Інститут проблем матеріалознавства

ім. І.М. Францевича

Шейко Юрій Павлович

УДК - 669.017.3: 620.186.1: 548.4

Розподіл вуглецю по фазах і станах

у гартованих, підданих термоциклуванню

і відпущених сталях

Спеціальність 05.16.01 – Металознавство та термічна обробка металів

Автореферат

дисертації на здобуття наукового ступеня

кандидата технічних наук

Київ - 2000

Дисертацією є рукопис.

Робота виконана на кафедрі загальної фізики і фізики твердого тіла Національного технічного університету України ІКиївський політехнічний інститутІ Міністерства освіти і науки України.

Науковий керівник: доктор технічних наук, професор

Белоус Михайло Вўячеславович;

Національний технічний університет України

ІКиївський політехнічний інститутІ,

кафедра загальної фізики і фізики твердого тіла,

завідувач кафедри.

Науковий консультант: доктор фізико-математичних наук, професор

Сидоренко Сергій Іванович;

Національний технічний університет України

ІКиївський політехнічний інститутІ,

кафедра фізики металів,

завідувач кафедри.

Офіційні опоненти: доктор технічних наук, старший науковий співробітник

Іванченко Володимир Григорович;

Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова

Національної академії наук України,

відділ фазових рівноваг, завідувач відділом.

кандидат технічних наук, старший науковий співробітник

Ульшин Віктор Іванович,

Інститут проблем матеріалознавства ім. І.М. Францевича

Національної академії наук України,

відділ фізико-хімії неоднорідних розплавів

і нерівноважної кристалізації, старший науковий співробітник.

Провідна установа: Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона, відділ фізико-хімічних досліджень матеріалів, Національна академія наук України, м. Київ.

Захист відбудеться 12 березня 2001 р. о 14 годині на засіданні спеціалізованої вченої ради Д 26.207.03 з присудження наукових ступенів Інституту проблем матеріалознавства ім. І.М. Францевича за адресою: 03142, м. Київ-142, вул. Кржижанівського, 3.

З дисертацією можна ознайомитись у бібліотеці ІПМ ім. І.М. Францевича НАН України за адресою: 03142, м. Київ-142, вул. Кржижанівського, 3.

Автореферат розісланий 30 січня 2001 р.

Вчений секретар

спеціалізованої вченої ради

доктор технічних наук Мінакова Р.В.

Загальна характеристика роботи

Актуальність теми. Актуальність теми дисертаційної роботи зумовлена тим, що деякі питання теорії фазових перетворень в залізо-вуглецевих сплавах потребують подальшої розробки.

Протягом багатьох років відпуск вуглецевих сталей широко застосовувався як операція, що завершує цикл їх механічної, термічної, хіміко-термічної і термомеханічної обробки, формує комплекс механічних, електричних, магнітних та інших властивостей матеріалів та визначає сферу і умови їх застосування. Властивості, які набуваються сталями на різних стадіях відпуску, визначаються, окрім хімічного складу, фазовим складом і структурою матеріалу. Найважливішим (з точки зору міцнісних властивостей) параметром сплаву є, зокрема, вміст вуглецю в тих або інших сплавах.

В попередніх дослідженнях були отримані підтвердження існування в сталі особливих, відмінних від фаз, станів вуглецю, характерною ознакою яких є відсутність кристалічної решітки та формування в місцях максимального скупчення дефектів кристалічної будови a-твердого розчину. Відомо, що природа цих станів є різноманітною, а сумарна кількість вуглецю в них може досягати 20-40% від загальної кількості вуглецю в сталі.

Разом з тим, досі не проведено систематизацію і класифікацію станів вуглецю в сталі, не зўясовано їх природу, не досліджений розподіл вуглецю в гартованій і відпущеній сталі по фазах і станах. Для вирішення згаданих проблем неможливо застосувати розрахункові методики диференційного термомагнітного (в сильних полях) і дилатометричного аналізу, які існували до останнього часу. Можна очікувати, що застосування термоциклічної обробки дозволить створити таку дефектну структуру сплавів Ізалізо-вуглецьІ, в якій буде реалізований стан вуглецю, що був раніше знайдений в холоднодеформованій і в гартованій сталі, і який сприяє, після відповідної термічної обробки, реалізації високоміцних станів сталі.

Таким чином, дослідження поставленої проблеми можна вважати актуальним як з наукової, так і з практичної точки зору.

Звўязок роботи з науковими програмами, планами, темами. Напрямок, обраний для дослідження, характеризується тісним узгодженням з науковими планами Національного технічного університету України ІКиївський політехнічний інститутІ (НТУУ ІКПІІ). За цією тематикою на фізико-технічному факультеті (ФТФ) НТУУ ІКПІІ в рамках Координаційного плану № 8 Міносвіти України ІДифузійне формування структури, фазовий склад та фізичні властивості перспективних металевих матеріалів, покрить і тонких шарівІ виконувалися два науково-дослідних проекти, включених до тематичних планів галузевої науково-технічної програми ІФізичне матеріалознавствоІ Міносвіти України: протягом 1996-1997рр. - ІДослідження впливу термоциклування, електронного та Ў-опромінення на розподіл вуглецю по станах у легованих сплавахІ; протягом 1998-1999 рр. - ІВплив термоциклування на розподіл елементів проникнення по станах в сплавах на основі залізаІ.

Мета і задачі дослідження. Метою даної роботи є встановлення характеру розподілу вуглецю по фазах і станах в гартованих, підданих термоциклуванню і відпущених сталях.

Поставлена мета передбачає виконання наступних задач: 1) провести експериментальні дослідження і на їх основі дати систематичну класифікацію фаз і станів вуглецю, існуючих в гартованій, відпущеній при різних температурах і підданій термоциклуванню сталі; 2) розвинути методику диференційного термомагнітного і дилатометричного аналізу ефектів при відпуску гартованих вуглецевих сталей; 3) встановити характер концентраційної залежності питомої намагніченості і питомого обўєму залізо-вуглецевого мартенситу; 4) встановити, на якій із стадій термічної обробки сталі відбувається утворення скупчень атомів вуглецю в субмікропорах дислокаційного походження; 5) охарактеризувати кількісний розподіл вуглецю по фазах і станах безпосередньо після гартування і на різних стадіях відпуску гартованих сталей; 6) дослідити вплив термоциклічної обробки в інтервалі температур поліморфного a“g-перетворення на фазовий склад сталі.

Наукова новизна одержаних результатів. В роботі вперше запропоновано класифікацію фаз і особливих станів, в яких можуть знаходитись атоми вуглецю в гартованій і відпущеній при різних температурах сталі.

Вперше на підставі спостереження за процесом поступового збільшення концентрації вуглецю в порах кристалічної решітки мартенситу під час його ізотермічних витримок після попереднього Ў-опромінення визначено концентраційну залежність питомої намагніченості залізо-вуглецевого мартенситу. Встановлено, що формування стану атомів вуглецю в скупченнях дислокаційного походження (стану С^, за нашою термінологією) відбувається не на етапі І перетворення при відпуску, як вважалося, а має місце вже при гартуванні сталі.

На основі даних прецезійної дилатометрії вперше визначені концентраційні залежності питомих обўємів мартенситної складової та окремих мартенситних фаз (тетрагонального aMt-мартенситу і відпущеного ж-мартенситу) для вуглецевих сталей. Визначено також концентраційну залежність відносних кількостей тетрагонального і відпущеного мартенситу в мартенситній складовій гартованих вуглецевих сталей.

В результаті комплексного застосування диференційного термомагнітного (в сильних полях) та рентгеноструктурного аналізу для різних інтервалів концентрації залишкового аустеніту в гартованій сталі встановлені оптимальні гомологічні пари рефлексів a- і g-фаз, використання яких дозволяє вдосконалити існуючі методики визначення кількості залишкового аустеніту в гартованій сталі (проводити аналіз з найменшими похибками, неруйнуючим та експресним методом).

Показано, що застосування розрахункової методики, запропонованої в попередніх дослідженнях для визначення ступеня тетрагональності однофазного тетрагонального мартенситу з рентгенівським дублетом, що не розділюється, неможливе до суміші тетрагонального і відпущеного мартенситу, яка реально утворюється при гартуванні сталі. Водночас, застосування такої методики до однофазного відпущеного мартенситу цілком виправдовує себе.

Вперше проведено попередню (перед гартуванням) термоциклічну обробку вуглецевих сталей в інтервалі температур поліморфного a“g-перетворення, внаслідок якої, з нашої точки зору, в сталі формується розвинена дефектна структура модельного типу з переважанням поодиноких дислокацій та їх скупчень. При цьому відбувається значне збільшення кількості вуглецю, який після гартування знаходиться в стані С^, та відповідне зменшення кількості цементиту в сталі. Дефекти, які генеруються при термоциклуванні, мають обўємний характер, оскільки їх наявність помітно зменшує величину обўємного ефекту a“g-перетворення, віднесеного до кімнатної температури.

В роботі сформульовані наступні положення, які виносяться на захист:

1. Вуглець в сплавах Fe-C, в залежності від хімічного складу і умов отримання, може знаходитись в наступних фазах і станах: Сў - вуглець в Інормальних позиціях проникненняІ пересиченого a-твердого розчину; Сўў - вуглець у відпущеному мартенситі; Сq - вуглець, який входить до складу ІрівноважногоІ цементиту q-Fe3C; Ce - вуглець, який входить до складу низькотемпературного карбіду відпуску e-Fe3C; Сg - вуглець у формі графіту; Cv - вуглець в мікронесуцільностях сплаву; С^ - вуглець, повўязаний зі скупченнями дефектів дислокаційного походження; С^(r) - вуглець в Іхмарах КоттреллаІ навколо поодиноких дислокацій.

2. Розвинена методика розрахунку магнітних і обўємних ефектів фазових перетворень в сталях з врахуванням даних, отриманих щодо концентраційної залежності питомої намагніченості мартенситу в сплавах Fe-C.

3. При гартуванні сталі стан вуглецю С^ виникає безпосередньо при мартенситному перетворенні. Питомий обўєм гартованої сталі відповідає уявленню про те, що значна частина вуглецю повўязана з дефектами кристалічної будови.

4. Наявність вуглецю, повўязаного з дефектами дислокаційного походження (стан С^), суттєво впливає на кількість вуглецю в інших фазах і станах.

5. Термоциклічна обробка сталей в інтервалі температур поліморфного a“g-перетворення створює дефекти, які зумовлюють утворення в сталях стану вуглецю, повўязаного з виникненням обўємних дефектів дислокаційного походження.

6. Дефектна структура, яка створюється при 5-10-разовій термоциклічній обробці сталей в інтервалі температур фазового a“g-перетворення, може сприяти інтенсифікації процесів їх хіміко-термічної обробки.

Обгрунтованість і достовірність наукових положень, висновків і рекомендацій. Наукові положення, висновки і рекомендації, наведені в роботі, є цілком обгрунтованими і достовірними. Це підтверджується тим, що вони отримані з використанням комплекса взаємно доповнюючих аналітичних та експериментальних методів дослідження, а також підтверджені позитивними результатами дослідно-промислового впровадження на заводі ВАТ ІБудшляхмашІ, м. Київ. При цьому в рамках експериментальних досліджень досліди багаторазово повторювалися та продемонстрували гарне узгодження експериментальних результатів.

Практичне значення одержаних результатів. Як наукову, так і практичну цінність мають дослідження впливу парамагнітних атомів домішок (зокрема, вуглецю, хрому, марганцю) на величину питомої намагніченості відповідних феромагнітних фаз-розчинювачів (зокрема, мартенситу, цементиту). Так, визначені концентраційні залежності питомого обўєму і питомої намагніченості залізо-вуглецевого мартенситу, відносно яких до виконання роботи не існувало загальновизнаної точки зору, що дозволило вдосконалити розрахункові методики аналізу змін адитивних властивостей конструкційних сталей, підданих різним видам термічної обробки, при нагріві і охолодженні. Практичне значення мають результати аналізу впливу хрому і марганцю на питому намагніченість цементиту і, у звўязку з цим, дослідження кінетики розчинення цих елементів в цементиті при нагріванні гартованих сплавів Fe-C. Вони були проведені як на вуглецевих, так і на легованих сталях, внаслідок чого зўясовано вплив легуючих елементів (хрому, марганцю, нікелю) на величину магнітних і обўємних ефектів при гартуванні і відпуску сталі.

Результати дослідження впливу Ў-опромінення на стан вуглецю в мартенситі дозволили внести певні уточнення до розрахункових методик диференційного термомагнітного і дилатометричного аналізу.

Перспективною можна вважати перевірку можливості поєднання процесів хіміко-термічної обробки сплавів заліза з термоциклічною обробкою з метою прискорення дифузійних процесів та отримання дифузійних шарів з кращими механічними та експлуатаційними характеристиками (глибиною, мікротвердістю, зносостійкістю і т.д.).

Результати розробки впроваджені у машинобудівне виробництво (ВАТ ІБудшляхмашІ, м. Київ) та знайшли застосування при виконанні фундаментальних науково-дослідних розробок в НТУУ ІКПІІ та інших навчальних і наукових установах України. Вони опубліковані в авторитетних матеріалознавчих наукових виданнях України і Російської Федерації, депоновані у формі рукописів Державною науково-технічною бібліотекою (ДНТБ) України, доповідалися на Міжнародних наукових конференціях і конгресах, впроваджені в учбовий процес кафедри фізики металів НТУУ ІКПІІ в формі лабораторних, розрахунково-графічних, курсових і дипломних робіт (проектів) з елементами наукових досліджень. Акти впровадження від 14.01.1999 р. та 15.02.2000 р. наведені в додатках А, Б до дисертації.

Особистий внесок здобувача. Особистий внесок здобувача в результати, представлені в дисертаційній роботі, полягає в наступному: 1) виконані підготовка та попередня термічна, хіміко-термічна та термоциклічна обробка зразків досліджуваних сталей; визначені оптимальні параметри попередніх обробок; 2) проведена реєстрація магнітних та обўємних ефектів при їх гартуванні і відпуску за допомогою методів диференційного термомагнітного (в сильних полях) і дилатометричного (на катковому дилатометрі) аналізу, виконані їх рентгеноструктурні та мікроструктурні дослідження на дифрактометрі ДРОН-3М та мікроскопі МИМ-10; 3) отримані розрахункові співвідношення, які описують відповідні магнітні та обўємні ефекти; 4)проведений кількісний опис розподілу вуглецю в сталі по фазах і станах після гартування та на різних етапах відпуску; 5) побудовані концентраційні залежності питомих обўєму і намагніченості залізо-вуглецевого мартенситу, питомих обўємів тетрагонального і ж-мартенситу гартованих вуглецевих сталей; відносної кількості тетрагонального і ж-мартенситу в мартенситній складовій гартованих вуглецевих сталей; 6) встановлені оптимальні гомологічні пари дифракційних рефлексів a- та g-фаз для визначення кількості залишкового аустеніту в гартованій сталі в різних інтервалах його концентрації в гартованих сталях; 7) визначена можливість застосування розрахункової методики аналізу тетрагональних мартенситних дублетів, що не розділюються, до однофазного відпущеного мартенситу, а також принципова неможливість аналізу за її допомогою дво- і багатофазних мартенситних сумішей; 8) досліджений вплив попередньої (перед гартуванням) термоциклічної обробки вуглецевих сталей в інтервалі температур поліморфного a“g-перетворення на експериментальні ефекти при їх нагріві та на розподіл вуглецю по фазах і станах на різних етапах відпуску; 9) сформульовані висновки та положення, які виносяться на захист.

Апробація результатів дисертації. Основні результати дисертаційної роботи доповідалися на наступних наукових форумах: 1) Міжнародній науковій конференції ІНовые перспективные материалы и технологии в металлургииІ (Київ, Україна, 13-14 жовтня 1994 р.); 2) ІІІ Черкаському семінарі країн СНД ІАктуальные вопросы диффузии, фазовых и структурных превращений в сплавахІ (Сокирне, Черкаської обл., Україна, 19-24 червня 1995 р.); 3) Міжнародному науковому конгресі студентів, аспірантів і молодих науковців ІМолодежь и наука - третье тысячелетиеІ (Москва, Російська Федерація, 27 січня - 1 лютого 1996 р.); 4) Міжнародній науково-технічній конференції ІКристалізація і властивості сплавів. Новітні технологіїІ (Київ, Україна, 7-11 жовтня 1997 р.); 5) Другій Міжнародній конференції ІКонструкційні та функціональні матеріали-97І (Львів, Україна, 14-16 жовтня 1997 р.); 6)науково-технічній конференції ІНовітні технології отримання та обробки сплавів в металургії та машинобудуванніІ (Київ, Україна, 20-21 травня 1998 р.); 7) Меморіальному симпозіумі академіка В.Н. Гріднєва "Металлы и сплавы: фазовые превращения, структура, свойства" (Київ, Україна, 21-25 вересня 1998 р.); 8)наукових семінарах кафедри загальної фізики і фізики твердого тіла НТУУ ІКПІІ.

Публікації. Результати дисертаційної роботи опубліковані у наступних виданнях: 1) 9 статтях в періодичних наукових виданнях України та Російської Федерації; 2) 5 рукописах, депонованих ДНТБ України та анотованих в реферативному журналі ІМеталлургияІ; 3) 5 збірках тез доповідей Міжнародних наукових конференцій.

Під час роботи над дисертацією (1994-1999 р.р.) автором опубліковано: наукових статей - 14; депонованих рукописів - 5; тез доповідей - 6. В переліку наукових праць наведені лише наукові статті здобувача, опубліковані за темою дисертаційної роботи.

Структура та обсяг дисертації. Робота складається зі вступу, 7 розділів, висновків, списку використаних джерел, додатків А, Б. Дисертація викладена на 148 сторінках машинописного тексту, в тому числі 15 рисунків на 15 сторінках, 16 таблиць, список використаних джерел з 95 найменувань на 10 сторінках та 2 додатки на 2 стрінках.

Основний зміст роботи

Робота присвячена дослідженню розподілу вуглецю в сталі по фазах і станах після термоциклічної обробки, Ў-опромінення, гартування та відпуску при різних температурах.

У вступі висвітлені суть і стан наукової проблеми, підстави та вихідні дані для розробки теми дисертації, обгрунтована необхідність проведення досліджень в обраному напрямку, наведена загальна характеристика роботи.

В першому розділі проведений огляд літератури з питань, які розроблені в роботі. Зокрема, проаналізований вплив електронного, нейтронного та Ў-опромінення на розподіл вуглецю в гартованій і відпущеній при різних температурах сталі по фазах і станах. При цьому враховані останні результати проведених науковим колективом Л.І. Лисака досліджень якісного та кількісного складу мартенситної складової гартованих вуглецевих і легованих сталей, а також проаналізований вплив багаторазових фазових перетворень в сталях на характер розподілу вуглецю по фазах і станах безпосередньо після гартування та на різних етапах відпуску.

В другому розділі наведена стисла характеристика досліджуваних обўєктів, описані пристрої та відображені головні розрахункові співвідношення стандартних методик, за допомогою яких досліджувалися обўєкти.

В третьому розділі запропонована класифікація фаз і станів, в яких атоми вуглецю можуть знаходитись у гартованій, відпущеній і підданій високотемпературному термоциклуванню сталі, а також аналізуються магнітні ефекти при відпуску гартованих вуглецевих та легованих нікелем сталей. Зокрема, досліджується процес відпуску гартованої з переохолодженням в рідкому азоті сталі У10А (1.09%С). Диференційна термомагнітна крива її відпуску наведена на рис. 1.

Нами отримана наступна розрахункова формула для визначення відносної кількості вуглецю Сe/С, яка на етапі І перетворення при відпуску виявляється повўязаною в e-карбіді:

Ce/C = (D13/Dq)/[(14/15)ґ(sa/sq) -1)], (1)

де С - кількість вуглецю в сталі (у % відносно маси зразка);

D13 - магнітний ефект І перетворення при відпуску, в одиницях шкали магнітометра;

Dq - магнітний ефект в точці Кюрі цементиту q-Fe3C, в одиницях шкали магнітометра (введення в розгляд цієї нормуючої величини дозволяє порівнювати дані, отримані на магнітометрах різної чутливості і при дослідженні зразків, що мають різну масу);

sa - питома намагніченість a-заліза, яка при 300К (27°С) дорівнює 17.36Аґм2/кг;

sq - питома намагніченість цементиту q-Fe3С, яка при 300К (27°C) дорівнює 10.24Аґм2/кг.

В табл. 1. наведені результати наших розрахунків, проведених за формулою (1) для досліджених сталей. Оцінка похибки показує, що для кожної конкретної термомагнітної кривої точність визначення розподілу вуглецю по фазах і станах не нижча від 0.05%.

Як видно з табл. 1, спостерігається підвищена стійкість до відпуску високовідпущеного мартенситу. Сумарна кількість вуглецю в різних станах поза карбідною фазою (цей стан умовно позначений нами як Сz) при збільшенні концентрації вуглецю в сталі від 0.5 до 1.1% (за масою) зменшується від ”0.9 до ”0.65. Це свідчить про зменшення відносної кількості вуглецю, повўязаного на етапі І перетворення при відпуску з дефектами кристалічної будови, оскільки, за нашою класифікацією,

Сz = Сў + СІ + С^ + С^(r). (2)

Єдиним, хоча й загальноприйнятим допущенням, яке було нами використано при отриманні формули (1) і розрахунках за цією формулою, є твердження про те, що питома намагніченість Fe-C мартенситу залежить від кількості вуглецю в ньому за так званим Ізаконом простого розчиненняІ:

sa(С) = saґ(1 - Сґ10-2). (3)

Формула (3) була запропонована Дж. Кранглом і У. Саксмітом у пўятдесяті роки, не має прямого експериментального підтвердження. Одночасно з нею існує залежність sb(С), якісно сформульована Т. Земчиком на підставі обробки мессбауеровських спектрів Fe-C мартенситу в 60-ті роки та кількісно описана Л.О. Шаталовою в 1979 р. як результат обробки даних диференційного термомагнітного аналізу.

Таблиця 1.

Кількісний аналіз магнітного ефекту першого перетворення при відпуску

Марка Сталі Мn, % D13/Dq Ce/C Ce, % CZ/C CZ, %

Сталь 50 (0.50%С) 0.30 0.07 0.12 0.06 0.88 0.44

У8А (0.84%С) 0.30 0.13 0.22 0.19 0.78 0.66

У10А (1.00%С) 0.30 0.15 0.25 0.25 0.75 0.75

У10А (1.09%С) 0.22 0.20 0.35 0.38 0.65 0.71

У12А (1.23%С) 0.30 0.10 0.16 0.20 0.84 1.03

sb(С) = saґ(1 + bґС), (4)

де b = (1.79 ± 0.1)ґ10-2.

Прямого підтвердження не мають ні формула (3), ні формула (4). Далі пропонується оригінальний підхід до вирішення цієї проблеми.

В табл. 2 наведені результати наших розрахунків величин Сe і СZ з використанням формул (1) і (2) (СZ - кількість вуглецю поза карбідними фазами сталі).

Проведені нами експерименти показали, що ІконцентраційнаІ залежність Fe-C мартенситу відповідає формулі (3). Це означає, що магнітне поле впливає в мартенситі виключно на атоми заліза. Атоми вуглецю в мартенситі, з точки зору диференційного термомагнітного аналізу, можна вважати пасивними парамагнітними домішками, ІпорожнинамиІ.

Етапу ІІІ перетворення при відпуску відповідає перехід e-карбіду та ІдефектногоІ qў-цементиту в ІрівноважнийІ цементит q-Fe3C, а також утворення останнього при взаємодії атомів заліза з атомами вуглецю, які раніше були повўязані з дефектами кристалічної будови. Така сукупність процесів найбільш інтенсивно розвивається в інтервалі температур 533-683К, супроводжується помітним магнітним, тепловим і обўємним ефектами. Використовуючи величину D38 (рис. 1) - сумарний магнітний ефект ІІІ перетворення при відпуску, - можна провести додатковий розрахунок значення Сz/C (стовпчик 6, див. табл. 1) за формулою:

CZ/C = [(D38/Dq) + (sa/sq)ґAзал./(15ґC)]/[(14/15)ґ(sa/sq) - 1], (5)

де Aзал. - кількість залишкового аустеніту в сталі, яка визначається за сумарним магнітним ефектом відпуску D18 (рис. 1):

Азал. = 14ґСґ[1 - (15/14)ґ(sa/sq)ґ(1 + D18/Dq)]. (6)

Результати розрахунку за формулою (6) не відрізняються від наведених в табл. 1 більше, ніж на 0.05% (за масою).

Розпаду залишкового аустеніту (в інтервалі температур, в якому відбувається цей процес), на термомагнітних кривих відповідає магнітний ефект D44* (див. рис. 1). Якщо розрахувати його величину, виходячи з кількості залишкового аустеніту, яка визначається за формулою (6), реєструється досить значна невідповідність розрахункового значення величини Aзал. її експериментально зареєстрованому значенню. Ця невідповідність, з нашої точки зору, може бути зумовленою утворенням одночасно з розпадом залишкового аустеніту ІрівноважногоІ цементиту q-Fe3C, парамагнітного при Т=543-563К. При цьому частина атомів заліза переходить з феромагнітної a-фази до парамагнітної q-фази, а джерелом атомів вуглецю для цього процесу виступає твердий розчин (стан Сz). Кількість вуглецю, який переходить при цьому в q-фазу (Сq(4*)) визначається за отриманою нами формулою:

Сq(4*) = (15/14)ґ(sq300К/sa553К)ґ(D44*/Dq) + Aзал./14, (7)

де величина D44* підставляється зі знаком ІмінусІ.

Стану проміжного охолодження до кімнатної температури від 553К (280°С), при якій розпад залишкового аустеніту переважної більшості вуглецевих і легованих сталей відбувається найбільш інтенсивно, на термомагнітних кривих відповідає точка І5І (див. рис. 1). Розподіл вуглецю в сталі по фазах і станах описується в цьому стані формулами:

С = Сe(3) + Сq(4*) + Сz(5), (8)

Сq(4*) = Сz(3) - Сz(5). (9)

Кількість вуглецю в різних станах в межах твердого розчину в стані І5І описується отриманою нами формулою:

СZ(5)/C = (D58/Dq)/[(14/15)ґ(sa/sq) - 1]. (10)

Результати розрахунків за формулами (7)-(10) наведені в табл. 2.

Таблиця 2.

Розподіл вуглецю по фазах і станах у вуглецевих сталях, підданих

проміжному охолодженню від температури розпаду залишкового аустеніту

Марка сталі С, % D58/Dq СZ(5)/C CZ(3)/C Cq(4ў), % Ce(3), %

Сталь 50 0.50 0.25 0.43 0.94 0.25 0.04

У8А 0.84 0.19 0.32 0.80 0.40 0.17

У10А 1.00 0.20 0.34 0.76 0.42 0.24

У10А 1.09 0.29 0.50 0.65 0.19 0.36

У12А 1.23 0.27 0.45 0.85 0.49 0.19

Відносна кількість вуглецю, яка утворює ІрівноважнийІ цементит q-Fe3C одночасно з розпадом залишкового аустеніту гартованих вуглецевих сталей, зменшується від 0.5 до 0.17 зі збільшенням кількості вуглецю від 0.5% до 1.09% (за масою). Для сталі У12А (1.23%С) спостерігається порушення вказаної закономірності, що повўязано з підвищеною стійкістю до відпуску високовуглецевого мартенситу.

В четвертому розділі надані конкретні рекомендації для мінімізації похибки визначення кількості залишкового аустеніту в гартованій сталі методом гомологічних пар (в різних інтервалах концентрації залишкового аустеніту).

Цей метод характеризується експресністю та не змінює стану гартованої сталі. Однак при довільному підборі рефлексів від a- та g-фаз в гомологічну пару визначення кількості залишкового аустеніту в гартованій сталі за допомогою методу гомологічних пар характеризується значною похибкою (до 10-20% за масою зразка). Визначення цієї величини методом диференційного термомагнітного аналізу характеризується значно вищою точністю (похибка не більша від 0.05% за масою), однак аналіз зазвичай відбувається за сумарним магнітним ефектом відпуску D18, внаслідок чого руйнується гартований стан сталі, а аналіз потребує 5-6 годин.

Поєднання двох вищенаведених методів дозволило встановити, що похибку визначення кількості залишкового аустеніту можна мінімізувати на рівні 3-4% (за масою), якщо для відповідних інтервалів концентрації залишкового аустеніту в гартованій сталі підібрати гомологічні пари рефлексів від a- та g-фаз, а саме:

1) якщо концентрація залишкового аустеніту знаходиться в інтервалі 5-15% - (211)a та (200)g;

2) якщо концентрація залишкового аустеніту знаходиться в інтервалі 15-25% - (211)a та (311)g;

3) якщо концентрація залишкового аустеніту знаходиться в інтервалі 25-35% - (200)a та (220)g.

Невеликі кількості залишкового аустеніту (в сталях після гартування і переохолодження в рідкому азоті, в низьковуглецевих сталях) необхідно визначати, реєструючи пари Кa і Кb ліній. Наприклад, в нашій роботі запропонована для цього пара (110)aКa і (111)gКb.

Рекомендації, запропоновані нами, відрізняються від наведених в попередніх дослідженнях рекомендацій тим, що вони враховують можливість дифрактометричної реєстрації тих або інших рефлексів a- і g-фаз гартованої сталі.

В пўятому розділі розглянута можливість застосування наявних розрахункових методик визначення ступеня тетрагональності (с/а) однофазного мартенситу, який дає дублети, що не розділюються, до мартенситних структур, які реально утворюються при гартуванні вуглецевих і легованих сталей.

Формування однофазного тетрагонального мартенситу при гартуванні переважної більшості промислових вуглецевих сталей майже ніколи не відбувається. Мартенситна складова гартованої сталі являє собою суміш тетрагонального aм(t)-мартенситу і відпущеного ж-мартенситу. Відносні кількості цих фаз в суміші залежать від кількості вуглецю в сталі. У випадку самовідпуску в сталі присутній лише відпущений мартенсит.

У тих випадках, коли вдається добитися утворення в сталі 100% тетрагонального мартенситу, високий рівень внутрішніх напружень та дисперсність фаз, які формуються в сталі при мартенситному перетворенні, спричиняють майже повне змиття компонент дублету. В даний час існують розрахункові методики, які дозволяють, визначивши центр ваги дифракційних ліній з неявно вираженими мартенситними дублетами, визначити с/а мартенситу. В цьому розділі запропоновано застосувати вказану методику до відпущеного мартенситу (як однієї з форм тетрагонального мартенсту, для якого с/а=1).

В результаті проведених досліджень отримане пряме підтвердження того, що ізотермічне гартування сталі ШХ15 веде до формування в її структурі практично однофазного відпущеного мартенситу, ступінь тетрагональності якого с/а приблизно дорівнює одиниці. Також запропонований в попередніх дослідженнях метод рентгенівського визначення ступеня тетрагональності однофазного тетрагонального мартенситу за рефлексами з тетрагональними мартенситними дублетами, що не розділюються, можна застосувати і у випадку однофазного відпущеного мартенситу, що значно розширює сферу застосування методу, оскільки при гартуванні більшості сплавів утворення однофазного тетрагонального мартенситу не відбувається. Разом з тим, для випадку двофазного мартенситу застосування згаданої методики неможливе.

Робота присвячена не тільки аналізу кількісного розподілу вуглецю в сталі по фазах і станах. В шостому розділі вносяться певні доповнення до уявлень про природу цих особливих станів. Оскільки, як відомо, a“g-перетворення в сталі характеризується протіканням процесів зсуву, які генерують поодинокі дислокації та дислокаційні скупчення, термоциклічну обробку сталі в інтервалі температур a“g-перетворення можна розглядати як ІмодельнийІ процес створення розвиненої дислокаційної структури. Поєднання термоциклічної обробки з гартуванням дозволить створити механізм обўєднання вуглецю з дефектами, що, в свою чергу, сформує надлишкову (порівняно з гартованою сталлю) концентрацію вуглецю в стані Сv, Cg або С^ та конкретизувати поняття про природу цих станів. Застосування двох режимів термоциклічної обробки зразків:

1) термоциклування з наступним гартуванням у воду;

2) термоциклування з наступною нормалізацією від 773К (500°С), а до 773К (500°С) – підстужування разом з піччю - дозволило визначити вплив ІчистогоІ термоциклування на дефектну структуру сталі та розподіл вуглецю по фазах і станах.

Встановлено, що проведення перед гартуванням термоциклічної обробки в інтервалі температур поліморфного a“g-перетворення значно (на 35-55%) зменшує кількість цементиту в сталі після високого відпуску. Атоми вуглецю, які не входять у високовідпущеній сталі до складу цементиту, виявляються повўязаними зі скупченнями дефектів дислокаційного походження.

Високотемпературне (в інтервалі температур поліморфного перетворення в сталі) термоциклування грає подвійну роль - генератора дефектів визначеного типу (дислокацій) та джерела виникнення в сталі напружень ІІІ роду (статичних викривлень).

Обўємний характер дефектів, які утворюються при термоциклуванні, підтверджується результатами дилатометричних досліджень обўємного ефекту поліморфного a“g-перетворення в сталі. Напруження, які виникають в сталі при термоциклуванні з наступною нормалізацією, визначаються при рентгеноструктурному дослідженні відповідних обўєктів.

проведене в сьомому розділі дослідження обўємних ефектів при нагріві гартованих сталей має як великий практичний інтерес, так і необхідне для розвитку уявлень в теорії фазових перетворень при відпуску сталей. Розраховані питомий обўєм Vі(C) конкретної і-тої фази системи Fe-C з кількістю вуглецю Сі, з використанням співвідношення (рис. 2):

Vі(C) = [Vі*/(niґMFe)]ґ[(hi(x) – 1)/hi(x)], (11)

де Vі* - обўєм елементарної комірки і-тої фази, який визначається за даними структурних досліджень;

nі – число атомів заліза в елементарній комірці;

MFe – абсолютна маса атома заліза;

hi(x) – функція індекса х в формулі FexC, яка описує хімічний склад і-тої фази:

hi(x) = (56 х + 12)/12. (12)

Залежність (11) є справедливою для aм(t)-мартенситу. Вона представлена кривою 2-2 (див. рис. 2). Залежність 1-1 отримана для Fe-C мартенситу С.Ф. Юрўєвим та потребує уточнення. Поєднуючи дилатометричні вимірювання обўємних ефектів при відпуску гартованих сталей з рентгенографічними даними щодо розмірів елементарних комірок відповідних фаз, обчислюють середній питомий обўєм мартенситної складової гартованої сталі (залежність 3-3, див. рис. 2):

Va(q) = (Ma(t)/Mз)ґVa(t)+(Mж/Mз)ґVж, (13)

де Va(q) - обўєм одиниці маси мартенситної складової гартованої сталі;

Mз – маса досліджуваного зразка;

Mі – маса і-тої фази в зразку масою Mз;

Vі – питомий обўєм і-тої фази.

Питомий обўєм суміші фаз в сталі після високотемпературного відпуску (не враховуючи надлишкового обўєму, який припадає на структурні недосконалості):

Vз(ht) = Vaґ(Ma/Mз) + Vqґ(Mq/Mз), (14)

де Va - питомий обўєм ферита (1.2643ґ10-4 м3/кг);

Vq - питомий обўєм цементита (1.3023ґ10-4 м3/кг);

Mq/Mз = 15ґСґ10-2;

Ma/Mз = 1 - 15ґСґ10-2.

Нарешті, виходячи з даних волюмометричних або дилатометричних вимірювань,

Va(q) = Vз(ht) + DVS(ht), (15)

де DVS(ht) - сумарний обўємний ефект відпуску.

Залежність Va(q)(С) не має фізичного сенсу та не може слугувати підставою для формулювання фізичних висновків, оскільки велична Va(q) залежить не тільки від кількості вуглецю в сталі. Водночас, самі кількісні значення величини Va(q) є досить інформативними. Питання щодо залежності Va(q)(С) можна коректно сформулювати лише для окремих мартенситних фаз, а не для їх суміші.

Порівняння ходу кривих 2-2 і 3-3 на рис. 2 підтверджує, що в гартованих вуглецевих сталях, окрім тетрагонального мартенситу, присутня фаза з меншим питомим обўємом - ж-мартенсит.

Виходячи з адитивності обўєму (в тому числі, і для мартенситної фази):

Ma(t)/Mз = (Va(q) - Vж)/(Va(t) - Vж), (16)

де Ma(t) і Va(t) – відповідно маса та обўєм тетрагонального мартенситу;

Vж - обўєм ж-мартенситу.

Результати розрахунків за формулою (16) представлені кривою 4-4, див. рис. 2.

висновки

В даній роботі встановлено характер розподілу вуглецю по фазах і станах в гартованих, підданих термоциклуванню і відпущених сталях.

1. Проблема станів вуглецю в сталі тісно повўязана з розробкою нових матеріалів та нових технологій промислової реалізації високоміцних станів в сплавах на основі заліза. До теперішнього часу ряд питань в цій галузі залишаються відкритими та вимагають проведення подальших досліджень. Необхідні дослідження розподілу вуглецю по фазах і станах в сплавах Fe-C в сталях, підданих різним режимам обробки. В даній роботі досліджено розподіл вуглецю по фазах і станах у гартованих, підданих термоциклуванню і відпущених сталях.

2. Запропонована наступна класифікація фаз і станів вуглецю, в яких вони можуть перебувати в сталі в залежності від її хімічного складу та умов отримання: Сў - вуглець в Інормальних позиціях проникненняІ пересиченого a-твердого розчину; Сўў - той же стан вуглецю, але у відпущеному мартенситі; Сq - вуглець, який входить до складу ІрівноважногоІ цементиту q-Fe3C; Ce - вуглець, який входить до складу низькотемпературного карбіду відпуску e-Fe3C; Сg – вуглець у формі графіту; Cv – вуглець в мікронесуцільностях сплаву; С^ - вуглець, повўязаний зі скупченнями дефектів дислокаційного походження; С^(r) – вуглець в Іхмарах КоттреллаІ навколо поодиноких дислокацій.

3. Підтверджено, що питома намагніченість залізо-вуглецевого мартенситу відповідає закону Іпростого розчиненняІ:

sa(С) = sa (1 – Сґ10-2).

4. Мартенситна складова гартованих вуглецевих сталей містить, щонайменше, дві фази – тетрагональний aм(t)-мартенсит і відпущений ж-мартенсит. Вміст вуглецю в ж-мартенситі складає ~0.25% (відносно його маси). Питомий обўєм ж-мартенситу не залежить від кількості вуглецю в сталі, на відміну від питомого обўєму aм(t)-мартенситу, який збільшується в залежності від концентрації вуглецю за лінійним законом. Відносна кількість aм(t)- і ж-мартенситу в мартенситній складовій гартованих вуглецевих сталей залежить від кількості вуглецю в сталі: підвищення концентрації вуглецю від 0.45 до 0.60% (за масою) призводить до збільшення концентрації тетрагонального мартенситу в гартованій сталі від ~15% до ~65%, а подальше підвищення концентрації вуглецю в сталі призводить до стабілізації відносних кількостей мартенситних фаз: ~60% тетрагонального і ~40% ж-мартенситу.

5. Особливий стан вуглецю С^ виникає в сталі вже на етапі її гартування. Кількість вуглецю в ньому, за даними диференційного термомагнітного аналізу відпуску гартованої сталі, залежить від кількості вуглецю в сплаві та зростає від 20 до 38% (відносно загальної кількості вуглецю) при зростанні вмісту вуглецю в сталі від 0.46 до 1.23% (за масою). Легування сплавів Fe-C елементами, які зменшують енергію звўязку атомів вуглецю з дислокаціями (зокрема, Ni), практично не змінює імовірність виникнення стану С^ в сталі.

6. Існуючі в даний час розрахункові методики визначення ступеня тетрагональності мартенситних дублетів, що не розділюються, розроблені для однофазного тетрагонального мартенситу, реальне утворення якого при гартуванні переважної більшості промислових сталей не відбувається. За їх допомогою неможливо аналізувати мартенситні дублети, які утворюються від сумішей aм(t)- і ж-мартенситу, що реально формуються при гартуванні вуглецевих сталей. Водночас, застосування цих методик виявляється можливим до однофазного відпущеного мартенситу, утворення якого має місце при гартуванні сталей з високою температурою початку мартенситного перетворення, зокрема, низьковуглецевих сталей (кількість вуглецю не перевищує 0.4%).

7. При експресній дифрактометричній реєстрації рентгенограм гартованих сталей у випадку оптимального підбору дифракційних рефлексів a- та g-фаз в гомологічну пару вдається досить точно, з похибкою, не більшою від 3-4%, визначити кількість залишкового аустеніту в гартованій сталі. При цьому для різних інтервалів концентрації залишкового аустеніту визначені наступні гомологічні пари: 1) для 5-15% - (211)a і (200)g; 2) для 15-25% - (211)a і (311)g; 3) для 25-35% - (200)a і (220)g.

8. Термоциклічна обробка сталі в інтервалі температур поліморфного a“g-перетворення з наступним гартуванням сприяє створенню в сталі підвищеної (порівняно з випадком гартування) концентрації вуглецю в стані Сv при наявності деякої його кількості в стані С^ за рахунок дисоціації від ~35 до ~55% цементиту (порівняно зі сталлю після відпалу). Це відбувається як за рахунок генерування великої кількості дефектів дислокаційного типу внаслідок багаторазового протікання процесів зсуву при a“g-перетворенні, так і внаслідок дії механізму поєднання атомів вуглецю з цими дефектами дислокаційного типу, функцію якого виконує гартування.

список праць, опублікованих за темою

дисертації

1. Белоус М.В., Шаталова Л.А., Шейко Ю.П. Состояния углерода в отпущенной и холоднодеформированной стали. Первое превращение при отпуске // Физика металлов и металловедение. - 1994. - Т. 78, вып. 2. - С. 99-106.

2. Белоус М.В., Новожилов В.Б., Шаталова Л.А., Шейко Ю.П. Распределение углерода по состояниям в отпущенной стали // Физика металлов и металловедение. - 1995. - Т. 79, вып. 4. - С. 128-137.

3. Белоус М.В., Черепин В.Т., Москаленко Ю.Н., Шейко Ю.П., Мешашти С. Состояния углерода в отпущенной и холоднодеформированной стали. Объемные эффекты при нагреве закаленных сплавов Fe-C // Физика металлов и металловедение. - 1995. - Т. 80, вып. 3. - С. 103-114.

4. Белоус М.В., Сидоренко С.И., Шейко Ю.П. Распределение элементов внедрения по состояниям в отпущенных после закалки и в холоднодеформированных сплавах железо-углерод и железо-азот // Металлофизика и новейшие технологии. - 1996. - Т. 18, № 2. - С. 31-37.

5. Белоус М.В., Шаталова Л.А., Шейко Ю.П. Термомагнитный анализ состояний углерода в отпущенной стали // Известия ВУЗов. Черная металлургия. – 1996. - № 1. – С. 49-55.

6. Белоус М.В., Москаленко Ю.Н., Шейко Ю.П. Особенности дилатометрических и магнитных эффектов при закалке и отпуске стали ШХ15 // Известия ВУЗов. Черная металлургия. - 1996. - № 3. - С. 47-53.

7. Белоус М.В., Сидоренко С.И., Москаленко Ю.Н., Демченко Л.Д., Шейко Ю.П. Объемные и тепловые эффекты низкотемпературного отпуска закаленных железо-азотистых сплавов // Известия ВУЗов. Черная металлургия. - 1996. - № 11. - С. 61.

8. Белоус М.В., Сидоренко С.І., Москаленко Ю.Н., Демченко Л.Д., Шейко Ю.П. Особливості фазових перетворень при відпуску вуглецевих сталей, підданих термоциклуванню // Металлофизика и новейшие технологии. - 1998. - Т. 20, № 10. - С. 26-37.

9. Belous M.V., Sidorenko S.I., Moskalenko Yu.N., Demchenko L.D., Sheiko Yu.P. Phase Transformations upon Tempering of Carbon Steels after High-Temperature Thermal Cycling // The Physics of Metals and Metallography. - 1999. - Vol. 87, № 3. - P. 239-243.

10. Белоус M.В., Сидоренко С.И., Шейко Ю.П. Распределение элементов внедрения по состояниям в отпущенных после закалки и холоднодеформированных сплавах железо-углерод и железо-азот // Тезисы докладов III Черкасского семинара стран содружества ІАктуальные вопросы диффузии, фазовых и структурных превращений в сплавахІ (Посвящается памяти К.П. Гурова). - Сокирне, Украина. - 1995. - С. 61-62.

11. Белоус M., Москаленко Ю., Демченко Л., Шейко Ю. Особливості фазових перетворень при відпуску вуглецевих сталей, підданих термоциклюванню // Матеріали Другої Міжнар. конф. ІКонструкційні та