автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Неупругие явления в Fe-Ni-Mo и Fe-Cr-Ni-Mo сталях изотермической кинетикой мартенситного превращения

Тульский государственный университет

На правах рукописи

СЕРЖАНТОВА Галина Валеоиевна

НЕУПРУГИЕ ЯВЛЕНИЯ В Ее-Ш-Мо и Ре-Сг-М-Мо СТАЛЯХ С ИЗОТЕРМИЧЕСКОЙ КИНЕТИКОЙ МАРТЕНСИТНОГО

ПРЕВРАЩЕНИЯ

Специальность 05.16.01. - Металловедение и термическая обработка металлов

Диссертация на соискание ученой степени кандидата технических наук

Научный руководитель -проф., д. т. н. С.А. Головин

Тула - 1998 г.

ОГЛАВЛЕНИЕ

Стр.

Введение 4

Глава I. Состояние вопроса 7

1.1. Стали на основе Бе-М и Бе-Сг-М 7

1.2. Особенности мартенситного превращения в сталях 10

1.3. Метод внутреннего трения при изучении

легированных твердых растворов с ГЦК решеткой 18

1.4. Дислокационное гистерезисное внутреннее трение 20

1.5. Фазовая неупругость при бездиффузионном мартенситном превращении 27

1.6. Задачи исследования 29 Глава II. Материалы и методы исследования 31

2.1. Обоснование выбора объектов исследования 31

2.2. Методы механической спектроскопии сталей 32

2.3. Оценки достоверности результатов измерений 36

2.4. Анализ спектров внутреннего трения с применением ЭВМ 38

2.5. Критерии оценки достоверности результатов разделения спектра ВТ 39

2.6. Микроструктурный анализ 42

2.7. Магнитометрический анализ 42

2.8. Выводы по главе 44 Глава III. Неупругость сталей системы Бе-М-Мо в аустенитном

состоянии 45 3.1. Релаксационная неупругость, обусловленная диффузией под

напряжением атомов углерода в легированном аустените 45

3.2. Гистерезисная неупругость в сталях системы Fe-Ni-Mo 47

3.3. Дислокационно-усиленная неупругость в сталях системы Fe-Ni-Mo 52

Выводы по главе 3 70 Глава IV. Неупругие явления при температурах мартенситного превращения 72

4.1. Влияние содержания атомов внедрения на кинетику

мартенситного превращения 72

4.2. Анализ механизма поглощения энергии при

мартенситном превращении 78

4.3. Влияние структурного состояния высокотемпературной аустенитной

фазы на неупругость мартенситного превращения 80

4.4. Изотермические зависимости внутреннего трения

при мартенситном превращении 93

4.5. Активационные параметры изотермического мартенситного

превращения 101

Выводы по главе 4 106

Заключение и общие выводы по работе 108

Список литературы 111

Приложения 125

Введение.

Установление связей между условиями фазовых превращений, структурой и свойствами сплавов было и остается фундаментальной основой физического и прикладного металловедения. Среди этих проблем в настоящее время одной из наиболее актуальных задач является изучение природы и кинетики бездиффузионного низкотемпературного мартенситного превращения в легированных сталях, во многих случаях определяющего конструкционные и специальные свойства деталей машин и изделий новой техники.

Работы отечественных и зарубежных научных школ Г.В. Курдюмова, С.С. Штейнберга, В.П. Садовского, А. Кристиана, Дж. Олсона и многих других ученых выявили основные термодинамические условия и механизмы протекания мартенситного превращения в сплавах. Возможность протекания бездиффузионного превращения мартенситного типа по изотермической кинетики типа впервые была открыта и изучена Г.В. Курдюмовым и О.П. Максимовой в 1948. Исследования М. Коэна, А.П. Гуляева, A.JI. Ройтбурда и др. показали, что образование зародыша мартенсита в реальных системах происходит на дефектах строения высокотемпературной фазы (дислокациях, границах). Протекающие при мартенситном превращении процессы атомной перестройки и релаксации напряжений в твердых растворах во многом определяются особенностями атомно-кристаллического и дислокационного строения высокотемпературной фазы.

Для изучения строения взаимодействующих фаз, кинетики бездиффузионных мартенситных превращений и сопутствующих их механизмов рассеяния энергии, наряду с электронно-микроскопическим и рентгеновским методами, используется метод внутреннего трения. В значительной мере развитию метода при изучении строения твердых растворов и металловедческих процессов способствовала опубликованная в 1948 г. монография Зинера Г. "Упругость и неупругость металлов". Огромную роль при изучении строения высокотемпературных фаз и кинетики изменения неупругих характеристик сыграли работы Финкельштейна Б.Н., Постникова B.C., Саррака В.И.,

Головина С.А., Даринского Б.М., Зегера А., Ке Т.С., Гранато А., Люкке К., Делорма Дж., Прюля А., Гремо Г., Де Батиста Р и др. Аналитические и информационные возможности метода внутреннего трения при изучении межатомного и дислокационно-примесного взаимодействия в легированных ОЦК и ГЦК твердых растворах весьма высоки. Они позволяют получить количественную информацию о растворимости и перераспределении атомов внедрения в твердом растворе, о параметрах дислокационной структуры, взаимодействии дислокаций с примесными атмосферами и релаксационной стойкости кристаллической решетки, о характеристиках микропластичности металлов и сплавов. Теоретические исследования позволили разработать модели для интерпретации многих неупругих явлений. К ним относятся неупругие эффекты при полиморфных превращениях в сплавах и, в том числе, мартенситное превращение. Получить такую комплексную информацию о строении взаимодействующих фаз и кинетических особенностях фазовых превращений в сталях другими методами физического металловедения трудно, а иногда и просто невозможно. Этим объясняется широкое использование методов механической спектроскопии для изучения фазовых процессов и физических свойств.

Основной целью настоящей работы являлось изучение общих закономерностей проявления неупругости и микропластичности в сталях с изотермической и атермиче-ской кинетикой низкотемпературного у -» а (ГЦК —> ОЦК) превращения и установление на этой основе влияния строения высокотемпературной фазы на характер мартен-ситного превращения.

Успешное решение конкретных задач, связанных с анализом температурных, амплитудных и временных зависимостей внутреннего трения, во многом предопределяется выбором материалов для исследования, их соответствием модельным представлениям о протекающих процессах и промышленной значимостью. В качестве объекта изучения выбраны модельные и промышленные стали на основе систем Fe-Ni-Mo и Fe-Cr-Ni, имеющих относительно низкую температуру мартенситного превращения (комнатную или ниже). В стали типа 03Х12Н9М4Т (1R91 фирмы Sandvik Steel) изо-

термическое МП наблюдается в интервале температур ниже +30, а в сталях системы Fe-Ni-Mo МП с различным содержанием углерода при охлаждении ниже комнатных температур может иметь место различный тип МП - изотермический и атермический.

Структурообразование и свойства таких сталей в цикле упрочняющей обработки во многом определяется типом и механизмом фазового превращения и, в конечном счете, формирующей субмикроскопической структурой мартенсита. Незначительное изменение химического состава по углероду, формирование концентрационных неод-нородностей, деформационная обработка исходного ГЦК твердого раствора изменяют характер фазового превращения и механические характеристики сталей. Исследования особенностей формирования структуры и свойств имеют важное практическое значение и остаются актуальными в связи с совершенствованием технологии обработки сталей и, в частности, уточнением режимов термомеханической обработки и развитием методов контроля качества. Сталь типа 03Х12Н9М4Т фирмы Sandvik Steel используется в промышленном производстве электроприборов фирмы Philips последнего поколения (детали электробритв, бритвенные лезвия и др.).

Наряду с методами низко- и среднечастотной механической спектроскопии сталей использовали методы магнитометрических измерений и микроструктурного анализа.

Работа выполнена в отраслевой лаборатории "Физика металлов и прочность" Тульского Государственного университета в соответствии с тематическим планом НИР, координируемым Министерством общего и профессионального образования РФ и Общесоюзной программой 0.08.17 ГКНТ и РАН (задание 03.08).

Автор выражает благодарность своему научному руководителю профессору, Головину С.А. за постоянное внимание к работе, Головину И.С. (МАТИ, Москва) и Троицкому И.В за научные консультации и совместные публикации, сотрудникам кафедр "Физика металлов и материаловедение" и "Физика" ТулГУ за товарищескую помощь и дискуссию по работе, а также Ж.-О. Нилссону (Sanvik Steel, Sweden) за любезно предоставленные образцы для исследования.

Глава I. Состояние вопроса

1.1. Стали на основе Бе-М и Ре-Сг-№

Стали систем Бе-М и Бе-Сг-М занимают особое место среди современных металлических материалов. Они получили в настоящее время достаточно широкое распространение вследствие удачного сочетания высоких прочностных и пластических свойств, хорошей тепло- и хладостойкости, достаточного сопротивления хрупкому разрушению, размерной стабильности при термической обработке [1-3]. Эти материалы находят широкое применение во многих отраслях промышленности: электро- и радиотехнической, аэрокосмической и ядерной, электронной и приборостроительной, медицинской и т.д. [4-8].

Стали систем Ре-№ и Ре-Сг-№ относят к прецизионным сталям. Такая классификация обусловлена тем, что состав этих сплавов строго нормируется и допустимое колебание в содержании легирующих элементов (ЛЭ) весьма небольшое, так как этим обеспечивается получение оптимального сочетания свойств. Диаграммы состояния этих сталей позволяют выбрать оптимальный химический состав по основным элементам.

На рис. 1.1.а представлена диаграмма равновесия системы Ре-№ [9], полученная при длительных изотермических выдержках. Наблюдаемая на диаграмме открытая у-область объясняется изоморфностью № и у-Ре.

Фазовое равновесие сплавов системы Ре-№ в двухфазной области (а + у) достигается только при очень продолжительной выдержке до двух лет. При непрерывном охлаждении, даже очень медленном, в сплавах содержащих около 5 % № и выше, превращение у—>а смещается к низким температурам и реализуется бездиффузионным путем как мартенситное.

В сплавах на основе железа (до 35 % N1) после нагрева и последующего охлаждения до а-состояния идет обратное превращение а—»у, которое смещается к более высоким температурам. При быстром нагреве оно осуществляется бездиффузионным

путем. При высоких температурах железо и никель образуют непрерывный ряд твердых растворов замещения, обладающих ГЦК решеткой.

№,% (по массе} 10,5 20,8 Л Ц2 51,24 61,18 71 80,1$ 90,44

Яе N1, % (ат.) №

Рис. 1.1. Диаграмма состояния Ре-№ (а) и изотермические разрезы систем Бе-М-Мо при 1200 °С (б) и Ре-Сг-№ при 650 °С (сплошные линии).

Мо

N1, " ¡о

В левой части диаграммы имеется двухфазная область, состоящая из обогащенного никелем у-твердого раствора и обогащенного железом а-твердого раствора. При

содержании никеля более 45 % в сплавах ниже 500 °С происходит упорядочение с образованием сверхструктуры 1 сЫ] (у") или Ре№3 (у').

При легировании Ре-№ стали существенно изменяются температуры прямого -Мн(у-их) и обратного - Ан (а->у) превращения. В работе [1] обобщены данные о влиянии ЛЭ на температуры фазовых превращений (ФП). Отмечается, что введение в Ре-№ сталь молибдена приводит к упрочнению у-фазы и к снижению критической скорости охлаждения [10]. На рис. 1.1.6. приведен изотермический разрез системы Ре-№-Мо при 1200 °С [11]. Фаза р образует удлиненную узкую область вдоль изоконцен-траты с 40 % (по массе) Ре. Область гомогенности р [(Рех )Мо] фазы простирается от х = 1 до х = 0,25. Химический состав тройной Р-фазы описывается формулой Рец№збМо5з.

Благодаря устойчивости аустенита, хромоникелевые стали обладают высокой прокаливаемостью, хорошей пластичностью и вязкостью. Легирование № обеспечивает запас вязкости, а в сочетании с хромом - большую прокаливаемость. При содержании в стали 1 % N1 порог хладностойкости снижается на 60-80 °С, дальнейшее увеличение содержания № вызывает менее сильное снижение допустимой температуры применения стали [3].

На рис. 1.1.в. приведен горизонтальный разрез при 650 °С системы Ре-Сг-№ [3]. Однофазные а и у-области разделены двухфазной у+а. При содержании Сг более 20 % появляется ст-фаза (химическое соединение РеСг). Положение двухфазной области у+а зависит от температуры. С понижением температуры ниже 650 °С область у+а уходит вправо и ее крайнее положение при 20 °С показано пунктирными линиями, заканчивающимися в точках с и g, а при повышении температуры область уходит влево и ее крайнее положение при 1100 °С показывают пунктирные линии, заканчивающиеся в точках а и <1. Отсюда следует, что сплавы лежащие ниже линии аЬс, имеют полную уоа перекристаллизацию со структурой феррита при комнатной температуре. Между линиями аЬс и defg заключены полуферритные (или полуаустенитные)

сплавы с частичным у^а превращением. Сплавы лежащие левее линии Ье - феррит-ные, а правее - аустенитные.

Промышленные хромоникелевые мартенситостареющиеся стали на основе системы Бе-Сг-М содержат целенаправленно дополнительно легируют Мо, 'П, А1 для использования эффекта интерметаллидного упрочнения. Легирующие элементы, растворяясь в основных фазах (у и а), влияют на условия равновесия и на кинетику у<-»а превращения. Если примеси образуют новые фазы, например, карбиды, нитриды, интерметаллиды и др., то они могут существенно изменить свойства стали, хотя их влияние на у<-»ос превращение в этом случае менее значительно [3]. Элементы, растворенные в у- и а-фазах, можно разделить на две категории: способствующие у—>а превращению (Мо, \У, Тк №>, Б!) и препятствующие этому превращению (С, N.. Мп).

В соответствии с поставленной целью работы в качестве объектов исследования могут быть выбраны стали системы Ре-№ с добавлением ЛЭ типа Мо и Сг, на базе которых можно наблюдать изотермическое и атермическое мартенситное превращение (МП) в зависимости от химического состава.

1.2. Особенности мартенситного превращения в сталях

Мартенситное превращение (МП) впервые было открыто при изучении закалки сталей и в 1892 году по предложению Осмонда было названо мартенситным в честь Мартена. По мере развития исследований стало ясно, что МП является одним из основных видов ФП в твердых телах [12-19]. При МП наблюдается сдвиговой механизм перестройки решетки для которого характерно отсутствие диффузионного перераспределения компонентов [1-3, 15, 20]. Таким образом, содержание углерода и ЛЭ в мартенсите остается таким же, каким оно было и в исходной высокотемпературной фазе.

1.2.1. Термодинамика мартенситного превращения.

Количественной характеристикой движущей силы бездиффузионного превращения мартенситного типа является разность свободных энергий исходной ГЦК фазы и образующейся в процессе превращения ОЦК-фазы одинакового состава при температуре превращения. Свободная энергия каждой фазы определяется химическим составом сплава и зависит от температуры (рис.1.2) [2, 13].

При некоторой температуре Т0 свободные энергии обеих фаз равны, то есть ДБ = 0. Образование мартенсита становится возможным лишь тогда, когда его свободная энергия будет меньше свободной энергии аустенита. Для начала МП требуется большое переохлаждение аустенита (точка Мн на рис. 1.2), при котором значение разности объемной свободной энергии ДРоб аустенита и мартенсита будет больше приращения поверхностной ЛРП0В и упругой ДРупр энергий ( АРоб > АРуПр + ДРП0В) [14, 21].

Спецификой МП с термодинамической точки зрения является возникновение и накопление в системе в ходе превращения значительных искажений кристаллической решетки, что приводит к увеличению АРупр и ДРП0В.

При достижении предельного количества мартенсита эффективная термодинамическая движущая сила процесса обращается в ноль и дальнейшее развитие превращения оказывается термодинамически невыгодным и превращение прекращается [22]. Для его возобновления необходимо увеличение термодинамической движущей силы, то есть увеличение переохлаждения. В работах [3, 14, 22] отмечается возможность протекания МП только в определенном интервале температур Мн и Мк. Пони-

Мк Мд Т0 Температура

Рис. 1.2. Зависимость свободной энергии аустенита Ба и мартенсита Им от температуры

жение температуры ниже Мк не приводит к образованию мартенсита.

1.2.2. Зарождение мартенситной фазы в аустените.

Проблема зарождения новой фазы при бездиффузионном превращении в стали важна в теоретическом и практическом отношении и этим вопросам уделяется повышенное внимание. Вопросы зарождения и кинетики роста зародыша при МП в сплавах на основе железа рассмотрены в работах Курдюмова Г.В. и его сотрудников [23, 24]. Согласно предложенной ими гипотезе, данный процесс представляет собой явление, обусловленное, наряду с термодинамическими факторами, флуктуационными процессами и подвижностью атомов. Сходные взгляды развиваются в работе Ройт-бурда А.П. [25]. Однако, гипотеза гомогенного зарождения, связанного с флуктуаци-онным образованием зародыша мартенсита критиче�