автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Особенности строения керлита в сталях и проблема структурной наследственности в них

Р Г Б ОД

6 Ыш г '

Челябинским государственный технический униперсигет

На правах рукописи

Яковлева Ирина Леонидовна

Особенности строения перлита в сталях и проблема структурной наследственности в шгх

Специальность 05.16.0! — "Металлотлснис к термическая обработка металлов"

Автореферат лнсссртаики на соискание ученой степени доктора технических наук

Челябинск — 1994

Работа выполнена в лаборатории физического металловедения отдела прочности и пластичности ордена Трудового Красного Знамени Института физики металлов Уральского отделения Российской академии наук

Официальные оппоненты: —до1стор технических наук, профессор Б.К.Соколов;

—доктор технических наук, профессор С.В.Грачев;

—доктор технических наук, профессор А.Я.Засласскин.

Ведущее предприятие — Московский институт стали и сплавов, г. Москва.

Защита диссертации состоятся " 8 " (рё^^&ЛА' {995 г (

в часов, на заседании специализированного совета

Д 053. 13. 04 при Челябинском государственном техническом университете

Адрес: 454080, г. Челябинск, пр. им. В.И.Ленина, 76.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Челябинского государственного технического университета.

Автореферат разослан - 30- ^еш5рЛт\ г.

Ученый секретари специализированного совета, доктор физико-математических наук, профессор

/Д.А. Мирзаев/

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Изучение структур, формирующихся в процессе той или иной термообработки, очень важно для понимания физической сущности механизма фазовых и структурных прекращений в сталях и связанных с этим механических свойств. Одной из проблем металловедения является изучение процессов, относящихся к формированию перлитной структуры, поскольку на практике она возникает либо как окончательное состояние для сталей перлитного класса, либо как промежуточное после отжига или нормализации. И перлом случае механические свойства стали непосредственно зависят от структуры перлита, что делает ее изучение актуальным ис только в научном, по к в практическом аспекте. Во втором случае важно установить наличие структурных изменений в перлите при отжиге и закономерности образования аустенита при нагреве перлитной структуры, особенно, если в исходном состоянии сталь имела крупное зерно.

Предварительная обработка стали на структуру перлита часто используется с целью последующего измельчения зерна при повторной аустенитизации, так как считается, что перлитный распад устраняет структурную наследственность в стали. Но известны исключения. Еще в 1%0 г в работах В.Д.Садовского было установлено, что при нагреве марганцевых сталей с перлитной структурой, содержащих кристалл/.! избыточного цементита, наблюдалось восстановление исходного крупного зерна аустенита. Отжиг перлита в «-состоянии устранял наследственность структуры.

Ют известно, в последнее время широкое распространение гголучил метод лазерной обработки для поверхностного упрочнения деталей.- В условиях сверхбыстрого нагрева и резкого охлаждения эффекты структурной наслежта-лности в сталях могут проявляться особенно ярко. Однако поведение перлитных структур при таком нагреве непредсказуемо и требует детального изучения. Структурные причины этих эффектов установлены не были. Они исследованы в данной работе.

Отжиг перлитных структур, приводящий к изменению формы выделений цементита от пластинчатой к глобулярной, влияет на обрабатываемость сталей. Для того, чтобы реально управлять фирмой выделения, необходимо выяснить причины изменения плоской формы цементитных пластин м деления их на часто. В литературе весьма малое внимание было обращено на состояние ферриттюй

фазы при отжиге перлита, через которую проходит диффузия углерода и вакансий.

Целью работы явилось изучение структуры и кристаллогеометрическото сопряжения фаз в до- и заэвтектоидиых сталях, обработанных на структуру перлита, а также структурных изменений и перлите при отжиге с позиций их влияния на структурную наследственность аустенита при последующем нагреве. Исследование проводили методами электронной микроскопии и дифракционного анализа.

На защиту выносятся следующие основные положения, определяющие научное значение работы и новизну.

1. Результаты исследования ориентациопной связи структурных составляющих перлита с первоначальным аустенитом и выяснение причин появления структурной наследственности при нагреве сталей с перлитной структурой.

2. Особенности структурных превращений и феррите и цементите перлита при отжиге в 'а-состоянии и установление причин нолигонизации и рекристаллизации феррита, сфероидизации цементита на основе анализа движущих сил этого процесса.

3. Установление закономерностей образования низкотемпературного перлита и структурные доказательства многоступенчатости у-« превращения в сталях. •

4. Результаты изучения образования аустенита при лазерном нагреве сталей с исходной перлитной структурой.

■ 5. Устранение структурной наследственности при термообработке литых сталей.

Практическая ценность работы. Возможность проявления структурной наследственности при. нагреве сталей, показанная в работе, наблюдается в промышленных условиях при термообработке литых сталей и является причиной ' снижения их вязкости и пластичности. Выяснение причин появления структурной наследственности позволило дать рекомендации' по изменению режимов термообработки для предотвращения этого я плотя. Л" ак корректировка режимов по термообработке литых углеродистых сталей была осуществлена на Уралвагонзаводе и дала экономический эффект более 2 мли.рубДв ценах 1985 г.), а для малоуглеродистых высокопрочных сталей-в ЦМНМКМ "Прометей" в 0,5 млн.руб. (в ценах 1985 г.). . - .

В 1993 г. на АО "Запод дорожных машин им. Колющепко" для рыхлителей и ножей бульдозеров были предложены новые' экономнолеги-ронагтмс стали вместо стали 23Х3112ГФЛ, склонной к структурной наследственности. Предложенные стали после термообработки имели мелкозернистую структуру и дакали требуемые значения механических свойств. Оптимизация состава стали за счет уменьшения содержания никеля, корректировка режимов термической обработки позволили получить экономический эффект в размере 53 млн рублей.

11аучные результаты работы могут быть использованы для развития теории фазовых превращений в сталях, а основные положения диссертации представляют интерес как учебный материал в курсе лекций по металловедению и термообработке.

Апробация работы. Основные результаты работы были доложены и обсуждены на следующих конференциях: Всесоюзная конференция "Структурный механизм фазовых превращений в сплавах" (Москва, 1974); Уральские школы металловедов-термистов (1975 ... 1989, 1992); X Всесоюзная конференция но электронной микроскопии (Ташкент, 1976 ); Республиканская научно-техническая конференция "Современная технология и перспективы разлития упрочняющих методов обработки деталей машин и инструментов" (Ташкент, 1984, 1990); Региональная конференция "Современные методы исследования п металловедении" (Устинов, 1985); Научно-практическая конференция "Методы повышения конструктивной прочности металлических материалов" (Москва, 1988); 7 Международный конгресс ир термообработке "МСТО-90" (Москва, 1990); Международная конференция по мартенситным превращениям в твердом теле (Киев, 1991); Международный конгресс "I СО МАТ - 92" (США, Калифорния, 1992); Международный симпозиум "Микроструктуры 94" (Токио, Япония, 1994).

Основное содержание диссертации опубликовано в трех монографиях и 33 статьях, список которых приведен в конце реферата.

Объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения и приложения. Она содержит 307 страниц машииояйяош текста, 96 рисунков, 7 таблиц. Библиография включает 146 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ Исследование структурных превращений в перлите

В первой главе подробно рассмотрен процесс формирования перлитной структуры при распаде аустеннта в зависимости от температуры извращения и от места зарождения перлитных колоний. Показано, что зарождение перлита может происходить как на границах аустепитных зерен, так и в объеме зерна на различных несовершенствах структуры. Зарождение перлитных колоний по границам зерен приводит, как правило, к неориентированному превращению аустеннта по отношению к первоначальному зерну, на месте которого они образовались.

При зарождении перлитных колонии в объеме зерна существенное влияние на ориентацию продуктов превращения оказывают выделения избыточных фаз, вблизи которых зарождается перлит. Таковыми являются: для лозвтектоиднмх сталей - избыточный феррит, для за:>итектоидных - избыточный цементит. Известно, что при определенных условиях охлаждения выделяющиеся избыточные фазы могут иметь о'риеитациоиную связь с аустепктом. Обычно в таких случаях они образуются в виде характерных вндманштеттовых выделений. Нами было установлено,что перлит, зарождающийся на таких выделениях, может быть ориентационно связан с первоначальным аустенитом. Так,'в заэвтектондной стали 120Г4 видмашптеттовые карбиды были ориентационно связаны с у-фазой. При зарождении на них перлита ориептационно связанной с ними оказывалась ферритная составляющая. Цементит перлита не имел прямой ориентационной связи с избыточными карбидами. В то же время внутри перлитной колонии-существовали ориентациошшс соотношения феррит/цементит. В результате такого механизма превращения внутри первоначального аустеннтного зерна-монокристалла возникала сложная текстура а-фазы перлита. Это объясняется тем, что каждое ориентационное соотношение аустенит/видманштеттовый цементит и вцдмапштеттоный цементит/феррит перлита может реализоваться в нескольким равноправных вариантах, различающихся только перестановками индексов или знаков для кристаллографических плоскостей и направлений, участвующих в превращении. Вследствие этого перлит мджет представлять собой в значительной мере упорядоченную структуру по отношению к первоначальному аустениту. Это заключение является существенным для объяснения явления структурной наследственности при образовании у-фазы в процессе нагрева стали

с перлитной структурой, а также последующей рекристаллизации фазонакленап!!ого аусгснита. Такое представление о перлите является существенно новым, так как в литературе перлитное превращение обычно рассматривается как полностью неупорядоченное по отношению к исходному аустениту.

Экспериментальное определение ориентаиионпых соотношений между структурными составляющими перлита показало, что при его зарождении как на границах, так и внутри аустеннтного зерна реализуются известные в литературе ориентационные соотношения Вагаряцкого и Питча. Прицеленный впервые анализ вероятности появления того или иного ориентанионного соотношения показал, что она зависит от температуры .превращения. При понижении температуры превращения вероятность проявления в перлите орнентационных соотношении Вагаряцкого увеличивается.

Продуктами перлитного эвтектондного у—*(а + к) прекращения являются стабильные фазы феррит и цементит. Поэтому при последующем отжиге ниже температуры Л( фазовых превращений в перлите не происходило. Известно, что в процессе отжига наблюдается сферонднзация пластинчатых карбидов, но этот процесс обычно является очень длительным и для его завершения требуются десятки и сотни часов. Провслепиые нами исследования показали, что скорость этого процесса существенно зависит от дисперсности исходной перлитной структуры, другими словами, от температуры эвтектоидного превращения. При отжиге в а-состоянии тонкопластинчатого перлита наряду с сильным разупрочнением наблюдаются существенные изменения структуры перлита. Нами установлено, что они происходят не только в карбидной фазе, ко и в феррнтной составляющей перлита. Многие исследователи детально обсуждали-структурные факторы, определяющие прочность перлитных структур: • межпластинчатое расстояние, размер у —зерна, размеры фрагментов «-фазы и т.п. Однако в ;!анном исследовании впервые обнаружен иной, существенный резерв упрочнения - повышенное содержание углерода в «-фазе, действие которого зависит от длительности выдержки в е- состоянии после образования перлита. При росте перлитной пластины из аустенита на н&кфазноН у/а границе должно проявляться локальное равновесие атомов углерода и железа, а это означает, что а-фаза должна иметь содержание углерода, соответствующее линии СР равновесной диаграммы 1-е-С, точнее продолжению этой линии. Согласно нашим расчетам, только что образовавшийся из аустенита при 50О°С феррит перлита должен содержать около 0,06 % углерода, то есть с сто раз больше, чем феррит,

находящийся рис.1).

в равновесии с цемептитом (сравните положение точек 1 и 5 на

У

Концентрация углерода

СК/а(т.4) СК/:<т.4) с'А<т.З)

\

\ цементит ч)

/ феррит

С°Лт.5)

цементит/ -^-

С"*(т.1)

аустеннт

Л.2>

Рис. 1. Положение фигуративных точек на диа|-рамме состояний Рс-С (а) и равновесные концентрации на фронте роста перлита (б) нрк температуре Т1 (Т, = 500'С). " '

Следующая стадия превращения наступает в момент, когда межфазная граница ч/а удаляется от рассматрннасмого участка феррита и ои' начинает прцходн?ь в равновесие с окружающим цементитом. На этой стадии происходит снижение концентрации углерода в феррите до значений, соответствующих лиши

РО- Следовательно; избыточное содерзханне углерода в а-фазе и связанное с этим упрочнение можно сохранить, если уменьшать до предельного длительность перлитного распада. При этом температура аустениг/перллтпого превращения также имеет существенное значение, ибо максимальное содержание углерода в а-фазе по нашим расчетам соответствует температуре 500"С. При этой температуре в углеродистых сталях образуется тонколластинчатый перлит.

Таким образом, наиболее сильное разупрочнение тонкопластинчатого перлита при отжиге связано с устранением твердорастворного упрочнения ферритной составляющей перлита атомами углерода, содержание которого в феррите в результате превращения при 500...550*С значительно выше равновесного. Предлагаемая трактовка основана на анализе равновесной диаграммы Ие —С и экспериментально подтверждена изменением намагниченности стали при отжиге. Последующие стадии разупрочнения перлита при отжиге связаны в основном с процессами деления цементнтных пластин на части, коагуляции, коалссаснцин, сфероидизации частиц цементита, а также полигонизации и рекристаллизации феррита. Причем эти процессы могут протекать одновременно. Проведенный нами анализ свидетельствует о том, что растворение участка цементита в варианте, когда его решетка превращается в решетку а-фазьс и удаляется избыточный углерод (при отсутствии диффузии вакансий), сопровождается относительным уменьшением объема на величину Д:

Ди.3®а4&._1, (О

«А

где соа и —удельный объем ферритам цементита, а Аре и Ак—молекулярные кассы железа и цементита. После подставления численных значений агп = 0,12708 см3/г; &>к = 0,13023 сцЗ/г; ДРе = 55,85; Лк = 179,55 найдем

Д = -0,09; а радиальная деформация е » — = -0.03 - -3%.

Таким образом, объемный эффект п}>и растворении цементита оказывается почти в десять раз выше по абсолютному значению, чем при мартенситом

о ф

превращении. Соответственно более высохни должен быть и фазовый наклеп. Присоединение .вновь образовавшегося участка а-фазы к решетке феррита, окружающего растворяющийся кристалл РезС, согласно нашему анализу, должно приводить к появлению на бывшей границе а/к сетки, призматических дислокаций с шагом Ь/е, необходимых для обеспечения крисхаллогеометрии сопряжения, решеток; и к возникновению однородного растягивающего

гидростатического напряжения о во вновь образовавшемся участке феррита, равного, согласно Набарро и Эшелбн,

2 1 + V

. (2)

:> 1 -2У

Упругая энергия е, сосредоточенная как в матрице, гак и в феррите, составляет (в расчете на единицу объема)

2 1 -2- V 1

9 1 - V

где ц—модуль сдвига, а V -"коэффициент Пуассона. Действие гидростатического напряжения неизбежно приподнг к возникновению повышенной концентрации вакансий в участках феррита, возникших на месте цементита, и диффузия эткх вакансий к участкам феррита, окружающим места отложения цементита, где действуют сжимающие гидростатические напряжения,

В случае растворения цементита при отжиге крутюштстннчатого перлита диффузия углерода из мест растворения, вероятно, совмещена с диффузией вакансий, то есть с притоком в эти места атомов железа и полным или почти полным устранением изменения объема, гидростатических напряжении и дислокаций несоответствия. Однако, когда проводится отжиг тонколластинчатого перлита, уменьшение поверхностной свободной энергии при коалесценции цементита столь значительно, что оно может перекрывать расход на образование напряжений и дислокации несоответствия.

А 9 1-у ^

В формуле (4) у—поверхностная энергия границы раздела феррит/цементит, •уд—поверхностная энергия дислокационной границы, возникшей на этом месте после растворения цементита, а Ь —толщина цемеититнон пластины, растворяющийся край которой имеет радиус кривизны 2( у - у ) ■

Ь/2. Величина--— имеет смысл уменьшения свободной энергии

¡1

системы при растворении и расчете на единицу объема. Второе слагаемое характеризует упругую энергию, возникшую при растворении и ловом выделении цементнта. При Ag = 0 выражение (4) преобразуется в формулу (5):

к " 2(1 + v)

(5)

Проведенная опенка дает значение критической толщины цементитной пластины hK~ 8..Л0 им. Если толщина Ьисх пластины цементита меньше hK, то, по нашему мнению, возможен механизм быстрого растворения (коагуляции, сферопди-зацни), лимитирующийся только переносом углерода, а поэтому создающий фазовый наклеп в форме полей напряжений и дислокационных сеток. Последние действительно наблюдались при электроиномикроскопическом исследовании фолы отожженного тонкопластинчатого перлита. В принципе, фазовый наклеп может быть устранен в результате последующей диффузии вакансий. Однако, как показали эксперименты, он может стимулировать рекристаллизацию и устраняться также при миграции границ рекристаллизованных зерен. Появление в перлите границ рекристаллизованных зерен создает совершенно иную ситуацию, так как растворение цементита происходит на границах рекристаллизованных зерен и в принципе не может создавать фазовый наклеп. Коалссценцня и сфероидизация в этом случае резко ускоряются благодаря быстрой диффузии углерода по границам рекристаллизованных зерен.

В работе приведен анализ устойчивости плоской формы цементитной пластины в процессе растворения. Вероятными местами растворения являются края цементитных пластин, тогда как плоские грани, должны быть устойчивы. Появление вогнутых участков на плоской поверхности феррит/цементит, имеющих радиус кривизны г<0, должно приводить, согласно уравнению Гиббса-Томсона, к понижению равновесной концентрации углерода в приграничных участках феррита, и потому к диффузионному .притоку углерода к этим местам, отложению цементита в ямках растворения, то есть к- диффузионному "залечиванию" этих ям о:; или канавок па плоских гранях цементитной пластины. Однако злектронномнкроскопичсские " наблюдения автора за структурными изменениями цементитных пластин при отжиге'перлита в а- состоянии показали, что в ходе отжига проходят явления, не объяснимые с позиции устойчивости плоских граней: дробление цементитных пластин и прохождение рекристаллизованных зерен феррита поперек цементитных пластин. Дробление цементитных пластан объяснено с работе (по A.A. Баранову) существованием субграииц в цементите; в местах выхода которых на поверхность раздела феррит/цементит нарушается равновесие поверхностных натяжений, что приводит к перерезанию пластины. Прохождение границ рекристаллизации

через боковые грани пластин связано с повышенной дефектностью цементита, образовавшемся при низкотемпературном распаде аустенита - это дислокации, дефекты упаковки, субграницы и другие структурные дефекты, повышающие свободную энерг: ю цементита. Движение границы рекристаллизации феррита при отжиге в а- состоянии приводит к растворению цементита » его новому выделению, что сопровождается уменьшением ^свободной энергии структурных дефектов. Это понижение энергии может компенсировать рост поверхностной энергии вогнутых участков растворения. Именно по этой причине границы рекристаллизации могут "проедать дыры" в цементитных пластинах, хотя и в этом случае субграницы и поры цементита также могут оказывать сушсствешюс влияние.

Все рассмотренные элементарные процессы переплетаются между собой и создают весьма специфическую картину структурных изменений при отжиге тонкопластинчатого перлита, не менее сложную чем при распаде аустенита.

Низкотемпературный перлит и многостадийное превращение аустенита в сталях

Кинетику изотермического превращения аустенита обычно описывают диаграммами, построенными в координатах "время превращения —температура-степень распада". Они позволяют оцепить скорость, полноту превращения, степень устойчивости аустенита и до некоторой степени прогнозировать вид структуры, получающейся при различных скоростях охлаждения. Углеродистые стали характеризуются наиболее простой диаграммой, имеющей один максимум скорости распада,, так как температурные интервалы образования перлита и структур промежуточного типа — бейнита перекрываются. Па основе многочисленных работ общепризнанной была последовательное п. формирования структур для углеродистых сталей по мерс снижения температуры распада: избыточный феррит или цементит + перлит, верхний бешшт, нижний бейннт, мартенсит. Нами было детально проанализировано изменение структурных форм изотермического превращения переохлажденного аустенита в зависимости от температуры превращения в углеродистых сталях ' УЯ, У12, У15. Экспериментально установлено, что перлитное превращение аустенита в сталях У12 и У15 осуществляется не только в высокотемпературной области 700...490*С, но и при температурах 350...300"С, то есть ниже температуры области образования верхнего бейнита (/|Г>0...<10(ГС) в этих сталях. Выше и'ниже

отмеченного темпсратерпого интервала в сталях У12 и У15 происходит бейнитное превращение. Сложное изменение структуры по мере понижения температуры превращения наблюдали ранее в работах [1л, 2л], но связывали с особенностями бешштного превращения. Использование метода просвечивающей электронной микроскопии для изучения микроструктур!.! позволило показать, что единая Сообразная'кривая начала превращения аустенита в сталях У12 и У15 может быть представлена как суперпозиция трех отдельных (независимых) С —образных кривых. Это подтверждено также данными, полученными методами термического анализа и магнитометрии (рис.2). Одна из кривых описывает перлитное превращение, а две другие относятся к верхнему и нижнему бейнитному превращениям.

Очень важным наблюдением является тот факт, что температурные интервалы реализации верхнего и нижнего бейпита оказались разделены областью перлитного превращения, то есть распад аустенита при 350...30(ГС нрнводит к образованию пластинчатой структуры, состоящей из феррита и цементита, и по иежпластинчатому расстоянию эта структура соответствует перлитной. Иначе гоясря, если продолжить линии начала я колна образования перлита на диаграмме изотермического распада у-фазы 3Tîsx сталей, то между 300 к 350*С они еще раз пересекут соогкегстоуюка«; лшшм образования бейилта двух видов, н поэтому образование низкотемпературного перлита завершится здесь раньше, чем могло бы начаться образование бейпита. Первоначальное объяснение наличия низкотемпературного перлита было основано на схеме Ханемана, но которой при низких температурах существует неравновесный эвтектоидпый распад аустенита на' феррит я с-кгрбнд. Однако анализ элеетронограмм от карбидных пластин низкотемпературного перлита дал однозначный результат - оргоромбнчесяий цементит.

Вся совокупность экспериментальных результатов .(морфологические особенности пластинчато« феррито-карйндной смеси, величина межлласлшчатого расстояния, ¡фиеталлографическин тки карбида), полученных при исследовании углеродистых зазвтектоидиых сталей, позволяет заключить, что перлитное превращение в них также происходит'при 350...300'С. Выше и ниже этого температурного интерпала в стали образуется беннитная структура. Из приведенных результатов следует также, что низкотемпературная перлитная область является продолжением высокотемпературной: она обособилась вследствие наложения на елЛную, общую для высоко- и низкотемпературного перлита кинетическую С —диаграмму двух независимых С —образных кинетических

кривых образования нижнего и верхнего бейнита. Причем обе бейнитные структуры не различаются по тиру карбидной фазы — содержат цементит.

т

Рис. 2. Схема диаграммы изотермического превращения аустенита в зазвтектоидной стали.

Значительное внимание в диссертации уделено выяснению природы н структурных отличий верхнего ¡г нижнего бейнита, обособленное образование которых наглядно проявилось для заэвтектондиых сталей, но' в цринципе характерно и для конструкционных, например, хромистых сталей. В.Д.Садовский еще в 1945 г. отметил, что по" мере снижения концентрации углерода в сталях бейиитное превращение должно переходить в мартенситное для безуглеродистой основы сталей. Однако результаты эксперимента'8 показали, что при повышенных скоростях охлаждения у бгзуглероднстой основы реализуются три тсмисрмуршге стуг.ега (И, Ш, н IV) нартснситкого пресроЕетшя, текяера,-

* Эксперименты прогздезш в ЧГТУ С.Е. Карзуновыг-з, Д.А. Мнрзпсвым.

тура которых не зависит от скорости охлаждения, а по достижении критических скоростей скачкообразно снижаются.

Автором работы проведено электронномикроскопическое исследование структуры а-мартенсита для большой группы хромистых сталей, содержащих 4 и 6% Сг, от 0,004 до 0,4% С и закаленных со скоростями охлаждения от 0,1 до 3-105 К/с. На основе электронномикроскопического анализа микроструктуры показана близость структурных форм верхнего бейнита в сталях и продуктов II ступени превращения в безуглеродистых сплавах. Структура нижнего бейнита близка к структурам, формирующимся на ступени Ш. Это обстоятельство, а также тот факт, что температурная граница образования верхнего бейнита при уменьшении концентрации углерода экстраполируется к температуре начала II ступени, дали основание предложить схему образования верхнего и нижнего бейнита (рис. 3).

Рис. 3. Схема реализации промежуточного превращения в стали.

а) зависимость температур у-»а превращения от концентрации углерода в сталях, содержащих 4% Сг; б) диаграмма изотермического распада аусте-нита с концентрацией углерода, равной Со (Мь Мг—температура начала мартенситного превращения; Бнь Бщ—температура начала бепнитного превращения).

Предлагаемая схема позволяет объяснить различие между структурами верхнего и нижнего бейнита. Согласно схеме (рис.36) верхний бейнит зарождается в виде низкоуглеродистого феррита, наследующего малое

содержание углерода в продуктах превращения по II ступени. В обогащенной углеродом у-фазе может проходить звтектоидиое у~*а + к превращение с образованием непластикчатых продуктов распада. Кристаллы нижнего бсйнита наследуют довольно высокую концентрацию углерода мартенсита Поэтому в ходе самоотпуска, сопутствующего превращению, выделяются карбиды внутри а-кристаллов, закономерно ориентированные по отношению к ним.

Проведенные электроийомикроскопичсские исследования структуры мартенсита М1 и Мг для широкой группы сталей, показали, что структура мартенсита М2 содержит заметно большее количество пластинчатого мартенсита и не имеет, в отличие от М|, прослоек остаточного аустенита, что связано с различной степенью участия диффузии углерода при росте кристаллов мартенсита. Фактически превращение по Ш ступени —не мартенситная, а быстрая бейнитная реакция.

Значительный объем экспериментов был связан с изучением у—»а превращения низкоуглеродистых промышленных сталей ЮН5МФ, 12ХН4МФ, 18Х2Н4ВА с учетом ступенчатой кинетики у-*а превращения.

Обобщенная диаграмма изотермического превращения переохлажденного аустенита для стали 12ХН4МФ дана на рис. 4.

Время, с

Рис. 4.Диаграмма превращения переохлажденного.аустенита для стали 12ХН4МФ.

1 —диффузионное перлитное превращение; • 2., 3—области сдвигового превращения; . 4—область бездиффузионного мартенситного ппевращения.

Она иллюстрирует, как иа основе мартенеитной ступени (прямая 3) формируется бениитпое превращение при выдержках аустенита пыше и даже ниже М).

Структурная наследственность в стали при сверхбыстром нагреве

В данной главе рассматриваются особенности образования аустенита при сверхбыстром лазерном нагреве сталей со структурой пакетного мартенсита и перлита.

В работе |3д] металлографически «оказано, что при лазерном нагреве закаленной стали особенно четко выявляется двухступенчатая схема перекристаллизации: вначале происходит фазовое превращение, при котором воспроизводится первоначальное зерно аустенита, и лишь затем при более высоких температурах формируется зерно в процессе рекристаллизации аустенита. Однако металлографическое исследование структуры стали после лазерного нагрева не позволило изучить механизм образования аустенита при а-»у превращении из-за дисперсности зародышей аустенита. Начальные стадии образования аустенита изучали электроиномикроскопически на широко распространенных конструкционных сталях 18ХНВА, 20ХГСНМ, ЗбХНЗМФ. Нагрев до субкритических температур, как показало изучение структуры зоны отпуска, вызывает распад мартенсита - выделяются дисперсные карбиды, но в а-фазе не происходит процессов полнгонизации и рекристаллизации, сохраняется исходная реечная структура. Зародыши аустенита при лазерном нагреве стали со структурой реечного мартенсита образуются на границе мартенситных реек и ■имеют одну ориентацию в пределах первоначального зерна аустенита. При повышении температуры нагрева происходит их рост и образуется единое зерно аустенита. В этом случае металлографически наблюдается "восстановление" зерна, то есть проявляется структурная наследственность.

В процессе сверхбыстрого нагрева остаточный аустенит, который присутствовал в исходной структуре закаленных сталей, не успевает полностью распасться. Вновь образующийся аустенит возникает там, где локализуется остаточный, однако последний имеет вид тонких прослоек, а новые зародыши • аустенита—вид более широких кристаллов линзовидной формы.

В отпущенной стали образование аустенита при лазерном нагреве происходит также по "механизму восстановления" путем зарождения закономерно ориентированных кристаллов у-фазы по границам реек. Отсутствие в структуре

отпущенной стали остаточного аустенита не препятствует проявлению структурной наследственности.

При лазерном нагреве закаленной и высокоотпущенной стали структурная наследственность отсутствует. Однако зародыши аустенита, как и в закаленной стали, имели пластинчатую форму и возникали по границам реек а-фазы, то есть начало превращения происходит упорядочение. С повышением температуры нагрева появляются глобулярные зерна аустенита, происходит рост этих зерен и при охлаждении наблюдается мелкозернистая структура. Изменение формы зародышей с пластинчатой на глобулярную связано с рекристаллизацией аустенита в процессе превращения. Склонность к рекристаллизации

аустенита, образующегося при нагреве высокоотпущенной стали, не связана с нарушением реечного строения с-фазы, а объясняется смещением температуры рекристаллизации в интервал фазового а—превращения. Следовательно, при сверхбыстром лазерном нагреве стали с исходной мартснситиой структурой образование аустенита осуществляется путем ориентированного зарождения таким же механизмом, как и при нагреве со скоростями 100-1000 К/с. Этот последний механизм образования аустенита хорошо описан в литературе.

Проведенные исследования внесли также ясность в вопрос о влиянии остаточного аустенита на способность стали к восстановлению зерна. Этот вопрос длительное время дискутировался в литературе, относящейся к изучению превращения при быстром нагреве. Наши работы показали, что при лазерном нагреве отпущенной стали происходит восстановление зерна, несмотря на отсутствие в структуре остаточного аустенита. Можно заключить, что остаточный аустенит может способствовать восстановлению зерна при быстром нагреве, но. не является единственной его причиной. Восстановление первоначальной ориенгацш« у-фазы связано с возникновением на границах реек а-фазы множества лиизовидных зародышей:аустенита,. имеющих одну, ориентировку в пределах исходного аустенитного зерна. .

Неожиданными оказались результаты изучения механизма образования аустенита.при лазерном нагреве в сталях с исходной перлитной структурой. Материалом для исследования служили промышленная доэвтектоидная сталь 45 с исходной феррито-перлитиой структурой и эвтектоидная сталь У8 с полностью перлитной структурой. При удачном расположении фольги можно проследить все стадии образования аустенита.

Изменения структуры стали при лазерном нагреве начинаются еще до достижения температуры А», соответствующей началу образования аустенита при

Ш

нагреве. Структурные изменения происходят как в фсрритной, так и в карбидной фазах. В фсрритных пластинах перлита появляется большее число дислокаций, которые рапсе з структуре отсутствовали. Наблюдаемые структурные изменения внутри карбидной фазы можно рассматривать как дефекты кристаллической решетки цементита. При электронно-микроскопическом наблюдении начальных стадий фазового «превращения удалось обнаружить сдвиговое бездиффузионное зарождение аустенита в ферритнои составляющей перлита. Если направление сдвига при образовании аустенита направлено вдоль пластин феррита, то рост аустенитного зародыша в этом случае может происходить внутри отдельной ферритнои пластины, не затрагивая соседних цемеитипшх, причем после охлаждения аустенит превращается как в феррит, гак и в мартенсит. Важно отметить, что прекращение происходит в чрезвычайно локализованном объеме, в одной ферритнои пластине, что является признаком сдвигового механизма превращения. Кроме того в перлитной колонии пластина га-фазы превратилась в аустенит, а ограничивающие ее пластины цементита остались нерастворенными. Это означает, что состав аустенита и феррита одинаков, превращение идет по бездиффузионному механизму и не требует перераспределении углерода. Кристаллографический анализ показал, что это превращение происходит ориентированным способом, так как между ферритом перлита и образовавшимся аустенитом существует ориентационная связь и наблюдаются ориенгационные соотношения, близкие к o.e. Курдюмова-Закса. По характеру деформации цементитных пластин было установлено, что у—-*а превращение происходит сдвиговым механизмом. В том случае, цогда плоскость сдвига при образовании аустенита направлена под большим углом к пластинам цементита, наблюдается их деформация. Если ограничиться только случаем выполнения o.e. Багаряцкого, когда габитусная плоскость цементитной пластины параллельна (211)ф || (Ш1)ц, то возможны четыре варианта пересечения габитусной плоскости пластины плоскостями типа {И0}ф, в которых происходит сдвиг. При этом плоскость габитуса и плоскость сдвига могут образовывать следующие углы: 90,0; 73,2%; 54,7А и 30,0 градусов. Возможная геометрия образования зародышей аустенита при различных угла£ пересечения плоскостей показана на рис. 5.

Двухследовой анализ положения плоскости сдвига показал, что она совпадает с плоскостью типа {110}ф. Следовательно, по кристаллографии это превращение являетбя обратным мартенситиым. Экспериментальные данные показали, что при сверхбыстром лазерном нагреве сталей 'с перлитной структурой

<011)4»

^ШШШШШ

<»01)ц , (2И)ф

а

(101)ц I (2И)ф

щшфпюпа

Рис. 5; Схема взаимных ориентировок кристаллографических плоскостей и направлений сдвига для а—»у превращения в перлите: плоскость феррита, в которой зарождается кристалл аустснита, ориентирована по отношению к адяитпу: а) под углом 90"; б) под углом 73,2*.

может реализоваться сдвиговое картенсптоподобпое превращение. В этом случае а—»у превращение в стали развивается в ферриткой матрице независимо от присутствия пли отсутствия карбидов. Это не означает, что в карбидной фазе не происходит каких-либо изменений. Наоборот, при быстром нагреве могут происходить структурные изменения в цементите, которые могут ускоряться при взаимодействии цементита с уже образовавшимся аустешггом.

Таким образом, впервые экспериментально «оказано, что при лазерном нагреве сталей с перлитной структурой может реализоваться бездкффузионное сдвиговое мартенситоподобиое превращение феррита перлита в аустеннт, возможность «второго для углеродистых сталей предполагали В.Д.Садовский и В.Н.Гридиев, но экспериментально ранее не наблюдали.

Можно отметить, что при нагреве высоколегированных сталей с исходной мартенситной структурой такой мартснеитоподобный характер обратного а—»у превращения наблюдали ранее (В.В.Сагарадзе, В.И.Зельдович). Образующаяся при этом своеобразная структура получила название у-мартенсит. Можно заключить, что применение сверхбыстрого нагрева сталей с перлитной структурой может не только количественно, но и качественно изменить механизм образования аустенита из диффузионного неупорядоченного к бездиффузионному упорядоченному. Известно, что упорядоченное образование аустенита происходит и при диффузионном механизме при относительно медленном нагреве, что приводит к проявлению структурной наследственности.

Особые случаи структурной наследственности

Данная глава посвящена изучению возможности кристаллографически упорядоченного образования аустенита при нагреве стали с перлитной структурой.

Как правило, при нагреве пластинчатых перлитообразных структур структурная наследственность не наблюдается. В литературе описаны три случая проявления структурной наследственности при медленном нагреве стали с исходной перлитной структурой, которые различаются природой избыточной фазы 14л). Избыточные фазы присутствовали в структуре в виде видманштеттового феррита или цементита. В качестве избыточной фазы мог выступать остаточный аустенит. В этом случае восстановление зерна легко объясняется зародышевым действием остаточного аустенита.

В работе рассмотрен механизм образования аустенита при нагреве заэвтектоидных сталей 120Г4, 110Г6, 110Г8 с перлитной структурой и показано, что образование ориентированных зародышей аустенита возможно вблизи вндманштеттоь jx карбидов, тогда как внутри перлитных колоний образуются мелкие зерна аустенита произвольной ориентации.

При нагреве до более высоких температур происходит поглощение одних jepeii другими и образуются крупные зерна аустенита. Кристаллографическая ориентация этих зерен совпадает с ориентировкой первоначального зерна, то есть происходит восстановление зерна. Важной особенностью этого вида структурной наследственности является наличие после завершения полиморфного о-у превращения промежуточного мелкозернистого состояния, из которого при дальнейшем повышении температуры вырастает восстановленное зерно.

Дальнейшее изменение структуры наступает при температурах 1100...1200'С и заключается в зарождении и разрастании новых зерен аустенита. Ориентировки этих зерен оказались отличными от исходной ориентировки. Такое изменение структуры аустенита при высоких температурах связано с его рекристаллизацией, причиной которой может быть фазовый наклеп. Восстановленное зерно аустенита характеризуется также наличием своеобразной блочной структуры, которая устраняется при рекристаллизации аустенита.

Структурная % наследственность наблюдалась также при нагреве доэвтектоидных ■ сталей 45, 45С и 45С2 с исходной феррито-перлитной структурой. После охлаждения от высоких температур пластаны избыточного .феррита образовывали в пределах Первоначального аустенитиого зерна своеобразные пакеты, в которых длинные оси кристаллов феррита располагались преимущественно вдоль одного направления. Между ферритнымн пластинами находились участки перлита. Определение ориентации пластин видманштеттового феррита по отношению к первоначальному аустениту, Проведенное рентгеиоструктурным методом, показало, что в пределах одного пакета образовался избыточный феррит шести различных ориентировок. Для всех шести ориентировок выполнялись следующие условия:-плоскости (0!1)ф для каждой ориентировки были параллельны одной и той.же плоскости (Ш)г. Анализ полюсной фигуры показал, что меяСду избыточным ферритом и аустеиитом наблюдаются промежуточные ориеитационные соотношения.

Электронно-микроскопические исследования дали основание считать, что зарождение аустенита происходило не только внутри перлитных колоний, ко и на границах между рейками видманштеттового феррита или на границах между

ферритной рейкой и перлитной колонией. Установлено, что зародыши аустенита, обазовавшнеся на границе между феррнтнымн кристаллами,'ориектаикошю связаны с обоими, а-кристаллами и, как показывает кристаллографический анализ, их ориентировка может быть единственной, причем она совпадала с ориентацией первоначальною аустенита. Видманштеттовый феррит, который при сйсем образовании был ориентациоино связан с исходным аустенигом, также способствовали ориентированному зарождению аустенита на границе избыточного феррита с перлитом при нагреве образцов. Таким образом, наличие ориентированных избыточных фаз в перлитной структуре определяет ориентированное зарождение аустенита и .проявление структурной наследственности при нагреве.

Проявление структурной наследственности на практике при термообработке литых сталей

В данной главе рассмотрены случаи проявления структурной наследственности, которые встречаются на практике прн термообработке литых сталей.

Литая сталь типа ЗОХГНМ используется для получения массивных отливок, охлаждение которых происходит с малой скоростью, что способствует формированию крупного зерна. Последующая термообработка (закалка я нормализация) не приводила к измельчению зерна, то есть литая сталь ЗОХГНМ сказалась склонной к структурной наследственности. Сталь характеризовалась очень крупным зерном (-10 мм), имела бейнитную структуру с большим количеством остаточного аустенита (-около 20%). Предварительный высокий отпуск, применяемый на производстве с технологическими целями, препятствовал восстановлению зерна, в результате чего прн нагреве выше Асз в 790°С возникали мелкие зерна аустенита, сохраняющие сбою величину до высоких температур нагрева. Особенностью данной стали явилось то, что прн выдержке в интервале температур Ю30...1080*С из мелких перси вырастали крупные зерна, соответствующие по величине первоначальным, а'при дальнейшем повыше:!!!!! температуры вновь наблюдали их измельчение. Показано, что ' кристаллографическая ориентация образовавшихся крупных зерен совпадает с ориентировкой первоначальных .зерен. В этом случае реализуется особый механизм структурно?! ¡¡аследстзенпсстя, тогда госстгиовяскпе зерна аустенита происходит не вря фазоЕЗДМ превращает!!,• а а результате другого процесса,

родственного избирательной рекристаллизации и проходящего при более высоких температурах. .

Электронномикросконические исследования исходной бейнитной структуры показали, что в ней присутствуют глобулярные участки остаточного аустенита, достигающие размеров в несколько микрон. В процессе высокого отпуска при 650*С происходил распад остаточного аустенита, в нем наблюдали выделения карбидов цементнтного типа. В то же время рентгеноструктурные и электроиномикроскопические исследования позволяют считать, что при двухчасовой выдержке распадается не весь остаточный аустспит, в структуре стали сохраняются глобулярные участки аустенита величиной 1...3 мкм.

Совокупность экспериментальных данных позволила предложить следующее объяснение структурной наследственности этого типа, для литых сталей типа ЗОХГНМ. При нагреве высокоотпущсиной стали с исходной бейнитной структурой и достижении температуры фазового превращения на месте отпущенного феррита возникали мелкие зерна аустенита произвольной ориентации, рядом с которыми сохранились участки бывшего остаточного аустенита. имеющие ориентировку первоначального у-зерна. По-видимому глобулярные участки бывшего остаточного аустенита содержат меньше искажена»!, чем аустенит, образовавшийся из отпущенного беннита. Поэтому они служат естественными зародышами при последующем росте зерен. Увеличение продолжительности или кратности отпуска, изменение скорости нагрева будут способствовать более полному распаду остаточного аустенита я препятствовать проявлению структурной наследственности.

В результате проведенных исследований были найдены режимы. термической обработки, приводящие к рафиннровке зерна аустенита. Внедрение этих рекомендаций на Уралвагонзаводе для литых сталей дало экономический зффеэт более 2 млн.руб. (в ценах 1885 г.).

Другим примером практического использования полученных результатов является работа с АО "Завод дорожных матки им. Колющенко". Известно, что одной кз самых металлоемких отраслей машиностроения является транспортное машиностроение, то есть изготовление дорожных машин, отдельные детали которых (ножи, ковши и т.д.) работают и наиболее тяжелых условиях. На заводе дорожных машин им. Колгощенко для массового изготовления литьем наконечников и Ножей дорожных машин использовали хромоншеельмарганцевую сталь 2ЭХЗН2ГФЛ, разработанную Харьковским СПКТБ "Стройдормаш". Отливки этой стали проходят двойную нормализацию от 1000 и 950'С, а после

механической обработки следует закалка от 900"С и отпуск 200*С. Литая структура представляла видмаиштеттовыП феррит, перлит, участки беннита и остаточного аустенита. К сталям, используемым для изготовления таких изделий, предъявляются особые требования, в частности ударная вязкость должна быть высокой при отрицательных температурах. Практика работы с этой сталью показала, что многие плавки не удовлетворяют технологическим требованиям: КСи+20- > 0,25 МДж/м2, ав > 1500 МПа. При микроструктуриом исследовании закаленных отливок в них наблюдалось крупное зерно, приводящее к снижению вязкости и пластичности. Интересно, что границы зерна имеют зубчатость, характерную для структурной наследственности. Это обстоятельство, а также тот факт, что крупное зерно в этих ванадийсодержащих сталях получалось после нагрева под закалку до температур 850...95СС, позволили предположить, что его появление связано с проявлением структурной наследственности и литой стали. В этой стали сохраняется крупное зерно аустенита и его величина не зависит от температуры нагрева под закалку. При температуре нагрева выше !000°С происходит рекристаллизация аустенита, ас приводящая однако к значительному измельчению зерна. Проявление рекристаллизации выше 1000'С, наличие зубчатости и постоянный размер зерна до и после закалки подтверждают точку зрения, что сохранение крупного зерна в литой стали 23ХЭН2ГФЛ связано с проявлением структурной наследственности при а—»у превращении. Такой результат представляет в сущности типичный пример легирования стали никелем, когда в погоне за снижением температурного порога хладноломкости перестают обращать внимание на высокую устойчивость аустенита на первой (феррито-перлнтной) ступени его распада. Вследствие этого операция нормализации теряет спою функциональную роль получения неориентированных продуктов распада у-фазы и превращает я в закалку на бейннто-мартснснтиую структуру, в которой благодаря ориентациопной связи у- и а-фаз зерна превращенного аустенита являются действительными поверхностями разрыва' ориентировок. Устранить структурную наследственность молено двумя путями: либо изменить условия кристаллизации и термообработки елнгка (структурную наследственность можно устранить введением 20 часового отпуска при 650*С, однако такой режим экономически не приемлем), то есть условия получения исходной структуры, либо изменить химический состав стали. Условия кристаллизации и термообработки легко изменять при проведении лабораторных исследований, но на практике это вызывает определенные, часто непреодолимые трудности, например, невозможность осуществить быстрое охлаждение

массивных литых заготовок. Е то же время, варьируя легированность стали, можно изменить устойчивость аустеннта, и при той же скорости охлаждения заготовок получить другую (фсррито-перлитную) исходную структуру. Следовательно, э~от способ позволяет влиять на структурную наследственность стали, почти не изменяя технологического режима термообработки, что более предпочтительно в заводских условиях. Именно этот способ и был в конечном итоге использован для повышения свойств исследованной стали.

В реальных условиях выбор марки стали и режима термической обработки всегда является компромиссом многих производственных тенденций. Время проведения этой работы совпало с моментом резкого повышения стоимости никеля, что сделало особенно актуальной обсуждавшуюся и раньше на заводе проблему изменения марки стали для рыхлителей и ножей бульдозера.

Нами была подобрана группа перспективных и относительно дешевых сталей, из которых были отлиты партия рыхлителей и образцы для лабораторных исследований. Основное внимание было уделено базовой стали 23ХЭН2ГФЛ, в которой постепенно понижал» содержание никеля. При этом концентрацию хрома сохраняли достаточно высокой (около 2 г.ес.%), не столько для сохранения высокой нрокалнваемости, сколько для теплостойкости мартснсптпо!! структуры, ибо в процессе работы рыхлителей неизбежны удары, пропахивания н тому пс.добные механические эффекты, в очаге которых происходит локальное повышение температуры да 400...600'С.

Микроструктура сталей была изучена после нормализации, а также после закалки от различных температур. Достаточно было в стали 2ЭХЗИ2ГФЛ понизить содержание никеля до \%, как нормализация литых заготовок привела к формированию перлитной структуры н, соответственно,, к мелкозернистой структуре в закаленном состоянии. Мелкое зерно характерно и для других сталей, даже содержащих марганец (25Г2СРФД) при-всех использованных температурах закалки, что обусловлено как трехкратной перекристаллизацией, так и содержанием в сталях ланадия, карбиды которого сдерживают, рост зерна. Окончательная.термическая обработка заключалась в закалке с низким отпуском 200'С. Предложенные стали после термообработки имели мелкозернистую структуру н давали требуемые значения механических свойств, ь том числе высокие циклические свойства. После проведения всех необходимых испытаний и анализа механических свойств предложенные стали были рекомендованы для изготовления ножен и наконечников дорожных машин. Замена ннкельсо-

держащих сталей на безникелевые, но с тем же уровнем свойств, позволила получить экономический эффект п IS93 году в размере 53 млн. рублей.

зыводы

1. Экспериментально установлено, что перлитное превращение в сталях,которое считается классическим примером диффузионного неупорядоченного превращения, моясет приводить к появлению структуры, ориентацнонно связанной с первоначальным аусгеиитом (образуется текстура а-фазы в пределах одного зерна аустенита). Это обстоятельство обуславливает проязлише структурной наследственности при нагреве сталей с перлитной структурой. Наличие избыточных фаз (цементита, феррита), ориеитационно связанных с аустенитом, стимулирует аосстановление.зерна.

2. Разупрочнение при отжиге в а - состоянии стали со структурой тонкопластинчатого перлита проходит в несколько этапов. На первом этапе, которому соответствует наибольший эффект разупрочнения, практически отсутствуют структурные изменения. Высказана и развита гипотеза, что разупрочнение перлита па этой стадии обусловлено снижением до равновесного по отношению к цементиту концентрации углерода в феррите, которая была исходно повышена, так как ее уровень определялся локальным а/у равновесием на фронте роста перлитных колоний из аустенита. Термодинамические оценки повышения концентрации углерода в феррите перлита, образующегося при 500"С, согласуются с наблюдаемым уровнем дополнительного упрочнения перлита.

Последующие стадии отжига перлита сопровождаются структурными •превращениями в обеих фазах перлпта: в цементите—дробление пластин, сферондизация и коалееценция; в феррите —полнгоннзация и рекристаллизация.

3. Развиты новые представления о процессе коалесценции карбидов, объясняющие в том числе полигшшзацию и рекристаллизацию феррита при отжиге недеформнрованного перлита. Процесс коалесценции карбидов может осуществляться несколькими механизмами в." зависимости ' от толщины цементитнмх пластин: а) если толщина меньше некоторого критического значения hK~10 им, то возможна быстрая коалееценция, когда перенос карбидной фазь! из участка растворения в зону нового-выделения происходит только за счет диффузии углерода, при этом решетка цементита-перестраивается р решетку феррита, возникают упругие напряжения и сетки поверхностных дислокаций; б) при толщинах h»hK происходит медленная коалееценция, когда перенос

карбидной фазы осуществляется путем сопряженной диффузии углерода и вакансий. Диффузия последних устраняет изменение объема при растворении цементита; в) возможна коалесценция путем переноса атомов углерода и железа по большеугловым границам рекристаллизованных зерен, появление которых связано с рекристаллизацией от фазового наклепа, возникшего в результате начального действия механизма быстрого растворения.

С позиций уравнения Гиббса-Томсона проведен анализ устойчивости плоских граней цементитной пластины при растворении и рассмотрены вероятные механизмы дробления пластин при отжиге.

4. Экспериментально установлена возможность образования низкотемпературного перлита в заэвтектоидных сталях, который по фазовому составу, кинетике превращения и морфологии продуктов распада не отличается от классического перлита. Температурная область его существования расположена между областями реализации верхнего и нижнего бейнитных превращений. Показано, что области существования верхнего и нижнего бейнита генетически связаны со ступенями у-*« превращения безуглеродистой основы сталей. Рассмотрены причины возникновения прослоек остаточного аустенита в мартенсите сталей.

5. При сверхбыстром лазерном нагреве сталей с исходной перлитной структурой экспериментально достоверно установлено, что образование аустенита может происходить мартенситоподобиым сдвиговым бездиффузионным механизмом с соблюдением ориентацжнгных соотношений между ферритной составляющей перлита и вновь образовавшимся аустенитом.

6. Предложены режимы термообработки, исключающие случаи, возникновения структурной наследственности в литых сталях в условиях Уралвагонзавода (экономический эффект около 2 млн.руб., в ценах 1985 г.), а также новые экономнолегированные литые высокопрочные стали для рыхлителей и ножен бульдозеров взамен 23ХЭН2ГФЛ, для которых одно или двухкратная нормализация приводит к перлитному распаду аустенита и как следствие, к устранению наследственности крупнозернистой литой структуры, к которой склонна данная сталь. Новые стали, испытаны .и приняты для производства литых режущих инструментов на АО "Завод дорожных машин им. Колющенко" г. Челябинск, что позволило получить экономический эффект - 53 млн. рублей за 1993 год.

Цитируемая литература:

1л. Стрсгулин Л.И., Копии Ф.С. Исследование превращений аустенита в высокоуглеродистой стали.//Исследование по проблеме "Аустеиит и его превращения": Труды УФАН СССР.-М.: 1937,-Вып. 9,-С. 137-171.

2л. Левченко A.A., Пивоваров В.М., Тананко И.А. О механизме формирования структуры бешшта в заэвтекгоидкых сталях.//ФММ, —1970—29, — Вып. 3, С. 329-334.

Зл. Садовский В.Д., Табатчикова Т,И., Салохик A.B., Малыш Н.М. Фазовые и структурные превращения при лазерном нагреве стали. I. Влияние исходной структуры.//ФММ,-1982-53,-Вып. 1,-С. 86-94.

4л. Садовский В.Д. Структурная наследственность в стали. —М.: Металдур-гия, 1973.—205 с.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах.

Монографии:

1. Садовский В.Д., Счастливцев В.М., Табатчикова Т.И., Яковлева И.Л. Лазерный нагрев и структура стали.—Свердловск, Изд. АН СССР, УрО, 1989, 100 с.

2. Счастливцев В.М., Мирзасв Д.А., Яковлева И.Л. Структура тер'мообработаниой стали. М.: — Металлургия, 1994, —288 с,-

3. Актуальные вопросы лазерной обработки сталей и сплавов./Под редак. Б.К.Соколова, И.Г.Тсрегулова/ РАН ИФМ, Инж.Акад. респ-ки Башкортостан, Екатеринбург-Кумертау, 5994, —137 с.

Статьи:

_ 4. Счастливцев В.М., Яковлева И.Л. Электпонно-микроскопическое исследование структурных превращений в перлите.//ФММ, Е974 — 38, Вып. 3, С. 571-576. , ••

5. Счастливцев В.М., Яковлева И.Л. Структурный механизм фазового превращения в заэвтектоидных марганцевых сталях.//"Структурный механизм фазозых превращений металлов и сплавов", —М.: Наука, 1976, С.23-27.

6. Счастливцев В.М., Яковлева И.Л. Механизм структурной наследственности в заэвтектоидных сталях.//ФММ, 1977—43, Вып. 2, С. 358356.

7. Смирнов М.А., Штейнберг М.М., Счастливцев В.М., Филатов В.И., Яковлева И.Л., Патраков Е.И. Влияние высокотемпературной деформации на структуру и свойства изотермически закаленных сталей.//ФММ, 1979—48, Вьш.4, —С. 822-831.

8. Счастлива ев В.М., Яковлева И.Л. Ориектациогшая связь перлита и аустснита в заэвтектоидны:-: сталях.—Доклады X Всесоюзной конференции по электронной микроскопии.-Ташкент, Изд. ВИНИТИ, 1876, С. 178-179.

9. Счастливцев В.М., Яковлева И.Д., Заваров А.С. Влияние отпуска на структуру и свойства натептированпон проволоки.//ФММ, 1980—49, Вып.1, С. 138-144.

10. Счастливцев В.М., Садовский В.Д., Морозов О.П., Яковлева И.Л. О существовании низкотемпературного перлита в заззтектоидных сталях.//ФММ, 1981-51, Вып. 5, С. 991-1001.

11. Счастливцев В.М., Вармина И.Л., Яковлева И.Д., Легостаев Ю.Д., Малышевы«!» В.А. Образование и устойчивость ревертнрованного аустснита в малоуглеродистых нкксльмолнбдсиоиых сталях,//ФММ, 1983 — 53, Вып.2, С. 316-322.

12. Счастливцев В.М., Бармица И.Л., Яковлева И.Л., Карзуаов С.Г., Мнрзаев Д.Л., Морозов О.П., Легостаев 10.Л., Ссмичсва Т.Г. Мартенситные превращения в малоуглеродистых ннкельмелнбденовых сталях.//ФММ, 1983 - 55, Вып. 4, С. 724-732,

13. Мнрзаев Д.Д., Карзунов С.Г., Счастливцев В.М., Яковлева И.Л. Влияние скорости охлаждения при закалке на количество остаточного аустснита и твердость углеродистых сталсй,//ФММ, 1983-66, Вып.5, С. 1033-1035.

•14. Счастливцев В.М., Калетипа Ю.В., Яковлева И.Л. Структурная память в дозвтектоидной стали с вндманштеттовым ферритом.//ФММ, 1984 — 58, Вып. 3, С. 547-556. .

15. Счастливцев В.М., Бар,мина И.Л., Карзунов С.Г., Мирзаев Д.А., Яковлева И.Л. Особенности изотермической диаграммы превращения переохлажденного аустснита для малоуглеродистых легированных сталей.//ФММ, 1985-60, вьш'.4, с. 780-784.

16. Мирзаев Д.А., Карзунов С.Г., Счастливцев В.'М., Яковлева И.Л.,' Харитонова П.В. Гамма-альфа превращение п пизкоуглеродистых сплавах железо-хр,ом,//ФММ, 1986-61, Вьш. 2, С. 331-338.

17. Мирласв Д.Л., Карзунов С.Г., Счастливцев В.М., Яковлева И.Л., Харитонова Е.В. Особенности мартснситного н бейлнтного "превращения в хромистых сталях.//ФММ, 1986-62, Вып. 2, С. 318-327.

18. Садовский В.Д., Счастливцев В.М., Табагчикова Т.Н., Яковлева И.Л. Образование аустенита при сверхбыстром лазерном нагреве сталей со структурой пакетного мартенсита.//ФММ, 1987 - 63, Вып. 3, С. 555-562.

19. Морозов О.П., Счастливцев В.М., Яковлева И.Л. Соотношение между кинетикой образования, скоростью роста отдельных зародышей и микроструктурой бейнита в стали 40ХНМ.//ФММ, 1987—64, Вып. 6, С. 1136-1146.

20. Счастливцев В.М., Яковлева И.Л., Табатчикова Т.И. Электронно-микроскопическое исследование образования аустенита при сверхбыстром лазерном нагрет- сталей.//"Методы повышения конструктивной прочности металлических материалов. — М.: Знание, 1988, С. 7-11.

2!. Коршунои Л.Г., Макаров A.B., Счастливце» В.М., Яковлева И.Л., Осиннева Д.Л. Структура и износостойкость стали У8, обработанной лазером. //ФММ, 1988 6«, Выи. 5, С. 948-957.

22. Вахлрсв С).Г., Гаврилюк В.Г., Иадутов В.М., Ошкадеров СЛ., Счастливцев В.М., Яковлева И.Л. Структурные изменения при нагреве холоднодеформироианнон углеродистой стали с перлитной структурой. //ФММ, 1989 67, вып. 2, с, 341-346.

23. Морозов О.П., Счастливцев В.М., Яковлева И.Л. Верхний н нижний бейнит в углеродистой эвтектоиджад стали.//ФММ, 1990, 2, С. 150-159.

24. Schastlivtsev V.M., Mirzàyev П.Д., Baev A.i., Karzunov S.Ii-, Уakovleva 1.1.. The Connection of Martensitic and Bainitic Transformation in Carbon and Alioved Steel.//Heat Treatment and Technology of Surface Coating.-Materlals of the Congress. V. 2, P. 150457, Moscow, 11-14 Dec..1990.

25. Морозов О.П., Счастливцев В.M., Яковлева И.Л. Влияние дополнительного легирования хромом н молибденом углеродистой эвтектондной стали на верхнее и нижнее бейнитиоз превращение аустенита.//ФММ, 1991, „NÄ 4, С. 138-145.

26. Счастливцем Ü.M., Мнрзаса Л.Д., Баев А.И., Карзунов С.Е., Яковлева И J1. Связь мартененгного и бейннтного превращений в углеродистых и легированных сталях.//МиТОМ, 1991, .N» 7, С. 2-3.

27 Садовский В.Д., Счастливцев В.М.. Табатчикова Т.И., Осинцева А.Л., Яковлева И.Л. Структура высокопрочный сталей после лазерной

обработки.//"Лазерная обработка сталей и титановых сплавов", Пермь, ППИ, 1991, С. 3-8.

28. Sadovskiy V.D., Scliastlivtsev V.M., Tabatchikova T.I., Yakovleva I.L. Laser Heating and Structure of Steel.//"Laser Treatment of Materials". Informationsgeselsohaft VerlaR ECLAT-92, Germany, 1992, P. 307-311.

29. Yakovleva 1.1—, Tabatchikova T.l. Characteristic Features of Laser-Induced Hardening in Maraging Steels.//"Laser Treatment of Materials". Informationsgeselschaft Verlag ECI-AT-92, Germany, 1992, P. 355-361.

30. Яковлева И.Л., Счастливцев В.M., 'Габатчикова Т.Н. Экспериментальное наблюдение бездиффузиошшго образования аустенита в стали с перлитной структурой при лазерном нагреве.//ФММ, 1993 -76, Вып. 2,

31. Счастливцев В.М., Яковлева И.Л., Мирзаев Д.Л. Структурные превращения в перлите при нагреве. 1. Твердораетлорн<л? упрочнение ферритнои составляющей перлита.//ФММ, 1994 -77, Выи. 4, С. 136-147.

32. Счастливцев В.М., Яковлева И.Л!, Мирзаев Д.Д. Структурные превращения в перлите при нагреве. П. Источник фазового наклепа и рекристаллизации феррита.//ФММ, 1994- 78, Вы». 3, С.

33. Счастливцев В.М., Яковлева И.Л..Мирзаев Д.А. Структурные превращения в перлите при иагрсие. III. Сферондизация карбидов. Уравнение Гиббса-Томсона и проблема коагуляции карбидов.//ФММ, 1994 — 78, Вып.З, С.

34. Schastlivtsev V.M., Mirzaev D.A., Bacv A.I., Karzunov S.E. and Yakovleva I.L. The Connection of Martcnsitic and Bainitic Transformation in Carbon and Alloyed Steels.//Proc. of the International Conference on Martensitic Transformations (1COMAT-92), 20-24 Juli 1992, Monterey, California, USA, P. 425-430.

35. Schastlivtsev V.M., Mirzaev D.A., Karzunov S.E. and Yakovleva I.L. Transformations of Austenite in Low-Carbon Alloys Fe-Cr and Alloyed Steels under Conditions of Cooling Rates of 0.1 to 500,OOOK/s.//Proc. of the Internationa! Symposimp on New Aspects of Microstructure LCS'94, Nov.29-Dcc.l 1994, Tokyo, Japan, P. 27-30.

36. Mirzaev D.A., Schastlivtsev V.M., Karzunov S.E. and Yakovleva I.L. New Consepts of Bainitic and Martensitic Transformations in Steels Based on Multistep y-a Transformation in Steel Matrix.//Proc." of the International Symposium on New Aspects of Microstructure LCS'94, Nov.29-Dec.l 1994, Tokyo, Japan, P. 123-126.

C. 86-98.