книги / Наноструктурные стали

Исследование процессов формирования структуры и свойств при интенсивной термоциклической обработке проводили на конструкционной низкоуглеродистой стали 12Х2Г2НМФТ со скоростью нагрева 90 °С/с, чего достигали посадкой в соляные печиванны, нагретые до температуры 800–1000 °С с последующим водным охлаждением [41].

2.1.1. Эволюция структуры исходно закаленной низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФТ при интенсивной термоциклической обработке

Для анализа структуры стали 12Х2Г2НМФТ после различных режимов термоциклической обработки использовали оптический микроскоп МИМ-8 и просвечивающий электронный микроскоп Technai G2 FEI. Металлографические исследования зеренной структуры проводили комбинированным методомокисления-травления [42].

В исходно закаленном состоянии стали 12Х2Г2НМФТ (закалка 930 °С, вода) перед интенсивной термоциклической обработкой выявили, что действительный размер аустенитного зерна составляет 18 мкм (рис. 2.1, а), а электронно-микроскопические исследования определили структуру пакетного мартенсита со средним поперечным размером рейки порядка 250 нм (рис. 2.1, б).

аб

Рис. 2.1. Исходно закаленное состояние стали 12Х2Г2НМФТ: а – зеренная структура аустенита; б – структура пакетного мартенсита

21

Методом пробных закалок исследовали процессы образования и роста зародышей аустенита при скоростном нагреве в межкритическом интервале (МКИ) в исследуемой стали. Было показано, что в исходно закаленной стали 12Х2Г2НМФТ образование первых порций аустенита происходит вдоль межреечных границ по механизму восстановления [43, 44], о чем свидетельствует расположение и форма этих свежезакаленных из МКИ участков мартенсита, которые образуются из зародышей аустенита (рис. 2.2, а). При дальнейшем нагреве образовавшиеся зародыши прорастают вдоль реек до границы пакета, а затем их рост происходит за счет движения межфазной границы по телу рейки (рис. 2.2, б). При этом процессы рекристаллизации в исходной α-фазе отсутствуют, что приводит к реализации явления структурной наследственности аустенитных зерен в стали после завершения аустенитизации в МКИ [45].

аб

Рис. 2.2. Процесс образования и роста зародышей аустенита в стали 12Х2Г2НМФТ на первом цикле ИТЦО при скоростном нагреве в МКИ, выдержка 20 с при температуре нагрева с последующей закалкой в воде: а – 730 ºС, темнопольное изображение в рефлексе (110) α-фазы; б – 770 ºС; Мсв.з – свежезакаленный мартенсит; αрелакс – исходная релаксированная α-фаза

Эволюция микроструктуры стали 12Х2Г2НМФТ при термоциклировании на 800 ºС представлена на рис. 2.3. Данные микроструктурного анализа образцов, подвергнутых ИТЦО при темпера-

22

туре 800 ºС, свидетельствуют о диспергировании структуры при увеличении количества циклов от 1 до 7. Во всех случаях реализуется двухфазное состояние: исходная релаксированная α-фаза (области с сильным травлением) и свежезакаленный мартенсит (области со слабым травлением).

аб

Рис. 2.3. Микроструктура стали 12Х2Г2НМФТ после ИТЦО на 800 ºС: а – 1 цикл; б – 7 циклов

Изучена структура стали 12Х2Г2НМФТ после термоциклирования при 900 ºС (рис. 2.4) и 1000 ºС (рис. 2.5). Данные микроструктурного анализа образцов также свидетельствуют о диспергировании структуры после обработки. Контраст изображений микроструктур образцов, подвергнутых ИТЦО при температуре 900

и1000 ºС, отличен от контраста изображений микроструктур образцов после ИТЦО при 800 ºС. Во всех случаях после ИТЦО при 900

и1000 ºС присутствует однофазная структура – свежезакаленный мартенсит.

При термоциклировании при 900 ºС наблюдается измель-

чение аустенитного зерна на первом цикле с 18 до 8 мкм, на третьем – до 1,5 мкм с последующей стабилизацией среднего размера зерна, но при этом увеличивается однородность зеренной структуры. При циклировании до 1000 ºС на первом цикле аустенитное зерно измельчается до 10 мкм, а дальнейшая ТЦО

23

не приводит к существенному изменению среднего размера зерна, но при этом также увеличивается однородность зеренной структуры.

Рис. 2.4. Структура стали 12Х2Г2НМФТ после ИТЦО на 900 ºС: а, б – 1 цикл; в, г – 5 циклов

Анализ тонкой структуры образцов после ИТЦО при температуре 900 и 1000 ºС показывает, что после одного цикла в стали присутствуют рейки большего размера по сравнению со структурами образцов, подвергнутых ИТЦО при этих же температурах, только на большее количество циклов. При электронно-микроскопи- ческих исследованиях структуры после ИТЦО при 900 ºС после 5 циклов (рис. 2.4, г) наблюдаются однопакетные области бывших аустенитных зерен с реечной фрагментацией внутри. Средний по-

24

перечный размер реек в данном случае уменьшается в связи с уменьшением размера аустенитного зерна с 250 нм (в исходном состоянии размер бывшего аустенитного зерна составляет 18 мкм) до 80 нм (при среднем размере аустенитного зерна 1,5 мкм).

Рис. 2.5. Структура стали 12Х2Г2НМФТ после ИТЦО при 1000 ºС: а, б – 1 цикл; в, г – 5 циклов

Микроструктура образцов, подвергнутых ИТЦО при температуре 1000 ºС, 1 и 5 циклов (рис. 2.5, а, в), однофазная и менее дисперсная, чем микроструктура образцов после ИТЦО при температу-

ре 900 ºС (рис. 2.4, а, в).

Данные исследования структуры стали 12Х2Г2НМФТ после ИТЦО при 1000 ºС свидетельствуют об измельчении аустенитного зерна по сравнению со структурой стали в исходном состоянии. Су-

25

щественных изменений в структуре образцов, подвергнутых однократному и пятикратному циклированию при 1000 ºС (см. рис. 2.5, а и в), не обнаружено, однако при увеличении числа циклов возрастает однородность зеренной структуры. В реечной структуре пакетного мартенсита после ИТЦО при 1000 ºС, 1 цикл и 5 циклов существенных изменений не происходит. Из анализа микроструктуры следует, что наибольшее измельчение наблюдается после термоциклирования при 900 ºС, 5 циклов.

Данные анализа дифракции отраженных электронов, полученные на растровом ионно-электронном микроскопе Quanta 200 3D, представлены на рис. 2.6.

Рис. 2.6. Дифракция отраженных электронов стали 12Х2Г2НМФТ после ТЦО при 900 ºС, 5 циклов: а – зеренная структура;

б – распределение зерен по размерам

Структура стали 12Х2Г2НМФТ после ИТЦО при 900 ºС, 5 циклов состоит из однородных по размеру зерен со средним размером 1,5 мкм. Кристаллографическая текстура комплекса новых мелких равноосных зерен отсутствует. Около 80 % межзеренных границ высокоугловые.

26

2.1.2. Дилатометрические исследования процессов интенсивной термоциклической обработки стали 12Х2Г2НМФТ

Методом дилатометрического анализа превращений в стали 12Х2Г2НМФТ с использованием закалочного дилатометра Linseis RITA L78 при различных режимах термоциклирования определены температуры начала α→γ-превращения (Ас1) и мартенситного γ→α-превращения (Мн).

Дилатометрический анализ образцов в процессе ИТЦО при 900 ºС (рис. 2.7, а) показал снижение на первых циклах температуры начала аустенитизации (Ас1), при циклировании при 1000 ºС положение этой критической точки остается неизменным. Это вызвано тем, что повышенная плотность дефектов кристаллического строения [46, 47], приводящая к снижению Ас1, наследуется аустенитом и является основной причиной развития первичной рекристаллизации в процессе скоростной аустенитизации, что вызывает измельчение зерна и, как следствие, снижение точки начала мартенситного превращения при последующей закалке.

При термоциклировании, по данным [22, 31], диспергирование структуры наиболее интенсивно идет после первых циклов нагрева, в то время как угол разориентировки зерен и субзерен структурных составляющих продолжает расти при дальнейшем циклировании. Так, термоциклирование при 1000 ºС приводит к снижению Мн до 363 ºС на первом цикле по сравнению с Мн при предварительной термической обработке. Увеличение количества циклов при 1000 ºС не приводит к существенному изменению положения Мн (рис. 2.7, б), что связано с тем, что при каждом нагреве во время короткой выдержки при этой температуре собирательная рекристаллизация приводит к получению зерна одного и того же размера.

Термоциклирование при 900 ºС вызывает существенное снижение Мн – до 345 ºС при первом цикле и до 336 ºС на третьем цикле, что связано с процессами измельчения аустенитного зерна в результате развития первичной и отсутствия собирательной рекристаллизации из-за недостаточно высокой температуры выдержки,

27

короткой выдержки и системы легирования. При ИТЦО более 3 циклов при 900 ºС Мн средний размер зерна не изменяется, но при этом увеличивается однородность зеренной структуры.

Рис. 2.7. Зависимость Ас1, Мн и размера аустенитного зерна от режимов ИТЦО: 1 – 900 ºС; 2 – 1000 ºС; 0-й цикл – исходная термическая обработка горячекатаных образцов: закалка 930 ºС, выдержка30 мин, охлаждениевводе

Таким образом, судя по дилатометрическим данным и результатам металлографического анализа, можно сказать, что наибольшее измельчение аустенитного зерна реализуется при термоциклировании при 900 ºС после 3 циклов. При многократной циклической бы-

28

строй аустенитизации стали 12Х2Г2НМФТ происходит взаимозависимое снижение критических точек Ас1 и Мн с последующей стабилизацией их положения (см. рис. 2.7). Так, при ИТЦО с 900 ºС если при нагреве в цикле N наблюдается снижение температуры начала аустенитизации (Ас1) относительно нагрева в цикле (N – 1), то в цикле N наблюдается и снижение температуры начала мартенситного превращения (Мн) относительно охлаждения в цикле (N – 1). При стабилизации положения Ас1 относительно предыдущего цикла наблюдается стабилизация Мн. Дальнейшее циклирование после достижения наибольшего измельчения при ИТЦО приводит к увеличению однородности зеренной структуры.

2.1.3. Испытания механических свойств стали 12Х2Г2НМФТ после различных режимов ИТЦО

При испытаниях механических свойств стали 12Х2Г2НМФТ после различных режимов ИТЦО определяли характеристики прочности (σв, σ0,2), твердости (HRC), пластичности (δ, ψ) и ударной вязкости (КСТ). Испытания на одноосное растяжение были проведены на универсальной электромеханической системе типа Instron 8801. Полученные данные приведены в табл. 2.1.

По результатам испытаний на одноосное растяжение образцов из исследуемой стали, подвергнутых ИТЦО, при всех режимах наблюдается тенденция к росту предела текучести (σ0,2) при увеличении количества циклов, что связано с зависимостью Холла – Петча между пределом текучести и размером характерного элемента материала.

По данным испытаний образцов исследуемой стали, подвергнутых термоциклированию на температуру 800 ºС, предел прочности у них ниже, чем у образцов, подвергнутых ИТЦО при температуре 900 и 1000 ºС, при одинаковом количестве циклов. Это связано с тем, что при термоциклировании нагрев происходит до температуры 800 ºС, при которой не проходит полная аустенитизация (критическая точка Ас3 этой стали при этих условиях нагрева находится на уровне 850 ºС), т.е. получается конечная двухфазная структура –

29

исходный отпущенный и свежезакаленный мартенсит. Такое структурное состояние приводит к снижению прочностных характеристик (предела прочности материала до уровня 1170–1200 МПа), но при этом характеристики пластичности повышаются – относительное удлинение составляет 18–19 %.

Таблица 2.1

Результаты испытаний механических свойств образцов из стали 12Х2Г2НМФТ после различных режимов ИТЦО

При нагреве до температуры 900 и 1000 ºС образуется 100 % аустенита, который при охлаждении превращается в низкоуглеродистый пакетный мартенсит. Падение прочностных характеристик при термоциклировании до 900 и 1000 ºС не наблюдается, что связано с полной аустенитизацией при нагреве. При этих режимах термоциклирования получены наибольшие значения предела прочности (σв = 1400 МПа), хотя наряду с высокой прочностью в материале реализуется достаточно высокая пластичность.

30