Канаев А.Т., Богомолов А.В., Канаев А.А.

Евразийский национальный университет им.Л.Н.Гумилева, Казахстан

Структура и прочность мартенсита, образованного из горячедеформированного аустенита

Общепризнано, что совмещение горячей пластической деформации и фазовых превращений в одном технологическом цикле прокатки является эффективным способом повышения механических свойств массовых промышлененно-выпускаемых сталей. Многочисленными исследованиями, проведенными в последние годы, показано, что используя совмещенную деформационно-термическую обработку, на углеродистых и низколегированных сталях можно достичь необычайно высокого комплекса механических свойств, который не может быть достигнут обычными способами термической обработки или сложного легирования. Накопленные данные позволяют утверждать, что процессы структурообразования в результате совместного влияния пластической деформации и фазовых превращений на сплав в твердом состоянии отличны от формирования структуры при обычной термической обработке. Это объясняется повышенной плотностью дислокаций в кристаллической решетке и их специфическим распределением. М.Л.Бернштейном впервые показано, что субструктура, созданная в аустените при высокотемпературной деформационно-термической обработке, в т.ч., полигональные субграницы, ячейстая субструктура и отдельные дислокаций, полностью наследуются при А → М превращении мартенситными кристаллами как пакетного, так и пластинчатого типа [1] .

Согласно теории, созданной акад. Г.В.Курдюмовым, в процессе сдвигового мартенситного превращения полностью сохраняется взаимное соседство атомов, поэтому должны сохраняться и дислокаций и их сплетения, имевшиеся в исходном аустените. Так, плоскость плотнейшей упаковки (111) в ГЦК решетке наиболее близка по атомному строению к плоскости плотнейшей упаковки (110) ОЦК решетки, а направление плотнейшей упаковки [110] в ГЦК решетке наиболее близко по своему атомному строению к направлению плотнейшей упаковки [111] ОЦК решетки. Поэтому если плоскость (111) аустенита преобразуется в плоскость (110) мартенсита, а направление в ней [111] в направление [110] , то и дислокаций, принадлежащие в аустените семейству {111}<110> преобразуется в обычные для ОЦК решетки {110} < 111>.

Существенное значение при этом имеет закономерность перестройки, которая состоит в том, что атомы могут перемещаться только в определенных направлениях по отношению к своим соседям. После таких перемещений в одну и ту же сторону получается сдвиг, являющийся характерной чертой мартенситного превращения.

Исследования последних лет показали, что влияние предварительной деформации на морфологию и строение кристаллов мартенсита носит сложный характер, что связано с многообразием факторов, влияющих на мартенситное превращение и изменяющихся под воздействием деформации. Поэтому очевидна необходимость дальнейщих систематических исследований, в которых наряду с температурно-временными параметрами обработки учитывались бы такой практически важный параметр обработки, каким является последеформационная пауза (ПДП).

В данной работе исследовали структуру мартенсита, образованного из горячедеформированного аустенита и механические свойства стали марки Cт.5сп после различных температурно-временных параметров обработки. Для прокатки арматурных профилей диаметром 10мм на лабораторном стане 190 использовали заготовки овального сечения, полученные путем отрезки из раската, выходящего из предчистовой клети мелкосортного стана 280. Примененные режимы деформационно-термической обработки при заданном уровне деформации (ω = 30%) приведены в таблице 1.

Режимы высокотемпературной деформационно-термической обработки

Табл.1

Номера образцов	Температура прокатки, ^0С	Последеформа ционная пауза, ∆τ, с	Охлаждающая среда	Примечание
1	860	5	10% водный раствор NaCl	Отпуск при 500С, Выдержка 1ч.
2	≈	10	≈
3	≈	15	≈
4	≈	20	≈
5	980	0	10% водный раствор NaCl	Отпуск при 500С, Выдержка 1ч.
6	≈	5	≈
7	≈	10	≈
8	≈	15	≈
9	Контрольный образец, закалка 980 С
10	1100	5	10% водный раствор NaCl	Отпуск при 500С, Выдержка 1ч.
11	≈	10	≈
12	≈	15	≈
13	≈	20	≈

Механические свойства образцов, подвергнутых обработке, определяли на установке «Инстрон», предварительно изготовив образцы на растяжение по ГОСТ 1497-94. Скорость деформации при растяжении составляла 2*10^-4 с ^-1. Электронно-микроскопические исследования образцов проводили на электронном микроскопе ЭММА-2 при увеличениях 15 000 – 40 000 раз.

Исследования показывают, что формирование развитой субструктуры в аустените при деформационно-термической обработке влияет на размер пакетов мартенситных кристаллов, измельчая с некоторым снижением коэффициента формы D_MAX/D_MIN при повышении температуры прокатки.

Средний размер аустенитного зерна (D) и размеры мартенситных пакетов стали марки Ст.5сп

Табл.2

Вид обработки	(D), мкм	Размеры мартенситных пакетов
		dмах, мкм	dмin, мкм	Kф
ДТО 860 ^0С	18±2	11,5±0.5	4,7±0,3	2,45
ДТО 980 ^0С	26±3	13,3±0.8	6,1±0,4	2,18
ДТО 1100^0 С	33±3	16,4±0.6	7,9±0,6	2,07
Контрольная закалка от 980^0 С	45±4	19,2±1.8	9,2±0,8	2,01

Из таблицы 2 следует, что ДТО уменьшает размеры пакетов мартенсита по сравнению с контрольной закалкой. Снижение размеров пакетов мартенсита вызывает рост прочностных характеристик стали. По Мардеру и Краусу прочность мартенсита связана с размерами пакетов (d_п) соотношением типа Холла-Петча σ = 449 + 60 d_п ^-1/2, где σ выражено в МПа, d_п в мкм.

Это соотношение показывает, что размеры пакетов мартенсита является важным фактором упрочнения мартенсита. Из металлографических исследований следует, что кристаллы мартенсита имеют пакетную морфологию и относятся к мартенситу с плоскостью габитуса типа {111} типичным для низкоуглеродистых сталей. Поскольку габитусная плоскость кристаллов пакетного мартенсита имеют повторяющиеся индексы {111}, то в пределах отдельного зерна аустенита меньше различных ориентаций, чем в пластинчатом мартенсите. В работе [2] показано, что на тип габитусной плоскости влияет и способ релаксации внутренних напряжений. В рамках термодинамического подхода, наблюдаемая в каждом конкретном случае, габитусная плоскость отвечает минимальной работе, совершаемой в случае деформации сдвига при инвариантной плоскости. Известно, что если сдвиг осуществляется скольжением как в аустените, так и в мартенсите, то габитусной плоскостью является плоскость {111}.

В пакетном мартенсите кристаллы представляют собой объединенные в пакеты рейки, каждая рейка при этом является результатом однородного сдвига. Последовательные сдвиги дают пакет параллельных реек. В пределах исходного аустенитного зерна образуется несколько пакетов, различающихся ориентировками. В каждом пакете рейки имеют примерно одинаковые размеры, а ширина реек не зависит от обработки и составляет порядка 0,32 мкм, что указывает на слабую зависимость между размерами реек и размерами пакетов. Эти данные согласуются с аналогичными данными [1] Анализ данных таблицы 2 показывает, что изменение механических свойств стали с пакетным мартенситом в результате ДТО определяется в основном изменением размеров пакетов и субструктурой мартенситных кристаллов в процессе самоотпуска после ДТО. Как следует из металлографических исследований, отличительной чертой субструктуры кристаллов мартенсита, полученного из горячедеформированного аустенита, является их предпочтительная ориентировка в определенном направлении, что ведет к анизотропии структуры мартенсита..Такая анизотропность наряду с кристаллографической текстурой и анизотропией дислокационной структуры обуславливает появление анизотропии структурно-чувствительных свойств. Кристаллы мартенсита ориентированы в поперечном направлении, что может служить причиной более сильного повышения прочностных свойств прокатанного профиля при испытании продольных образцов по сравнению с образцами, вырезанными в других направлениях. На рис.1 представлена структура мартенситных игл. Распределение дислокаций в них носит более выраженный ячеистый характер, структура мартенситных игл состоит из большого количества близко расположенных двойников.

Рис.1 Структура мартенситных игл

По результатам испытаний построены графики изменения механических свойств в зависимости от температуры деформации и продолжительности ПДП перед закалкой.

При температуре 860⁰ С максимальное значение предела прочности σ_в и σ_т сталь имеет при ПДП 5с , а минимальные значения σ_в и σ_т –идентичны. Показатели пластичности δ и ψ имеют тенденцию к росту при увеличении ПДП, хотя относительное удлинение δ имеет минимальное значение при ПДП 15с.

При температуре деформации 980⁰ С показатели прочностных свойств (σ_в и σ_т) имеют тенденцию к росту. Так, при ПДП ∆τ =0с σ_в= 810 МПа. а σ_т= 755Мпа, при ∆τ = 5с σ_в= 1000Мпа, σ_т= 970Мпа, т.е. прирост составляет соответственно 23 и 30 % для σ_в и σ_т. При ∆τ =10с наблюдается некоторое снижение σ_в и σ_т с повторным повышением их при ∆τ =15с до уровня, достигнутого при ПДП ∆τ = 5с. Пластические свойства δ и ψ имеют немонотонный характер изменения в зависимости от ПДП: относительное удлинение δ резко снижается при ПДП ∆τ = 5с., далее достигнув максимума при ПДП ∆τ =15с. Относительное сужение ψ имеет максимум при нулевой паузе (∆τ = 0с), при ∆τ = 5с и ∆τ = 10с имеет минимальное значение, далее растет с увеличением ∆τ = 15с.

При температуре 1100 ⁰С прочностные свойства имеет высокий уровень при паузах ∆τ = 5с ∆τ = 10с ∆τ = 15с (σ_в =1050 МПа и σ_т= 1000МПа) с резким снижением их при паузе ∆τ =30с до уровней σ_в =770 МПа и σ_т= 570МПа соответственно. Относительное удлинение δ при этом имеет тенденцию к росту с увеличением ПДП. Относительное сужение ψ имеет более высокий уровень при ∆τ = 5с и ∆τ = 10с, которые составляют 60%, в то время как при ∆τ =15с и ∆τ = 30с оно находится на уровне 35%. Результаты изменения механических свойств в зависимости от температуры прокатки при постоянных уровнях ПДП показывают следующее. Временное сопротивление- σ_в максимальное значение имеет при температуре прокатки 860 ⁰С при паузе ∆τ = 5с ( σ_в =1200МПа ). Для пауз ∆τ = 10с и ∆τ =15с зависимость σ_в от температуры прокатки имеет монотонный характер с ростом температуры прокатки σ_в почти прямо пропорционально растет от 840 МПа до 1100МПа. σ_т для всех ПДП имеет монотонное возрастание с увеличением температуры прокатки от 840МПа до 1000МПа (∆τ = 5с, ∆τ =10с). δ с увеличением температуры деформации имеет максимум при температуре деформации 980 ⁰С для пауз ∆τ = 10с и ∆τ =15с и минимум при этой же температуре для ПДП ∆τ = 10с и ∆τ =15с. Ψ с увеличением температуры прокатки возрастает для пауз ∆τ = 5с и ∆τ =15с и имеет максимум при температуре деформации 980 ⁰С для ПДП ∆τ =15с.

Выводы

1. Высокотемпературная деформация аустенита в условиях создания развитой дислокационной субструктуры приводит к измельчению и большей однородности размеров пакетов мартенсита и практически не меняет коэффициента их формы независимо от субструктуры аустенита и структурного типа мартенсита.

2.Установлено, что наиболее благоприятное сочетание комплекса механических свойств достигается при температуре конца прокатки 860,980 и1100 ⁰С и ПДП соответственно 5с, 10-15с и 5-10с.

3. В результате высокотемпературной деформационно-термической обработки формируется ориентированное расположение групп мартенситных кристаллов в отличие от хаотичной ориентировки при контрольной закалке.

Литература

1 Бернштейн М.Л., Займовский В.А., Капуткина Л.М. Термомеханическая обработка стали, М., Металлургия 1983, 479с.

2. Новиков И.И. Теория термической обработки. М., Металлургия 1986, 456с

3.КанаевА.Т., Канаев А.А. Термомеханическая обработка низкоуглеродистых и низколегированных сталей. Алматы, Изд-во ЕНУ им. Л.Н.Гумилева !999. 235с.