ЗАГАЛЬНА ХАРАКТЕРИСТИКА РОБОТИ
Національна металургійна академія України
Коваленко Валентина Володимирівна
УДК 669.017.03
Структура, фазові переходи і ліквації при твердінні та термічній обробці теплостійких сталеЙ з підвищенням експлуатаційних властивостей
Спеціальність 05.16.01 “
Металознавство та термічна обробка металів”
АВТОРЕФЕРАТ
дисертації на здобуття наукового ступеня
кандидата технічних наук
Дніпропетровськ – 2005
Дисертація є рукописом.
Робота виконана в Національній металургійній академії України Міністерства освіти і науки України.
Науковий керівник:
доктор технічних наук, професор
КАЛІНУШКІН Євген Павлович, Національна металургійна академія України, м. Дніпропетровськ, завідуючий кафедрою металознавства.
Офіційні опоненти:
доктор технічних наук, професор
Шаповалова Оксана Михайлівна, Дніпропетровський Національний університет, завідувач лабораторії нових матеріалів і безвідходних технологій кафедри безпеки життєдіяльності
доктор технічних наук, професор
Левченко Геннадій Васильович, Інститут чорної металургії
ім. З.І. Некрасова НАН України, м. Дніпропетровськ, завідуючий відділом структуроутворення та властивостей чорних металів.
Провідна установа:
Державний науково-дослідний та конструкторсько-технологічний інститут трубної промисловості (ДТІ) ім.. Я.Ю. Осади (відділення матеріалознавства та термообробки) Міністерства промислової політики України, м. Дніпропетровськ.
Захист відбудеться “19” _квітня 2005 р. о _12 30 годині на засіданні спеціалізованої вченої ради Д 08.084.02 Національної металургійної академії України за адресою: 49600, м. Дніпропетровськ, пр. Гагаріна, 4.
З дисертацією можна ознайомитися в бібліотеці Національної металургійної академії України за адресою: 49600, м. Дніпропетровськ, пр. Гагаріна, 4.
Автореферат розісланий “18” березня 2005 р.
Вчений секретар
Спеціалізованої вченої ради Должанський А.М.
ЗАГАЛЬНА ХАРАКТЕРИСТИКА РОБОТИ
Актуальність теми. Використання в усе більших об’ємах конструкційних матеріалів зі спеціальними властивостями потребує суттєвих змін у марочному сортаменті, технології виробництва та сферах споживання інструментальних сталей. Застосування в якості матеріалу конструкцій теплостійких сталей типів 3Х3М3 і 4Х5МФС сприяє підвищенню надійності роботи виробів в умовах різких змін температур від - 60 до + 700 0С. Але цьому заважає високий рівень ліквації в складнолегованих теплостійких сталях. Наявність хімічної, структурної, неоднорідності викликає утворення областей з різною концентрацією легуючих елементів. Зони з низькою концентрацією основних легуючих елементів мають низьку термокінетичну стійкість в області бейнітного перетворення і знижують характеристики міцності. А в областях з підвищеною концентрацією легуючих елементів утворюються грубодисперсні карбіди, які спричиняють тріщиноутворення при значних циклічних навантаженнях (механічних і термічних) і передчасно руйнують вироби. Сформована на стадії твердіння ліквація не усувається на наступних етапах металургійної переробки. Таким чином, структурні характеристики залежать від характеру кристалізаційних процесів, де головний вплив на них чинять багатофазні перитектична і евтектична реакції. На механізм фазових перетворень впливають також термокінетичні умови виплавки і твердіння металу. Можливість варіювання ними під час електрошлакового переплаву (ЕШП) відкриває додаткові резерви підвищення структурної однорідності сталей. В наш час найбільш достатньо досліджені твердофазові перетворення в теплостійких сталях, а дані про особливості процесів твердіння у зв’язку з труднощами фіксування структури матеріалу у конкретних температурночасових умовах виплавки, відсутні. Сучасні дані про структуроутворення при твердінні теплостійких сталей основані на аналізі політермічних розрізів діаграм стану пов’язаних з температурно-концентраційними умовами існування фаз у стані рівноваги. Нерівноважний характер фазових перетворень при твердінні в реальних умовах є джерелом істотних відхилень фазового складу і структури, передбаченої діаграмами рівноважного стану, тому доцільним і необхідним є дослідження цих процесів.
Актуальність роботи визначається мінімізацією хімічної і структурної неоднорідностей в процесі твердіння та підвищення механічних властивостей теплостійких сталей для виробів відповідального призначення за рахунок корегування хімічного складу сталі, розробки технологічних рекомендацій параметрів ЕШП і застосування прогресивних режимів термічної обробки.
Зв’язок роботи з науковими програмами, планами, темами. Матеріали роботи є складовою частиною досліджень, зроблених у рамках вітчизняних програм: координаційного плану № 17 Міністерства освіти України “Нові конструкційні матеріали і високоефективні технології їх виробництва”(наказ від 13.02.97 № 37), НДР ДР № 0197U009638; програми 07.02.04 Державного комітету науково-технічних програм (ДКНТП) “Нові литі і деформовані металеві матеріали з унікальним сполученням міцності, пластичності і спеціальних властивостей”. Фундаментальні розробки. (наказ від 15.03.96, № 45), НДР ДР № 0196U009977, 0100U000760.
У дисертації частково використовуються матеріали НДР Х121050009 "Изучение механизма разрушения стали 25Х3М3НБЦА-Ш и определение путей повышения ее теплопрочности”, за договором НМетАУ з ВО “Іжсталь” (1989-1991 роки).
Мета та задачі дослідження. Метою роботи є встановлення закономірностей впливу структуроутворення, фазових переходів і ліквацій при твердінні та термічній обробці на експлуатаційні властивості теплостійких сталей для розробки технологічних рекомендацій з їх виплавки і термічної обробки для підвищення експлуатаційної надійності.
У роботі поставлені і вирішені такі задачі: –
визначити закономірності структуроутворення при твердінні теплостійких сталей типів 3Х3М3 і 4Х5МФС в умовах високотемпературних фазових перетворень; –
дослідити закономірності розподілу легуючих елементів на різних етапах твердіння і в деформованому стані, та вплив додаткового легування ніобієм, цирконієм сталей типу 3Х3М3 на структуроутворення під час твердіння; –
здійснити керування структуроутворенням при охолодженні з рідкого стану шляхом варіювання умовами виплавки та твердіння на лабораторному і промисловому рівні з метою підвищення однорідності структури теплостійких сталей;
– встановити залежності експлуатаційних властивостей сталей типу 3Х3М3 від лікваційних характеристик та розробити заходи по підвищенню тепломіцності.
Об’єкт дослідження – процеси структуроутворення при твердінні та термічній обробці теплостійких сталей типів ЗХЗМЗ и 4Х5МФС, формування ліквації та її вплив на механічні властивості теплостійкої сталі типу 3Х3М3.
Предмет дослідження – закономірності і особливості структуроутворення при твердінні та термічній обробці теплостійких сталей типів ЗХЗМЗ и 4Х5МФС, а також утворення ліквації та її впливу на механічні властивості теплостійкої сталі типу 3Х3М3.
Методи дослідження. Для детального дослідження теплостійких сталей використовували такі сучасні методи і методики дослідження: спектральний, термодинамічний, металографічний та мікрорентгеноспектральний (якісні та кількісні), фрактографічний, аналіз мікротвердості, визначення механічних властивостей при різних температурах за стандартними методиками, кореляційно-регресійний аналіз, множинний кореляційний аналіз і статистична обробка даних з використанням комп’ютерної техніки.
Наукова новизна отриманих результатів:
1. Вперше встановлено механізм перитектичного перетворення в сталях типів 3Х3М3 і 4Х5МФС, що передбачає утворення розгалуженої структури при відсутності твердофазового контакту з реалізацією дифузійного масопереносу крізь рідку фазу.
Розробка відрізняється формуванням розгалуженої структури на фронті росту аустенітної фази за рахунок створення трифазного контакту при перитектичному перетворенні в теплостійких сталях. Новий механізм перитектичного перетворення дозволяє визначати напрямки керування процесами структуроутворення для підвищення структурної однорідності теплостійких сталей;
2. Вперше встановлено закономірності впливу вмісту легуючих елементів (хрому, молібдену, ніобію, ванадію) та вуглецю в сталях типу 3Х3М3 на механізм перитектичного перетворення і морфологію перитектичної аустенітної фази.
Раніше подібні експериментальні дані для таких сталей не були відомі. Отримані закономірності дозволяють впливати на морфологію перитектичної аустенітної фази для зменшення ліквації та підвищення експлуатаційних властивостей теплостійких сталей;
3. Вперше встановлені залежності морфології структурних складових, фазового складу, міжфазового розподілу легуючих елементів, механізму фазових перетворень при твердінні, а також температурних інтервалів кристалізаційних процесів від швидкості твердіння теплостійких сталей і температури перегріву розплаву сталі 25Х3М3НБЦА-Ш.
До даної роботи подібні експериментальні залежності структурних параметрів від температур перегріву і швидкостей твердіння, характерні для електрошлакового переплаву теплостійких сталей, не були відомі. Встановлені залежності дозволили надати рекомендації з підвищення структурної однорідності та ефективної концентрації дефіцитних легуючих елементів у твердому розчині;
4. Вперше встановлені закономірності впливу режимів електрошлакового переплаву на структурні характеристики (розміри зерен, кількість евтектичних карбідів) та ліквації сталі 25Х3М3НБЦА-Ш.
До даної роботи подібні залежності для сталі 25Х3М3НБЦА-Ш не були відомі. Отримані закономірності дозволили підвищити на мікроскопічному рівні однорідність структури зливків ЕШП, а також зменшити зональну ліквацію;
5. Вперше визначені закономірності внутрішньокристалітної ліквації при різній чистоті шихти та її вплив на експлуатаційні характеристики сталі 25Х3М3НБЦА-Ш. Запропоновано критерій прогнозування механічних властивостей за рівнем дендритної ліквації.
До даної роботи подібні залежності та критерій не були відомі. Отримані залежності експлуатаційних характеристик від внутрішньокристалітної ліквації та запропонований критерій оцінки механічних властивостей за рівнем дендритної ліквації дозволили виявити додаткові параметри впливу на структурну однорідність і механічні характеристики теплостійких сталей типу 3Х3М3. Запропонований критерій прогнозування механічних властивостей може бути застосований для інших марок легованих інструментальних сталей;
6. Вперше визначено закономірності руйнування теплостійкої сталі 25Х3М3НБЦА-Ш. Проаналізовано залежність ударної в’язкості від структури, дендритної ліквації та морфології структурних складових в зоні злому.
До даної роботи подібні закономірності для цієї сталі не були відомі. По дослідженим закономірностям вдається спрогнозувати зниження експлуатаційних характеристик по морфології структурних складових та рівню дендритної ліквації в сталі;
7. Вперше для теплостійкої сталі 25Х3М3НБЦА-Ш отримані залежності дендритної ліквації молібдену від тривалості гомогенізуючого відпалу при температурі 1220 0С та розміру зерен від кількості циклів термоциклічної обробки в області ? перетворення .
До даної роботи такі залежності не були відомі, оскільки гомогенізуючий відпал при 12200С і термоциклічна обробка для сталей даного типу не використовувалися. Застосування розробленого режиму відпалу в комплексі з термоциклуванням знижує ліквацію та розмір аустенітних зерен і підвищує експлуатаційні властивості теплостійкої сталі 25Х3М3НБЦА-Ш.
Практичне значення одержаних результатів. Дослідження структурних перетворень при кристалізації та дендритної ліквації в сталях типу 3Х3М3 з різним вмістом легуючих елементів у межах марочних складів дозволило рекомендувати концентрації легуючих компонентів для забезпечення найкращих структурних характеристик.
За допомогою встановлених закономірностей, які сполучають хімічний склад, структурні характеристики, термокінетичні і технологічні параметри виробництва нової сталі 25Х3М3НБЦА-Ш, рекомендовано режим електрошлакового переплаву.
Виявлені закономірності впливу швидкості твердіння на фазові перетворення і структурні характеристики сталі 4Х5МФСА-Ш служать основою для рекомендації режиму ЕШП, який забезпечує структурну однорідність металу.
Використання в технологічній схемі виробництва сталей типу 3Х3М3 гомогенізуючого відпалу при температурі 1200-1220 0С у комплексі з двоцикловою перекристалізацією в області ? перетворення дало можливість наблизити до одиниці коефіцієнт дендритної ліквації молібдену (елемента з найменшою дифузійною рухливістю) при одночасному зниженні балу аустенітного зерна від 4 до 6.
Впровадження у виробництво сталі 25Х3М3НБЦА-Ш підвищило вихід годного завдяки зменшенню кількості металу, який бракується за механічними характеристиками. Економічний ефект від впровадження на підприємстві об’єднання “Іжсталь” розробок даної дисертації складає 60 тисяч рублів (довідка №10/43-55 від 06.12.91), частка автора 30 тисяч рублів (за цінами до 1991р.)(довідка НМетАУ від 26.08.04). Розробки даної дисертації можуть застосовуватися на інших підприємствах при виробництві виробів відповідального призначення, а також штампового інструменту підвищеної в’язкості, ливарних форм для кольорових металів. Запропоновано внесення сталі 25Х3М3НБЦА-Ш, виготовленої згідно з рекомендаціями автора, до технічної документації по перспективних виробах відповідального призначення ДКБ “Південне”(Рішення НТР ВАТ ”УкрНДІТМ” від 30.11.04 ).
Особистий внесок здобувача. Особистий внесок здобувача у роботах, опублікованих у співавторстві: 1, 4 – проведення експериментальних досліджень по вивченню структуроутворення теплостійких сталей, металографічний аналіз структури зразків, отриманих при гартуванні від різних температур кристалізаційного інтервалу, обробка експериментальних даних, формулювання висновків; 7, 8 – проведення експериментальних досліджень по вивченню структуроутворення теплостійких сталей, металографічний аналіз структури зразків, отриманих при гартуванні від різних температур кристалізаційного інтервалу та різних режимах ЕШП, обробка експериментальних даних 2, 3 – проведення експериментальних досліджень по вивченню структуроутворення теплостійких сталей при різних термокінетичних умовах твердіння та різних режимах промислового електрошлакового переплаву, металографічний аналіз структури зразків, обробка експериментальних даних, формулювання висновків; 6, 9, 10 – проведення експериментальних досліджень по вивченню структуроутворення теплостійких сталей, металографічний аналіз структури зразків, отриманих при гартуванні від різних температур кристалізаційного інтервалу та виплавлених при різних режимах ЕШП, обробка експериментальних даних; 5 – фрактографічний аналіз структури зломів при різних температурах випробувань, розробка режиму термічної обробки сталі 25Х3М3НБЦА-Ш для мінімізації її хімічної та структурної неоднорідності, обробка результатів дослідження, формулювання висновків і рекомендацій.
Основні результати роботи були отримані автором самостійно.
Апробація результатів дисертації. Результати дисертації докладені та обговорені на конференціях: “Новые стали и сплавы, режимы их термической обработки”(Ленінград, 1991 р.); “Евтектика-ІV” (Дніпропетровськ, 1997 р.); Міжнародній конференції “Евтектика-V” (Дніпропетровськ, 2000 р.); ІІ Всеукраїнській молодіжній науково-практичній конференції з міжнародною участю “Людина і космос” (Дніпропетровськ, 2000); VIІ Міжнародній науково-практичній конференції “Наука і освіта 2004”, (Дніпропетровськ, 2004 р.) і на наукових семінарах кафедри металознавства НМетАУ ( 1989-2005 роки).
Публікації. Основні положення дисертації викладені у 10 наукових публікаціях (п’ять з них у фахових виданнях).
Структура дисертації. Дисертація складається зі вступу, 5 розділів, висновків, списку використаних джерел і додатків. Повний обсяг дисертації – 139 сторінок. Дисертація вміщує 63 рисунка, 5 таблиць, перелік використаних літературних джерел із 113 найменувань.
ОСНОВНИЙ ЗМІСТ РОБОТИ
У вступі розкрито актуальність теми дисертаційної роботи, сформульовані мета та задачі дослідження, наведені основні наукові положення, які виносяться на захист, а також практичне значення і цінність отриманих результатів.
У першому розділі критично проаналізовані найбільш значущі роботи з наукової проблеми та обґрунтовано вибір напрямку досліджень.
Вивченню впливу основних легуючих елементів (Сr, Mo, V, Mn, Ni i Si) на властивості металевої матриці, сил міжатомних зв’язків у карбідах теплостійких сталей присвячені роботи Позняка Л.О., Геллера Ю.О., Гуляєва О.П., Скринченка Ю.М., Тишаєва С.І. та ін.
Фундаментальні дослідження, що були проведені К.П.Буніним, Ю.М.Тараном, В.І.Мазуром, Є.П.Калинушкіним та іншими, дозволили встановити значний внесок термокінетичних умов виплавки і твердіння у формування структури та властивостей сплавів, який у найбільшій мірі виявляється в інтервалі температур перитектичного і евтектичного перетворень.
У більшості залізних сплавів перитектична реакція відбувається в умовах високих (1200-14500С) температур. Після її завершення, як правило, спостерігається ціла низка фазових перетворень (евтектична реакція, утворення надлишкових фаз, евтектоїдний розпад аустеніту). Це ускладнює ідентифікацію фаз у сплавах і поетапне дослідження процесу їх твердіння.
Загальновідомий “обідковий” механізм перитектичного перетворення не знайшов підтвердження в роботі Я.Н.Маліночкі та Г.З.Ковальчука, де в Fe-C-Si сплаві знайдено, що ферит може тривалий час частково контактувати з рідиною. У роботах Х.Фредріксона при дослідженні W-Mo швидкорізальної сталі та Fe-C-Cr сплавів було знайдено прошарок рідини на фронті перекристалізації . Подібні результати досліджень для різних класів сталей, у тому числі Р6М5, були підтверджені у роботах Є.П.Калинушкіна та ін.
Схожість складів сталі Р6М5 і теплостійких сталей (відносно співвідношення концентрацій ферито- і аустенітостабілізуючих елементів), а також присутність у схемах твердіння перитектичного перетворення, викликає інтерес до механізму їх кристалізації. Оскільки в літературі недостатньо даних про механізм твердіння теплостійких сталей, доцільним є якісний аналіз впливу легуючих елементів на їх структуроутворення.
Відповідно до класифікації Куо, легуючі компоненти, що входять до складу сталей, що досліджувались можна умовно розподілити на дві групи. До першої входять Nb, Zr, V, Mo, Cr, Si та інші елементи, що діють як феритостабілізатори та звужують температурну область існування -фази за рахунок зниження температури перитектичного та підвищення температури евтектичного перетворень. До другої відносять вуглець та нікель, які розширюють область стійкості аустеніту.
У роботах Патона Б.Е., Медовара Б.И., Лагаша ю.В., Матяха В.Н. та інших відзначено сильний вплив умов виробництва на процес твердіння металу та можливість підвищення однорідності структури при ЕШП за рахунок регламентації термокінетичних умов виплавки і кристалізації, але відсутній аналіз впливу цих параметрів на структуроутворення, фазові переходи і ліквації теплостійких сталей типів 3Х3М3 і 4Х5МФС. Можливість керування процесами виплавки і твердіння при ЕШП та знання про закономірності впливу термокінетичних параметрів відкриває нові можливості застосування електрошлакового переплаву для сталей, що використовуються для виготовлення виробів відповідального призначення. На основі аналітичного огляду літератури виявлено тенденції у розробці складів теплостійких сталей і способів зниження в них ліквацій для підвищення експлуатаційних властивостей, поставлені задачі дослідження.
Другий розділ містить дані про хімічний склад матеріалів, методи дослідження, спосіб виготовлення та ідентифікації фазових складових у зразках, отриманих способом “стоп-гартування” з області температур твердорідкого стану.
Для дослідження брали теплостійкі сталі 3Х3М3Ф-Ш, 25Х3М3БЦА-Ш, 25Х3М3НБЦА-Ш, 4Х5МФСА-Ш промислової виплавки в умовах ВО “Іжсталь”.
Дослідження процесів кристалізації виконували на зразках гарячекатаної сталі.
Для вивчення високотемпературних фазових перетворень застосовували
сучасну методику “стоп-гартування” з твердорідкого стану. Зразки нагрівали в атмосфері проточного аргону високої чистоти до температур від 1500 до 1650 0С, охолоджували зі швидкостями від 10 до 200 0/хв., що відповідає всьому діапазону швидкостей охолодження під час кристалізації промислових зливків. Вивчення та фотографування мікроструктури сплавів виконували на металографічному мікроскопі “АXIOMAT” фірми OPTION (ФРН). Об’ємні частки та середні розміри фаз, які беруть участь у кристалізації, визначали за допомогою автоматичного структурного аналізатора “Епіквант” фірми “Карл Цейс” (Німеччина). Детальне дослідження структурних складових теплостійких сталей, загартованих з твердорідкого стану, та фрактографічний аналіз здійснювали за допомогою растрового електронного мікроскопу JSM-35 фірми JEOL (Японія). Мікрорентгеноспектральний аналіз виконували на приладі МS-46 фірми CAMECA (Франція). Обчислення коефіцієнту АZAF виконували на ЕОМ НР-9835А і НР-97 фірми “HEWLETT PACKARD” (США) за ітераційною програмою. Виявлення залежності механічних характеристик від концентрації та коефіцієнтів дендритної ліквації основних легуючих елементів у складнолегованих сталях здійснювали за допомогою програми множинної кореляційної регресії, розробленої доцентом НМетАУ Карнаухом А.І.
У третьому розділі досліджено фазові перетворення при швидкості твердіння 10 0/хв. та вплив термокінетичних умов виплавки на структуроутворення теплостійких сталей.
Показано, що твердіння всіх досліджуваних сталей починається з зародження дендритів -фериту. При цьому характерною рисою є висока швидкість зростання дендритів, яка обумовлена легкістю протікання дифузійних процесів. Так при охолодженні на 10 0С нижче температури початку кристалізації кількість твердої фази досягає 92 %. Температурні інтервали початку кристалізації для усіх досліджуваних сталей відрізняються незначно і для сталей типу 3Х3М3 знаходяться у межах 1460-1465 0С, а для сталі 4Х5МФСА у межах 1450-14550С. Нерівноважні умови твердіння сприяють виникненню температурних і, як наслідок, концентраційних градієнтів на суміжних ділянках фронту кристалізації, що у свою чергу викликає втрату регулярності будови (утворення наростів, зєднання окремих гілок, їх вигин). Встановлено, що регулярність будови втрачається при охолодженні розплаву нижче лінії ліквідусу лише на 5-10 0С. Подальше утворення -фериту значно сповільнюється. У температурному інтервалі 1450-1214 0С його обємна частка зростає лише на 6 %. У зв’язку з обмеженою розчинністю легуючих елементів у -фериті, у розплав відтікають як -стабілізуючі елементи, так і стабілізатори. По мірі зростання кристалів рідкий прошарок між ними зменшується, а у подальшому у деяких місцях переривається, створюючи замкнені ділянки розплаву, що приймають сферичну форму, якій відповідає мінімум поверхневої енергії. Таким чином, наприкінці початкового етапу твердіння структура являє собою -феритну матрицю з округлими вкрапленнями та тонкими зернограничними прошарками рідкої фази (2-2,5 % об’єму), в яких спостерігається підвищена концентрація феритостабілізуючих (Сr, Mo, Nb, V) і аустенітостабілізуючих (Ni, C) елементів.
На наступному етапі твердіння відбувається перитектична реакція утворення аустеніту з -фериту та рідини. Початкова стадія реакції для сталі 25Х3М3НБЦА-Ш зафіксована при температурі 1214 0С. При охолодженні нижче температури початку перитектичного перетворення, внаслідок поліморфізму заліза і концентраційного пересичення рідини аустенітостабілізуючими елементами, у рідині на межі з -феритом виникають перші дендрити аустеніту. Товщина аустенітної оболонки навколо -феритних кристалів не перевищує 5 мкм. Швидкість зростання кристалів аустеніту уздовж межі -ферит/рідина перевищує швидкість зростання по нормалі від фронту кристалізації.
Після замикання аустенітної оболонки швидкість перитектичного перетворення залишається високою, тому що вже на ранніх стадіях перетворення відбувається формування тонкого прошарку рідини на фронті кристалізації аустеніту. Цей прошарок, з’єднаний за допомогою каналів з основним розплавом, забезпечує легкість дифузійного перерозподілу елементів при протіканні реакції поліморфного перетворення (підведення до фронту кристалізації аустенітостабілізуючих елементів з рідини та -фериту, що розчиняється, а також відтік -стабілізаторів від цієї зони).
При подальшому охолодженні сталі перитектичний аустеніт зростає виключно у напрямку -фериту, при цьому іде формування розгалуженої дендритно-комірчастої структури. Зростання аустеніту у напрямок -фериту можна пояснити близькістю хімічного складу цих фаз, а також можливістю здійснення мінімальних дифузійних переміщень атомів компонентів. Значне розгалуження дендритно-комірчастої структури певно пов’язане зі схемою легування, наявністю -стабілізаторів, у тому числі й таких сильних, як Nb i Zr, які у результаті конвекційного перемішування з міждендритного розплаву по каналах проникають до фронту кристалізації аустеніту.
Схематичне зображення механізму перитектичного перетворення у сталі типу 3Х3М3 наведено на рис.1. Зміна співвідношення кількості вуглецю і феритостабілізуючих елементів сприяє зміні товщин початкових аустенітних обідків та довжини дендритно-комірчастої структури. Поряд з механізмом, що раніше був описаний, для сталей 3Х3М3Ф-Ш і 25Х3М3НБЦА-Ш з максимальною кількістю у межах марочних складів вуглецю і мінімальною кількістю феритостабілізуючих елементів спостерігалося перитектичне перетворення при частковому утворенні аустеніту з первинної рідини. При цьому гілки плескатого дендриту аустеніту зростаються та первинний розплав замикається суцільною аустенітною оболонкою. Рідка фаза на межі розподілу -ферит/аустеніт повністю ізолюється від основної частини. Розподіл за часом кристалізації відокремлених ділянок аустеніту, а також постійний обмін легуючими компонентами з міждендритного розплаву до фронту кристалізації нової фази та навпаки приводить до формування відносно однорідної структури перитектичного аустеніту.
Рис.1. Механізм перитектичного перетворення в сталях типу 3Х3М3
Раціональна схема легування (наприклад, для сталі типу 3Х3М3 – 25Х3М3НБЦА) сприяє перерозподілу рідини з міждендритного розплаву під час перитектичного перетворення. Кількість рідини у процесі реакції практично не змінюється і складає близько 2 %. Розгалуженість аустенітної структури і пов’язане з цим зростання площі фронту реакції викликає витончення рідкофазових прошарків на межі -ферит/аустеніт до 0,001-0,100 мкм, однак у жодному з випадків не було зафіксовано їх вклинювання.
Таким чином, особливістю перитектичної реакції у досліджених сталях і невід’ємною її рисою є наявність на фронті перетворення рідкофазового прошарку, а також скривлення фронту кристалізації (зростання комірчастого аустеніту).
Заключним етапом процесу кристалізації сталей типу 3Х3М3 є евтектичне твердіння, викликане відтіканням у розплав домішок і феритостабілізуючих елементів у ході перитектичного перетворення.
Рідина досягає евтектичного складу задовго до закінчення перитектичного перетворення при температурі 1195 0С. При цьому першими перетворюються за евтектичною реакцією рідкофазові прошарки на межі розподілу -ферит/аустеніт з утворенням структури тонкого конгломерату фаз. Аналогічна морфологія евтектики утворюється у невеликих ділянках розплаву, який знаходився у середині зерен твердого розчину в процесі кристалізації аустеніту. Відносно великі ділянки міждендритної рідини (діаметром більше ніж 0,5 мкм) кристалізуються при охолодженні до 1190 0С з утворенням евтектичних колоній скелетного типу (рис.1).
Встановлено, що при температурі 1170 0С у структурі сталей 3Х3М3Ф-Ш, 3Х3М3БЦА-Ш, 25Х3М3НБЦА-Ш відсутні ділянки рідини, тобто, евтектичне перетворення повністю закінчується. За результатами кількісного мікрорентгеноспектрального аналізу можна стверджувати, що евтектична складова у сталях типів 3Х3М3Б, 3Х3М3Ф базується на карбіді типу М2С і містить до 87 % молібдену і незначну кількість хрому та ніобію або ванадію. Особливістю евтектичної реакції у сталях 25Х3М3БЦА-Ш, 25Х3М3НБЦА-Ш є те, що у зв’язку зі специфікою попереднього перитектичного твердіння (ніобій та цирконій сприяють формуванню більш розгалуженої структури перитектичного аустеніту) рідка фаза проникає у середину зерен твердого розчину завдяки чому дрібні (до 2-3 мкм) евтектичні карбіди утворюються як в осьових, так і у міжосьових ділянках первинної дендритної структури.
Показано, що твердіння сталі 4Х5МФС починається при температурі 1440-1450 0С зародженням дендритів -фериту. Їх зростання характеризується великою швидкістю: при температурі 1380 0С кількість рідкої фази не перевищує 2-3 %. При цьому рідина збагачується хромом, ванадієм, молібденом та збіднюється кремнієм. Подальше перитектичне перетворення відбувається у вузькому (1240 4)0С температурному інтервалі з високою швидкістю. У температурному інтервалі 1200-1100 0С іде значне зростання аустенітного зерна за рахунок процесів коалесценції.
Найбільш ефективно швидкість охолодження при твердінні впливає на кінетику перитектичного і евтектичного перетворень. Вона значно змінює морфологію перитектичного аустеніту, але зберігає головну особливість його утворення – наявність рідини на межі
-ферит/аустеніт. Збільшення швидкості твердіння зменшує первинні кристали -твердого розчину, що у свою чергу зменшує час їх перекристалізації в аустеніт. Формування при прискореному тепловідводі розгалуженої дендритно-комірчастої структури збільшує площу зони перитектичного перетворення, що сприяє більш повному його завершенню. Підвищення швидкості відводу тепла збільшує переохолодження рідини евтектичного складу. Це розширює температурний інтервал перитектичного перетворення і збільшує ступінь його завершеності.
Для сталей типу 3Х3М3 збільшення швидкості охолодження при твердінні в
інтервалі 10-200 0/хв. є доцільним, тому що сприяє формуванню більш легованого твердого розчину, зменшенню зерен та підвищенню дисперсності евтектичної складової.
Показано, що вплив швидкості охолодження на структурні характеристики сталі 4Х5МФС відрізняється від отриманих закономірністей для сталей типу 3Х3М3. Збільшення швидкості твердіння сталі 4Х5МФС сприяє: 1) формуванню більш насиченого легуючими елементами -фериту та, як наслідок, аустеніту, але лише до певної границі, бо розчинність феритостабілізуючих елементів в аустеніті обмежена; 2) розширенню інтервалу перитектичного перетворення, але невелика (порівняно зі сталями типу 3Х3М3) кількість розплаву в міжфазових прошарках на фронті перетворення (не більше 1,5 %) дозволяє у дослідженому інтервалі швидкостей охолодження збільшувати його лише до швидкості твердіння 90 0/хв., а далі ступінь переохолодження рідини у прошарках на фронті реакції та її насиченість легуючими елементами ініціює формування тонкого конгломерату фаз за евтектичним механізмом, що перериває перитектичну реакцію; 3) збільшенню залишкового -фериту, що розпадається при подальшому охолодженні на аустеніт і дрібнодисперсні карбіди і формує більш грубу зеренну структуру аустеніту.
Встановлено, що прискорення твердіння сприяє подрібненню зерен -фериту і аустеніту сталі 4Х5МФС найбільш інтенсивно до швидкості охолодження до 90 0/хв. Максимальна дисперсність структурних складових виявлена саме при цій швидкості охолодження. Дослідження впливу швидкості охолодження на коефіцієнт оберненої ліквації (відношення вмісту елементів в осьових та міжосьових ділянках дендритів) в цій сталі виявило, що величина оберненої дендритної ліквації у середині вторинних зерен при охолодженні зі швидкостями понад 50 0/хв. значно зменшується (коефіцієнт ліквації наближається до одиниці) і зберігається на цьому рівні до 200 0/хв. Більш складною є залежність розподілу легуючих елементів сталі по перерізу первинних зерен. Прискорення кристалізації на початку збільшує вміст феритостабілізуючих елементів у твердому розчині, а потім зменшує.
Зростання температури перегріву сталей типу 3Х3М3 над ліквідусом до 16400С сприяє незначному зменшенню ліквації основних легуючих елементів, подрібненню зерен, підвищенню долі залишкового -фериту.
У четвертому розділі наведені закономірності впливу продуктивності переплаву, як інтегрального параметру ЕШП процесу на структурні характеристики, а також проаналізовано механізм руйнування сталі 25Х3М3НБЦА-Ш.
При порівнянні мікроструктур різних частин електроду і зливків, отриманих при продуктивності ЕШП 600 та 800 кг/год., відзначено, що структура електроду має найбільші зерна (від 80 до 100 мкм) з чіткими границями і сильною дендритною ліквацією. Встановлено, що електрошлакове плавлення при продуктивності 600 кг/год. зменшує ліквацію в осьової частині зливків у середньому по молібдену: зональну на 26%, дендритну – на 14%. Подібні характеристики для зливка, отриманого при продуктивності 800 кг/год., складають відповідно 14 і 5 %.
Зменшення продуктивності електрошлакової плавки від 800 до 600 кг/год. забезпечує подрібнення первинного зерна, зниження відсоткового вмісту евтектики (рис.2). Максимальний вміст крупних (від 2 до 5 мкм) евтектичних карбідів, при продуктивності 600 кг/год., виявлено у центральних ділянках зливків ЕШП ( рис. 2).
Порівняльний аналіз структури різних частин зливків при різних режимах переплаву показує, що від нижнього до верхнього горизонту зливків збільшується розмір зерен, ступінь розпаду твердого розчину і структурна неоднорідність.Кількість евтектики у зливку, отриманому з продуктивністю переплаву 600 кг/год., з просуванням від нижнього до верхнього горизонту, змінюється екстремально з максимумом у середній частині зливка ( рис2., крив.2)
Рис.2. Розподіл середнього вмісту евтектичної складової по горизонтах зливків при різних продуктивностях електрошлакового переплаву сталі 25Х3М3НБЦА-Ш: 1 – 800 кг/год.; 2 – 600 кг/год.
При цьому розмір аустенітного зерна у середній частині зливка мінімальний і дорівнює 40±5 мкм. Порівнюючи залежність розподілу евтектичних карбідів по перерізу на різних рівнях зливків, які були отримані при продуктивності 800 і 600 кг/год., можна відзначити, що збільшення продуктивності переплаву сприяє збільшенню нерівномірності розподілу первинних карбідів.
Для вирішення задачі розробки шляхів підвищення тепломіцності необхідно
мати чітку уяву про процеси зародження тріщини та розвиток руйнування металу залежно від його структурного стану.
Фрактографічні дослідження структури зломів та мікрорентгеноспектральні дослідження структури у зоні злому проводили на зразках, виплавлених при продуктивності 600 кг/год., які пройшли прокатку, кінцеву термообробку і випробування на ударний вигин.
Аналіз залежності ударної в’язкості від розміру зерен показав, що у зразках, де зерно змінюється в інтервалі від 9 до 10 бала спостерігається максимальна ударна в’язкість (КСU+20= 0,64 МДж/м2), а у зразках із зернами 8-9 бала – мінімальні характеристики КСU+20= 0,38 МДж/м2. Виходячи з цього можна зробити висновок, що розмір зерна у вказаному інтервалі не мають значного впливу на експлуатаційні властивості сталі.
Фрактографічний аналіз зломів сталі 25Х3М3НБЦА-Ш способом послідовного перегляду ділянок зору від надрізу до долому дозволив встановити наступне:
1. Визначальний вплив на ударну в’язкість теплостійких сталей при різних температурах випробувань має кількість крихкої складової та відсоток квазісколу у структурі злому.
2. Енергія руйнування залежить від розмірів фасеток руйнування.
3. В структурі усіх зразків присутні ділянки квазісколу, в’язкого та крихкого руйнування. Окрім того, у зразках, зруйнованих при - 60 0С, структура представляє поєднання ділянок квазісколу та мікрообластей крихкого руйнування, які структурно відповідають крупним голкам грубої бейнітної структури і сегрегаціям первинних карбідів.
4. Внаслідок різниць у деформаційній спроможності матриці і включень тріщини на включеннях можуть сприяти крихкому руйнуванню матриці поблизу включень. При наявності одиничних неметалевих включень максимального розміру 20-40 мкм і 20-30 мкм ударна в’язкість дорівнює відповідно КСU-60 = 0,12 МДж/м2 і КСU-60 = 0,19 МДж/м2.
5. Збільшення об’ємного відсотка евтектичних карбідів у зоні руйнування веде до зниження енергоємності руйнування.
6. Структура зломів зразків, зруйнованих при + 20 0С, включає, до 96 % в’язкого руйнування, а також деяку частку квазісколу та крихкого руйнування. Збільшення кількості та розмірів карбідної складової, як у випадку руйнування при температурах нижче нуля, супроводжується зменшенням ударної в’язкості. Так, наприклад, наявність карбідів максимальних розмірів в окремих зразках 2; 5,2 і 5,0 мкм призводять до зміни значень ударної в’язкості при + 20 0С відповідно до: 0, 72; 0,42; 0,38 МДж/м2.
7. При в’язкому руйнуванні зразків розмір евтектичних карбідів, як концентраторів напруження, не грає досить великої ролі, як при крихкому, і лише сприяє розширенню фасеток руйнування. Завдяки міцному зчепленню карбідів з матрицею частина руйнівного напруження іде на подрібнення евтектичних карбідів. Навколо ланцюгів евтектичних карбідів спостерігається перехід від в’язкого злому до квазісколу.
Більш детально причина виникнення крихкої складової у зломі вивчалася за допомогою кількісного мікрорентгеноспектрального аналізу. Розфокусованим зондом визначався хімічний склад осьових та міжосьових зон. Виявлена наявність значної дендритної ліквації у зразках з низькими значеннями ударної в’язкості при + 20 і - 60 0С. У зразках із коефіцієнтом оберненої дендритної ліквації Сосьов/Сміжосьов = 0,8 ударна в’язкість задовільна, а при К=0,6 вона не відповідає вимогам до виробів відповідального призначення. Дендритна ліквація хрому виражена у меншій мірі. У зразку з найнижчими характеристиками ударної в’язкості при – 60 0С (< 0,3 МДж/м2) вона складає 0,8. При цьому молібден і хром, що ліквують у твердому розчині, утворюють крупні карбіди, розташовані у структурі у вигляді ланцюгів і області з вмістом молібдену у матриці, який приблизно у два рази перевищує його значення згідно з марочним складом. Посилене карбідоутворення та зниження за рахунок цього концентрації основних легуючих карбідоутворюючих елементів у матриці навколо карбідів, веде до зниження термокінетичної стійкості лікваційних зон в області бейнітного перетворення, що у свою чергу веде до структурної неоднорідності. Ділянки бейніту, що мають низьку міцність і грубу структуру в мартенситній матриці під час руйнування при + 20 0С, утворюють області квазісколу; під час руйнування при -60 0С – утворюють області крихкого руйнування. Це призводить до зниження значень ударної в’язкості. Фрактографічний морфологічний аналіз зон руйнування дозволив виявити трьохмірне зображення фазових складових, по яких відбувається зародження і розвиток тріщин в стали 25Х3М3НБЦА-Ш.
У п’ятому розділі проаналізована залежність механічних характеристик сталі від вмісту основних легуючих елементів і дендритної ліквації в зоні злому та запропоновані шляхи підвищення теплостійкості.
Попередні дослідження мікроструктури сталі 25Х3М3НБЦА-Ш у литому та деформованому стані, а також фрактографічний аналіз зломів зразків після випробувань на ударну в’язкість, показали, що падіння механічних властивостей при температурах нижче 0 0С викликано нерівномірністю розподілу легуючих елементів по перерізу первинних зерен, тобто дендритною ліквацією.
Хімічна неоднорідність вихідного (литого) металу успадковується сталлю на всіх подальших переробах і практично не усувається гомогенізуючим відпалом, який застосовується в промислових умовах.
Прокатана сталь у стані поставки характеризується виразною дендритною ліквацією, карбідною неоднорідністю по перерізу прокату, які негативно впливають на усі механічні властивості сталі, особливо на ударну в’язкість.
Аналіз мікроструктури показує присутність смугастості у всіх зразках промислової сталі, крім того, у периферійних темно протравлених ділянках дендритів спостерігається переважне виділення надлишкових карбідів. Розмір, форма і розподіл кристалів не залежать від шихти, яку використовують при виплавці, разом з цим, кількість крупних неметалевих включень (більших за 2 мкм) при використанні першорідної шихти зменшується у два рази.
Металографічний аналіз зразків з максимальним і мінімальним у межах марочного складу вмістом легуючих елементів показав більш однорідну структуру при мінімальному вмісті елементів, причому карбідний бал зменшується від 4 до 1.
Для аналізу залежності механічних властивостей від ліквації у сталі були
проведені: парний лінійний, парний нелінійний та множинний кореляційний
аналізи. Вказані аналізи дозволяють лише спостерігати за напрямком впливу і якісними характеристиками, тому що численність факторів і функцій відгуку не дозволяє математично точно судити про отримані величини. Базуючись на аналізі рівнянь зворотних зв’язків, можна зробити висновок про те, що найбільший вплив на ударну в’язкість робить вміст хрому, але оцінку лікваційних явищ в структурі сталей необхідно проводити по ліквації найменш дифузійно рухливого елементу – молібдену.
Для поліпшення структурної однорідності у сталі 25Х3М3НБЦА-Ш у рамках даної роботи розроблено три способи:
1. Зниження ліквації за рахунок фазових перетворень при прискоренні процесу
кристалізації (при продуктивності ЕШП 600 кг/год.), а також підвищенні температури перегріву металу до 1650 0С.
2. Раціональне легування сталі цирконієм (0,01% мас.) і ніобієм (0,08-0,13% мас.). Зниження концентрації молібдену, хрому і ніобію до мінімуму у межах марочного складу. При цьому максимальний рівень ліквації в сталі надає молібден.
3. Гомогенізація литого і прокатаного металу за допомогою спеціальної термічної обробки.
Досліджено вплив параметрів гомогенізуючого відпалу на структурні характеристики та хімічну однорідність сталі. Температуру гомогенізуючого відпалу вибирали на основі раніше проведених досліджень плавлення і твердіння сталі 25Х3М3НБЦА-Ш. Було встановлено, що при нагріві до 1200-1220 0С зернограничне оплавлення сталі відсутнє, у той час як дифузійні процеси усування внутрикристалітної ліквації відбуваються досить ефективно.
При визначенні тривалості часу ізотермічної витримки у процесі гомогенізуючого відпалу враховували як однорідність аустеніту по хімічному складу, так і розмір зерен, які формуються. Запропоновано режим чотиригодинному відпалу в результаті проведення якого коефіцієнт ліквації молібдену і хрому дорівнює одиниці.
Разом з тим, крупнокристалічна структура, яка формується навіть при оптимальному значенні тривалості гомогенізації, небажана з точки зору формування задовільного комплексу механічних властивостей сталі. У зв’язку з цим була досліджена можливість подрібнення зерна сталі способами множинної структурної перекристалізації (термоциклування в області перетворення). При тому двох циклів обробки досить для усунення крупнокристалічної структури у сталі.
Термочасові параметри потребують уточнення після проведення аналогічних досліджень на зразках, які відповідають розмірам стальних зливків у стані поставки. При цьому прогнозування властивостей дослідженого металу можна здійснювати за рівнем лікваційних явищ.
В результаті впровадження рекомендацій дисертаційної роботи підвищено категорію міцності стали 25Х3М3НБЦА-Ш (пц) з 800 до 930 МПа та в від 1150 до 1180 МПа при збереженні задовільної ударної в’язкості – КСU-60 0,3 МДж/м2 КСU+20 0,5 МДж/м2. Підвищено теплостійкість в 1,4-2 рази відносно подібних характеристик для сталі 3ХЗМЗФ-Ш (ГОСТ 5950-73)(табл. 1.).
Таблиця 1.
Механічні властивості сталей при підвищених температурах
Марка сталі | Температура
випробування, 0С | 0,2 | в
МПа | %
3х3м3Ф-Ш | 650
700 | 3026
15113 | 34912
18511 | 43,312,6
968,2 | 85,61,9
97,30,3
25Х3М3НБЦА-Ш (виготов. за реком..) | 650
700 | 4506
33110 | 5005
3735 | 308,2
38,43,1 | 77,92,2
80,40,2
Загальні висновки та рекомендації
У дисертації наведено теоретичне узагальнення і запропоновано нове вирішення актуальної науково-технічної задачі підвищення структурної однорідності та, як
