций в этих, структурах. Поэтому' термодинажческий стимул, оцененный для мартенсита в 1350 Д:к/моль, можно принять и в качестве стартовой термодинамической силы, необходимой'для"роста кристаллов бейнита.

Расчеты показали, что такой термодинамический стимул (1350 Дж/моль) может быть достигнут для различных пар и зР (¿х < л^5 < Для того, чтобы сделать Еыбор однозначным, был

С С С

использован принцип максимальной скорости роста: для всевозможных пар х^ и з? были вычислены скорости V при • данной температуре и выбраны в качестве граничных те концентрации, при которых V максимальна .

После определения граничных концентраций углерода были рассчитаны с использованием теории Хиллерта-Триведи температурные зависимости скорости роста нижнего бейнита для углеродистых сталей (рис.2-3 кривые 1). Они имеют верхнюю и нижнюю границы. В качестве первой выступает мартенситная точка чистого железа 813 К. Нижней границей является мартенситная точка рассматриваемой стали, при этой температуре расчет дает значение У+со. ■ Максимум скорости роста расположен в промежутке между ними.

На рис.2-3 кроме расчетных кривых нанесены экспериментальные данные скорости роста бейнитного феррита. Как видно, согласие теории И'эксперимента вполне удовлетворительное. В случае сталей, для которых отсутствуют~экспериментальные данные о скорости роста .кристаллов а-фазы, адекватность расчетных данных можно оценить основываясь на . диаграммах изотермического распада аустенитз (см.киже). Отметим, что для всех исследуемых-сталей, совпадение расчета с данными диаграмм практически полное.

Предложенная теория роста кристаллов нижнего бейнитного феррита может объяснить и некоторые структурные особенности, например, выделение карбидов внутри а-кристаллов, что свидетельствует о пересыщении по углероду, как это следует из термодинамических расчетов.

Для оценки скорости роста кристаллов верхнего бейнита также была использована теория Хиллерта-Триведи, но в рамках допущения о локальном равновесии углерода. Трение на межфазной а/7 границе существует и при росте верхнего бейнита,,хотя .и в меньшей степени, чем для мартенсита. Пусть через Е обозначены затраты энергии

Температурные зависимости скорости роста Сейнита для углеродистой стали, содержащей 0.5 %С.

Т,К

800

600 400

Ю-8 10~б 10~4 У,см/с

1-нижний бейнит; 2-верхний бейнит; о - экспериментальные данные.

Рис.2. •

■Температурные.зависимости.скорости-роста бейнита для углеродистой стали, содержащей 1.43

Т,К

. 800 600 400

Ю-9 10"7 Ю-5 V, см/с

1-нижний бейнит; 2-верхний бейнит; о - экспериментальные данные.

Рис.3.

у

— Г"

1 "

)

^<2

-при передвижении уступов на межфэзной границе, тогда .необходимый для роста термодинамический стимул Р-Е. Соответственно этим условиям Еыра;;:ения связи химических потенциалов углерода и железа в а- и 7-фазах згмеют вид:

Г рЧгЪ^^) •

С С С С

Решение этой системы уравнений определяет приграничные кошдентва-ции хУ и з^. Учет энергии трения (торможения) Е, оцененной нами г 400 Дж/моль, эквивалентен согласно уравнений (11) как-'ы снижению температуры равновесия 7- и сх-фаз чистого железа с 910 до 720°С*1 и смещению граничных линий СБ и СР двухфазной области на диаграмме Ре-С вниз и влево.

Результаты расчета скорости роста кристаллов верхнего бейни-та также даны на рис.2-3 (кривые 2). Второй максимум скорости роста (для верхнего бейнита) расположен на 100-150 К выше первого (для нижнего бейнита).

В рамках предложенной модели в работе рассмотрено образование бейнитного феррита в хромистых сталях, модель расширена для тройной системы. Влияние легирующих элементов замещения на кинетику роста бейнитных кристаллов сводится к изменению коэффициента диффузии, граничных концентраций, энергии искажений Е (Еерхний бейнит) и движущей силы Р (нижний бейнит).

3.2.Расчеты кинетических диаграмм промежуточного распада аустенита.

Для расчета диаграмм использована высказанная Ройт'урдсм и .Лобовым гипотеза о том, что длительность инкубационного периода превращения определяется периодом нестационарности,зарождения, то есть тем временем, которое требуется развивающемуся зароджву, чтобы преодолеть интервал Еблизи барьера зарождения. По Лобову, продолжительность периода нестационарности тд:

* ^ри 720°С 7-»а превращение в высокочистом железе впервые реализуется-по механизму кооперативного роста.

V

5.4 х

ы°3 от^ДС2

езрГи/КГ)

(12)

где: к-постоянная Больцмана; Т-абсолютная температура; о^-ловерх-постное натяжение; АО-изменение свободной анергии на единицу объема при образовании зародыша новой фазы; и-энергия активации; у-частота атошшх перескоков; г-атомный радиус

Если учесть, что скорость роста кристаллов новой фазы V в рамках теории Любова

1биг*е-и/кг.у

Дй,

(13)

(14)

V- -

9КГ

то легко показать, что

1=4.8 н и

где ркр- критический размер зародыша. Выражение (14) было использовано для расчета кривых начала бе'йнитного превращения в хромистых сталях. И в этом случае степень согласия расчетов с экспериментально построенными диаграммами изотермического распада пере-охлазденного аустенита достаточно высока.

Т,°С

450

400

350

300

Изотермические диаграммы распада переохлажденного аустенита по II ступени хромистых сталей. Т,°С

500

V

-2

(Г к

N.

400

300

'—Т~

. •

10й 101 10е. ' 10 Время,с

а)0.45 %С, 3.52%Сг.

10

10'

10

Ю-3

Время,с 6)0.4% С, 1.91ЙСГ..

1-экспериментальные данные, 2,3 - расчет.

Рис.4.

- 19 -

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ И ИТОГИ РАБОТЫ.

'1. Предложен механизм стабилизации аустенита, учитывающий кинетику установления равновесного ближнего порядка в расположении атомов углерода, железа и легирующего элемента замещения. В рамках квазихимического приближения теории твердых растворов по. лучены уравнения, сг взывающие изменения свободных энергий 7- и а-фаз, а также смещение мартенситной точки с энергиями взаимодействия компонентов в твердых растворах, временами релаксации процессов упорядочения в системах атомов, растворенных по типу замещения и внедрения и характеристиками режима охлаждения при закалке.

2.Времена установления равновесного порядка взаимодействующих ' пар атомов железо-легирующий элемент замещения, углерод-незанятое междоузлие и легирующий элемент-углерод существенно различаются. Они в первую очередь зависят от коэффициента диффузии соответствующей примеси. Поэтому различны и температурные области реального протекания того или иного вида упорядочения. Ближнее упорядочение в расположении атомов замещения доступно для 'экспериментального наблюдения в области температур 400-700 °С. Перераспределение углерода протекает более быстро. Ниже и температурный ' интервал; экспериментальной регистрации этого процесса 150-350°С.

3. Для бинарных растворов замещения на основе железа теория .предсказывает, что эффект стабилизации, вызванный ближним ••упорядочением, должен проявляться только для' тех сплавов, у которых одновременно велики энергии взаимодействия железо-легирующий элемент .замещения в 7-фазе и разность -'энергий взаимодействия компонентов в 7- и а-фазах.

4.Для сплавов Ре-Ы1 теория предсказывает значительное влияние процессов ближнего упорядочения на мартенситную точку. Эксперименты по стабилизации, проведенные на сплаве Ре- 303 N1 действительно выявили существенное (порядка 40°С) смещение Мд, зависящее от температуры и длительности стабилизирующей выдержки. Рас-четые зависимости эффекта стабилизации находятся в близком соответствии с экспериментальными результатами, и это обстоятельство свидетельствует в пользу предлагаемой модели.,

5.Теория предсказывает, что в случае тройных сплавов железо-

легирующий элемент замещения - углерод, помимо стабилизации 7-фазы, связанной' с упорядочением атомов легирующего элемента, аналогично бинарным сплавам, при более низких температурах существует иной' механизм стабализации,- обусловленный приемущественным расположением атомов углерода вблизи атомов сильных карбидообра-зующих элементов (Сг, Мо, «V, V и т.д.). Величина эффекта стабилизации определяется .разностью энергий связи легирующий элемент -углерод в 7- и а-фазах и концентрацией растворенных элементов. При легировании сталей некарбидообразуюцими элементами вклад ближнего упсрядочешя атомов углерода в термическую стабилизацию невелик.

6.- На процесс термической стабилизации аустенита хромистых сталей XI2М, 30X13.и 40X13 при выдержке существенное влияние оказывают выделение карбидов и бейнитное превращение. Однако, в тех температурно-временных интервалах выдержки, где этого влияния удастся избежать, наблюдается хорошее согласие экспериментальных и расстлтанннх по предлагаемой модели значений Мн, свидетельствующее о проявлении рассматриваемого механизма стабилизации, свя-' занного с упорядочением атомов углерода.

7.Варьирование скорости охлаждения в пределах от 10~г до 10° К/С может приводить к смещению Мн, достигающего 100°С в зависимости от состава сплава. Выдержка образцов при изучаемой температуре может привести к стабилизации аустенита в тем большей степени, чем слабее прешло упорядочение в процессе охлаждения от температуры аустениткзации, вследствие чего АМН-эффекты при охлаждении и. выдержке оказываются взаимосвязянными.

8.Высказаны предположения, основанные на многочисленных литературных данных, что формирование кристаллов верхнего и нижнего бейнита отличается между собой модой миграции межфазной границы пли .-.йжфазных дислокаций. 3 случае верхнего бейнита - это перемещение дислокационных уступов при относительно невысоком движущем стц-.г/ л& Е, определяемом энергией упругих искажений. Для штате го бейнита - консервативное скольжение межфззных дислокаций пои высокой дв?..!:у£8й силе Р, равной термодинамическому стимулу мартен-ситного превращения.

. Э. Необходимый для движения межфазной а/7 границы кристаллов нИ'Клего бейнита стимул Р может быть достигнут для различных пар

.значений концентраций углерода с обеих сторон раздела.7- и а-фаз.

, Для того, чтобы сделать выбор однозначным был использован принцип максимальной скорости роста. Чем выше температура образования кристаллов нижнего бейнита отстоит от М , тем больший по величине перепад концентраций углерода на мекфазной границе необходим для осуществления реакции.

!0.Предложенная в данной работе модель роста кристаллов нижнего бейнита ш«ет по отношению к другим теориям следующие прие-мущсства: —

а)расчетнне граничные концентрации углерода в а-фазе оказываются существенно выше, чем в модели локального равновесия, что подтверждается многочисленными экспериментальными данными и может объяснить причину выделения карбидов внутри кристаллов нижнего бейнита;

б)для температур равных, или ниже Мн, теория предскпг.-.'васт бездаффузиошше условия роста с неограниченно высокой скоростью, тем самым при Т -> М обеспечивается непрерывный переход от структуры нижнего бейнита к мартенситу, что также согласуется с экспериментальными данными.

11.Принятая модель роста верхнего беАнита основана на гипотезе о локальном равновесии углерода на мекфазной а/7 границе, но предпологает, что для начала роста движущая сила должна превосходить энергии упругой деформации и образования уступов на мекфазной граЕшце.

12.Теоретические расчеты предсказывают два температурных максимума скорости роста а-кристаллов, соответствующих формированию верхнего и нижнего бейнита.

13.На основе теоретических работ Б.Я.Любова получена зависимость между инкубационным периодом распада аустенкта в промежуточной области и скоростью роста кристаллов бейнита, которая использована в работе для расчета изотермических диаграмм начала распада аустештта по II ступени. На примере хромистых сталей показано, что елтрокая область образования бейнита на экспериментальных диаграммах складывается из двух ярко выраженных при расчетах смещенных по температуре С-образных линий, начала образования верхнего и нижнего-бейнита. Суммарная расчетная диаграмма близка к экспериментальным.

Основное содержание работа изложено в публикациях:

1.Мирзаев Д.А., Баев А."у!., Счастливцев В.М. Анализ связанного с изменением ближнего порядка влияния скорости охлаждения на мартекоитную точку /№Ш. - 1988. - Т.66. - Вып.6. - С. 1216-1218.

2-Баов А.И. О параравновесии в некоторых тройных системах на основе железа //Вопросы металловедения и термической обработки сплавов: Тематический сборник научных трудов. - Челябинск: 'ПТЛ, 1988. - С.42-49.

3.Мирзаев Д.А., Баев A.M., Счастливцев В.М. Влияние ближнего упорядочения на положение мартенситных точек хромистых сталей // Изв. АН СССР. Металлы. - 1989. - N4. - С.109-113.

4.Баев А.И., .Мирзаев Д.А., Счастливцев В.М. Прогнозирова;шэ мортсситного превращения и твердости штампоЕЫХ сталей на основе расчетов диаграмм фазового равновесия ?+К //V Всесоюзное совещание "Диаграммы состояния металлических систем": Тез. докл. -М. :Наука, 1S89. - С.59.

5.Мирзаев Д.А., Баев А.И., Счастливцев В.М. Роль ближнего упорядочения в стабилизации аустенита ^ъг;грованных сталей //ФШ.-19S0. - Т.69. - Вып.2. - С.128-133.

6.Мирзаев Д.А., Баев А.И.,. Счастливцев В.М. Конструирование высокохромпстых штамповых сталей с заданными свойствам и оптимизация режимов их термообработки на основе расчета диаграмм фазового равновесия ?+К //Физико-химические-основы производства металлически сплавов: Тезисы докладов республиканской конференции.. Алма-Ата, 12-14 июня 1990 г. - Алма-Ата: Наука, 1990. - С.167.

7.Мирзаев Д.А., Баев А.И., Счастливцев В.М. Процессы ближнего упорядочения в сплавах Fe-X-C и их возможное влияние на термическую стабилизацию аустенита //Физико-химические основы производства металлических, сплавов: Тезисы докладов республиканской конференции. Алма-Ата, 12-14 июня 1990- г. - Алма-Ата: Наука,-1990. - С.168.

8.Мирзаев Д.А.,. Баев А.И., Счастливцев В.М. Природа дъухсту-■ п&нчатой зависимости температуры начала мартенситного превращения

от скорости охлаждения в конструкционных сталях //ФМИ. - 1990. -Т.70. - Вып.З. - С.117-121.

9.Мирзаев Д.A., Basis А.И., Счастливцев В.М. К теории роста

-кристаллов Сейнита //ФШ. - 1990. - Т.70. - Еып.6.-- 0.11-15.

10.The Connection of Martensitic and Balnitic Transforaatl-ons In Carbon and Alloyed Steels /Shastllvtsev V.K., Mlrsayov D.A., Baev A.I., Karzunov S.Ye., Yakovleva I.L. //Heat treatment and technology of surfage coatings.'New processes and aplicatlon experience. Proceedings of the 7th In tematlonal congress cn heat treatment of Materials, 11-14 december, 1990, Moscow Vol 11. - ?.150-157.

11.Связь мартенситного и бейнитного превращений в углеродистых и легированных сталях / Счастливцев В.М., Мирзаев Д.А., Баев А.И., Карзунов С.Е., Яковлева И.Л.//МиТОМ. - 1991. -Вып.7. - С.2-3.

12.Баев А.И., Мирзаев Д.А., Счастливцев Р М. Влияние процессов ближнего упорядочения на мартенситную точку сплавов Fe-X-C //Тезисы докладов всесоюзной научно-техничнской конференции коло-дых ученых, инженеров и рабочих "Создаете и освоение экологически чистых, 'ресурсосберегающих технологий в черной металлургии" (г.Донецк, 22-24 моя 1991 г.):Тез. докл. - Донецк, 1991. - С.90.

13.Баев А.И., Мирзаев Д.А., Счастливцев В.М. Машинное'моделирование и оптимизация режимов термообработки е .сокохрсмистых штамповых сталей //Тезисы докладов всесоюзной научно-техшгшской конференции молодых ученых, инженеров и рабочих "Создание и освоение экологически чистых, ресурсосберегающих технологий в черной металлургии" (г.Донецк, 22-24 мая 1991 г.):Тез, докл. - Донецк, 19Э1. - С.?" .

14.Баев А.К., Мирзаев 'Д.А., Счастливцев В.М. Влияние процессов ближнего упорядочения на мартенситную точку .легированных сталей //S¿М. - 1991. - Т.71. - ВЫП.6. - С.164-172.

15.Взаимосвязь мартенситного и бейнитного превращений в углеродистых и легированных сталях "/Счастливцев В.М., Мирзаев Д.А., Баев А'. М-, Карзунов С.Е-, Яковлева И.Л.' //Всесоюзная конференция по мартенситным превращениям в твердом теле; Тез. докл. - Киев, 1991. - С.71 . *

/

Подписано к печати 18.03.92. Формат 60X90 I/IS. Печ. л. 1,25. 7ч.-изд. Л. I. Тираж 100 экз. Заказ'69/170.

— - - i. - — .-ч- ■ _ ■.,_.,.. i .-,-ft -i

70П ЧГТУ. 454080. Челябинск, пр. им. В.И.Ленина, 76. -