Образование аустенита и кинетика растворения цементита в Fe-C сплавах при скоростном лазерном нагреве тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

ЦЕНТРАЛЬНЫЙ ОРДЕНА ТРУДОВОГО КРАСНОГО ЗНАМЕНИ НАУЧНО-ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКШ ИНСТИТУТ ЧЕРНОЙ МЕТАЛЛУРГИИ им. И. П.БАРДИНА

ЦНШчермет

На правах рукописи

ШТАНСКШ ДМИТРИЙ ВЛАДИМИРОВИЧ

ОБРАЗОВАНИЕ АУСТЕНИТА И КИНЕГЖА РАСТВОРЕНИЯ ЦЕМЕНТИТА В Ре-С СПЛАВАХ ПРИ СКОРОСТНОМ ЛАЗЕРНОМ НАГРЕВЕ

/Специальность: 01.04.07 - "Физика твердого тела"/

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Москва - 1992

Работа выполнена в Институте металловедения и физики метал лов Центрального научно-исследовательского института черной мв' таллургии имени И. П. Бардина.

Научный руководитель: - кандидат физико-математически:

наук Лясоцкий И. В. Официальные оппоненты: - доктор технических наук, профессор Скаков Ю. А. - кандидат физико-математически: наук Полякова Н. А. Ведущая организация: институт Металлургии РАН им. А. А. Байкова Баадата состоится "/&*" Яг^сг^л 1992 года в /<? часов на заседании специализированного совета Д 141.04,02 при Центральном научно-исследовательском институте черной металлургии имен5 И.П.Бардина (107005, г.Москва, 2-я Бауманская ул., д.9/23).

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ЦНШчерыета. Автореферат разослан 1992 года.

Ученый секретарь специализированного совета, кандидат технических наук,

ст. научный сотрудник ^/^¡¿¿/еАлександрова Н. М.

Общая характеристика работы

1.Актуальность темы.

Методы изменения физико-химических свойств поверхности металлических массивов находят широкое применение в отечественной и эсобенно зарубежной практике. Развитие технологии поверхностной обработки диктуется возрастающими потребностями в создании материалов с повышенным комплексом свойств, способных повысить долговечность и надежность деталей машин, оборудования и инструмента. Для решение этой проблемы необходимо изучение физических процессов в гетерофазных системах в условиях далеких от равновесных, которые лежат в основе многих технологических схем, связанных со скоростным нагревом.

Анализ литературных данных показывает, что одним из основных факторов, сдерживающих поиск новых областей применения указанных методов обработки является отсутствие не только количественных но и в ряде случаев качественных закономерностей, связывающих параметры исходной структуры и условия нагрева с характером формирующейся структуры и комплексом свойств.

Прежде всего, недостаточно полно изучены физические закономерности и механизм процесса аустенитизации исходно отожженных углеродистых и легированных сталей в условиях скоростного нагрева. Отсутствуют систематические данные об условиях реализации альтернативных механизмов превращения и их кинетике в зависимости от режимов обработки, скорости нагрева и параметров исходной структуры. Не установлена последовательность структурных состояний в области неполной закалки и их влияние на свойства обработанных слоев.

Большинство данных по исследованию структуры сталей после скоростного нагрева связано с проведением металлографических, дп-раметрических и рентгеновских исследований. Приводящиеся в литературе отдельные результаты электронно-микроскопических исследований не дают удовлетворительного описания последовательности структурных состояний применительно к скоростной обработке.

Отсутствует теоретическое описание процесса растворения карбидных частиц в стали в условиях скоростного нагрева. Моделирование этого процесса тем более необходимо, что многие исследо-

ватели отмечают весомый вклад в улучшение таких характеристик как микротвердость и износостойкость недорастворенных в процессе нагрева карбидных частиц.

Б литературе очень мало данных, как экспериментальных так и теоретических, по выяснению влияния легирования как на сам процесс аустенитизации, так и на дальнейшую кинетику фазовых превращений и на процесс формирования структуры в ойласти неполной закалки. Математическое моделирование процесса фазовых превращений в трехкомпонентной системе в неизотермических условиях не проводилось.

2.Цель работы.

Основной целью исследования явилось изучение механизма и кинетики фазовых превращений при высоких скоростях нагрева.

К основным задачам исследования относились;

- доказательство с помощью тонких электронно-микроскопических исследований возможности осуществления фазовой сгу-перекрис-таллизации при высоких скоростях нагрева по сдвиговому механизму и определение условий ее реализации;

- изучение-кинетики роста аустенита в Ге-С сплавах с ферри-то-цементитной структурой;

- изучение влияния на исследуемый процесс исходной структуры, скорости нагрева и легирования;

- исследование кинетики распада.цементита и построение математической модели этого процесса;

- определение последовательности различных структурных состояний в процессе скоростного нагрева и на основе измерения механических характеристик в тонких слоях определение параметров структуры, обладавшей наилучшим комплексом механических свойств.

3. Научная новизна.

а) Впервые определены условия реализации альтернативных механизмов аустенитизации ферритной составляющей в сталях в зависимости от параметров исходной структуры, скорости нагрева и наличия легирущего компонента. Показано, что превалирующим механизмом а-у-перекристаллизации в пластинчатом перлите является сдвиговое (йездиффузионное) превращение, а в зернистом - рост

аустенита контролируется диффузией углерода.

63 Осуществлено детальное исследование эволюции структуры в ходе которого проведен анализ роли диффузионных процессов, ориен-•тационных соотношений и элементов дефектной структуры.

в) Показано, что кинетика растворения цементита различной морфологии на ранней стадии контролируется диффузией углерода. На более поздних стадиях процесса происходит распад цементита. Предложено объяснение этого явления, основанное на предположении о понижении концентрации углерода в цементите. Установлено, что кинетика распада цементита реализуется по схеме: Ге^С —► Ге^С (с дефектами упаковки) —+ ^е^С + Видманштеттова структура (ГЦК или ОЦТ). Найдены ориентационные соотношения фаз и кристаллографические направления роста дефектов упаковки и новой фазы в цементите.

гЗ Построены физические модели процесса растворения сферических частиц избыточных фаз в неизотермических условиях на диффузионном этапе распада, получены данные по скорости растворения включений и распределения концентрации диффундирующих элементов у поверхности растворяющихся центров.

дЗ Обнаружено образование ряда новых структур, характерных только для высокоскоростной закалки гетерофазных структур и определен уровень их механических характеристик, 4. Практическая ценность работы.

Полученные в работе новые научные результаты по реализации альтернативных механизмов аустенитизации и их систематизация в зависимости от условий нагрева, исходной структуры и легирования, а также детальное описание неизвестного ранее явления - распада цементита, позволили построить целостную картину физических процессов, происходящих в Ге-С сплавах при высоких скоростях нагрева и охлаждения. Научные положения, сформулированные в работе, могут быть широко использованы в различных технологических схемах, связанных с методами скоростного нагрева, а также при анализе, фазовых превращений при неизотермических условиях. Решенные в работе задачи кинетики растворения избыточных фаз и диффузионного перераспределения элементов, полученные данные по эволюции структуры в процессе скоростного нагрева и измерение различных механических характеристик позволяют прогнозировать и целенаправленно получать

структуры, обладающие необходимым комплексом механических свойств

5. На защиту выносятся следующие положения и результаты диссертационной работы:

а) установленные закономерности фазовых превращений в Ге-С сплавах при высоких скоростях нагрева;

63 выявленные различия в механизме образования аустенита в зависимости от исходной структуры и скорости нагрева;

в) проведенный анализ влияния легирования на физические

процессы в Ге-С сплавах при скоростном нагреве;

гЗ кинетические особенности метастабильного распада и диффузионного растворения цементита в Ге-С сплавах;

д) установленные кристаллографические соотношения образования Видманштеттовых структур внутри цементита;

еЗ разработанные физические модели процесса растворения сферических выделений Ге^С и МуСд, протекающего при неизотермических условиях, позволяющие, оптимизировать выбор материала, режимы обработки и конечную структуру при поверхностном нагреве;

ж) закономерности формирования структуры и их особенности, обеспечивающие необходимый комплекс механических свойств.

6. Апробация работы.

Материалы диссертационной работы доложены и обсуждены на X Всесоюзном совещании по Кинетике и механизму химических реакций в твердом теле Сг.Черноголовка,19893, школе-семинаре по проблемам Фазовых превращений в твердом теле С г.Руза,1930), семинаре по Структурно-морфологическим основам модификации материалов методами нетрадиционных технологий (г.Обнинск,1991), конференции по Мартенситным превращениям в твердом теле (г. Косов,19913, семинаре по Материаловедению (о.Олерон,Франция,19923, российско-китайском симпозиуме по Актуальным проблемам современного металловедения Сг.Томск,19923.

7. По материалам диссертации опубликовано 6 статей и тезисы 5-ти докладов.

8. Объем работы.

Диссертационная работа состоит из введения, шести глав, общих выводов, списка цитируемой литературы. Работа изложена на 472

страницах, включает 39 рисунков, У таблиц, электронно-микроскопических фотографий. Список литературы содержит 466 наименований работ отечественных и зарубежных авторов.

СОДЕРЖАНИЕ РАбОТЫ Во введении дано обоснование актуальности темы исследования, определена цель работы, а также изложены основные положения, защищаемые автором.

В 1-й главе дан обзор теоретических и экспериментальных работ, посвященных вопросам скоростного поверхностного нагрева, изучению механизма фазовых превращений и кинетики растворения избыточных фаз в неизотермических условиях и исследованию структуры

и свойств в зоне термического влияния СЭТВЗ.

Рассмотрены различные аспекты формирования высокотемпературной фазы в сталях различных классов в закаленном, отожженном, высокоотпущенном состоянии. Изложены общие закономерности формирования структуры в ЗТВ в зависимости от исходного состояния и параметров лазерной обработки. Проанализированы результаты различных исследований, посвященных выяснению механизма фазовой перекристаллизации феррита и влиянию скорости нагрева, параметров исходной структуры и легирующих компонентов. Рассмотрены существующие представления на механизм и кинетику растворения цементита при нагреве. Дан краткий анализ различных теоретических подходов к моделированию процессов теплопроводности, диффузии и фазовых превращений в неизотермических условиях. Рассмотрены практические аспекты использования высокоэнергетических потоков энергии для повышения эксплуатационных характеристик облученных изделий. Сформулированы общие задачи и подходы к реализации целенаправленного изменения структуры в сталях.

Анализ литературных данных показывает, что несмотря на большое количество работ недостаточно полно изучены физические закономерности и механизм процесса аустенитизации углеродистых и легированных сталей с феррито-цементитной структурой в условиях ускоренного нагрева. Не установлено соотношение сдвиговых и диффузионных превращений для различных структурных составляющих при различных условиях нагрева. Существующие предположения о диффузи-

онном механизме растворения цементита во всем температурном интервале от превращения до Тпл не являются столь ух очевидными, если учесть возможность существования при кратковременном скоростном нагреве высокотемпературных метастабильных областей с повышенной растворимостью углерода в феррите и аустените и железа в цементите. В этой связи возможным было бы ожидать распада перегретого цементита с образованием промежуточных структур. Отсутствует теоретическое описание процесса растворения избыточных фаз в неизотермических условиях. В литературе мало данных как экспериментальных, так и теоретических, по выяснению влияния легирования как на сам процесс аустенитизации, так и на дальнейшую кинетику фазовых превращений и процесс формирования структуры в ЭТВ.

Во 2-й главе проводится обоснование научных подходов к анализу фазовых превращений, выбора материалов и методики исследования.

Материалы. В качестве базового материала была выбрана сталь Ре-15*С на котором соответствующими режимами печной обработки получали структуру пластинчатого или зернистого перлита. Стали Ре-О.3%С и Ге-О.45%С позволяли получать различные объемные соотношения перлита и структурно-свободного феррита, а образцы чистого Ре использовались для выявления морфологических отличий структуры мартенсита после а-^-а-превращения при наличии и отсутствии углерода.

Для анализа влияния легирования на физические процессы в Ге -С сплавах с феррито-цементитной структурой при скоростном нагреве были выплавлены сплавы Ге-1.5ЙЦ-1^С, Ге-1. 55й31-1кС, Ге-1.5'4>

Ге-5^Сг-1%С, Ре-12°/,Сг-1%С. Выбор в качестве легирующих элементов Сг, Ш. и Ба объясняется различным их влиянием на устойчивость фазовых составляющих, их склонность к фазовым переходам в твердом состоянии и диффузию углерода. Различное содержание в образцах Сг позволило выявить различия в кинетике растворения Ге3С и МуС3.

Кинетические особенности метастабильного распада цементита в Ге-С сплавах изучали на примере белого чугуна, который, в отличии от сталей, имеет монолитные включения цементита, что облегча-

- 7 -

ет исследование различных стадий этого процесса.

Метод скоростного нагрева. В качестве источников поверхностного нагрева использовались лазерные установки, обеспечивающие нагрев образцов со скоростью 10%/с и Ю^К/с. Для определения скоростей нагрева и охлаждения в каждом конкретном случае решалась задача теплопроводности с соответствующими начальными и граничными условиями.

Лазерную обработку СЛО) проводили на COg-лазере непрерывного действия "Кардамон" С со следующими параметрами; длина волны излучения"\=10,6 мкм, максимальная мощность W=800 Вт, диаметр пучка d =1-5 мм, скорость перемещения образца относительно неподвижного луча v=5-15 мм/сек - режим А) и импульсных лазерах ГОС и Квант <Х=1.06 мкм,энергия в импульсе Е=8 Дж, длительность импульса tQ= 4 10"^ceK,d =3-10 мм - режим БЗ.

Принцип постановки исследования. В результате Л0 в поверхностных слоях материала формируется слоистая структура с'различной степенью развития фазовых, диффузионных и структурных превращений. С точки зрения температурно-временных условий соседние слои в нижней части ЭТВ различаются только максимальной температурой нагрева и временем нахождения слоя выше некоторой фиксированной температуры, а скорости их нагрева и охлаждения, особенно в области температуры превращения (Ас^, Асд) практически совпадают, Основные особенности превращения при Л0 исходных гетерофазных состояний связаны со стадией нагрева, а быстрое охлаждение лишь фиксирует структуру в области неполной аустенитизации. Поэтому

послойный электронно-микроскопический анализ позволяет установить последовательность всех структурных состояний в процессе скоростного лазерного нагрева, т.е. проследить кинетику процесса.

Методика структурных исследований и механических испытаний.

Металлографические исследования проводились на оптическом микроскопе "Неофот-21".

Исследование структуры проводили с помощью электронного микроскопа JEM-200CX при ускоряющем напряжении накала 200 кВт. Тонкие фольги для работы в просвечивающем режиме готовили путем электроискровой резки (пластинки с различных глубин ЭТВ и попере-

чные срезы), электролитической полировки и окончательной доводки ионной полировкой на установке IE-20. При работе в сканирующем режиме поверхность фольги дополнительно подтравливалась для выявления рельефа. В необходимых случаях непосредственно в электронном микроскопе проводили локальный Сс локальностью 0.03 мкм) мик-рорентгеноспектральный анализ.

Для измерения микротвердости применялся микротвердомер фирмы LEKO M-4Û0A при нагрузках 50 и 100 г.

Испытания на микроизнос проводили по методу скрайбировния в условиях сухого трения. Контротелом являлся алмазный закрепленный шар диаметром 3 мм. Нормально приложенная нагрузка составляла 10 Н. Сопротивление изделий износу шлифовальным кружком из твердого

металла определяли с помощью машины "Шкода-Савин".

Теоретическое моделирование проводили на ЭВМ ЕС-1046 и компьютере IBM PC/AT. .

3-я глава посвящена изучении структурно-фазовых превращений (образование аустенига и кинетика растворения цементита) в сталях со структурой пластинчатого перлита, Проводится сопоставление механизма фазовой перекристаллизации а-фазы в перлитных колониях и зернах структурно-свободного феррита, а также анализ влияния легирования Сг, Ni и Si на указанные процессы.

Fe-C. При нагреве со скоростями превышающими 10^ К/с процесс превращения ферритной фазы в аустенит в пределах перлитных колоний реализуется по сдвиговому (бездиффузионному} механизму и существенно опережает процесс растворения карбидной фазы. На месте ферритных пластин, имеющих общую ориентировку в пределах одной перлитной колонии, происходит образование блочной структуры с различной ориентацией ферригных блоков. Наблюдается как частичный разворот блоков, так и образование структур типа пакета. Пластины цементита не изменяют своей толщины и морфологии, в модифицированной части перлитной колонии наблюдается некоторый их разворот относительно исходной ориентировки, связанный с фазовыми переходами в матрице.

При увеличении скорости нагрева до 10® К/с осуществляется сдвиговое превращение в аустенит структурно-свободного феррита малоуглеродистых сталей. Превращение начинается от границ перлит-

ных колоний, а степень превращения зависит от перегрева над фазовой температурой превращения. Дальнейшая кинетика превращения определяется диффузионным перераспределением углерода между высокоуглеродистым (перлитным) аустенитом и малоуглеродистым Сферрит-ным) аустенитом.

Вывод о бездиффузионном характере а-у-превращения относится к исходным структурам с ферритом, содержащим незначительное количество углерода. При: исходных закаленных мартенситных (низкоотпу-щенных) структурах, содержащих к моменту достижения температур аустенитизации равномерно распределенные дисперсные карбиды (образующиеся в процессе скоростного отпуска), возможно замедление сдвигового а-^-превращения, образование по границам реек мартенсита зародышей аустенита и их рост, в соответствии с наблюдением и трактовкой в работах Садовского В. Д. и Счастливцева В.М.

Растворение пластин цементита в перлитных колониях происходит преимущественно с торцов, где больше активная площадь растворения. Особенность кинетики растворения цементита в сталях со структурой пластинчатого перлита, подвергаемых быстрому непрерывному нагреву, состоит в том, что диффузионное перераспределение углерода связано с высоким скачком концентрации на границе раздела цементита и аустенита и насыщением в этом случае малоуглеродистой высокотемпературной фазы.

Ее-Сг-С. Сравнение механизма а-^-превращения в перлитных колониях системы Ге-1.и нелегированной стали свидетельствует об опережении сдвигового а-р-превращения диффузионного роста аустенита в обоих случаях. Однако легирование карбидообра-зувщими элементами приводит к связыванию углерода и замедлению диффузионных процессов. В результате зона с блочной ферритной структурой в легированных Сг сталях оказывается более ярко выраженной, что дает возможность детального электронно-микроскопического исследования дальнейшей кинетики процесса.

По мере удаления от исходной структуры наблюдаются признаки проникновения атомов углерода в аустенит - двойникование отдельных блоков или образование пакетных структур, характерных для малоуглеродистого мартенсита.

В следующей зоне отчетливо наблюдаются признаки распада

карбидной фазы на цементито-аустенитную смесь. Прожилки аустенита насквозь пересекают цементитные пластины и на темнопольном изображении в аустенитном рефлексе горят наподобие одной из систем двойникования в мартенсите. Образование пластин аустенита происходит в определенных кристаллографических направлениях. Количество р-фазы определяет степень распада цементита - наблюдается переход от узких аустенитных прослоек к более крупным областям у-фазы по месту цементита. Показательным является тот факт, что толощна пластин двухфазной цементито-аустенитной смеси не отличается от толщины пластин исходного перлитного цементита, что является наглядной демонстрацией метастабильного распада карбидной фазы. Состав, образовавшихся (или сохранившегося) после распада, цементита не отличается от стехиометрического Со чем свидетельствует расчет дифракционных изображений в пределах ошибки измерения) . Морфология мартенсита второй зоны характерна для углеродис-. того мартенсита - межпластинчатое пространство заполнено реечным двойникованным мартенситом.

На основе расчета электронограммы С полученной в зоне распада, определена кристаллографическая связь между цементитом и выделяющимся из него аустенитом. Ориентационное соотношение решеток имеет вид: (2213ц //С001 За ; [110]ц //[1003а.

В следующей зоне аустенит почти полностью наследует местоположение и размеры цементитных реек в бывших перлитных колониях. В местах полного распада цементита карбидные частицы изредка встречаются в виде сферических включений в аустенитной фазе. Там, где распад не завершился, сохраняются отдельные участки перлитного цементита с дисперсными включениями у-фазы. Представленная картина соответствует ситуации когда из одного аустенитного зерна по месту бывшей перлитной колонии образуется мартенсит, состоящий из системы двух двойникованных ориентировок и заполняющих весь объем колонии и остаточного аустенита по месту бывшего цементита.

Ближе к поверхности облученного материала структура приобретает однородную мартенситную структуру с незначительным количеством остаточного аустенита. В этой зоне прожилки аустенита наблюдаются между мартенситными рейками в двойникованных блоках мартенсита. Этот факт иллюстрирует следующую стадию кинетики про-

- И -

цесса фазовых превращений в легированных Сг перлитных колониях -высокоуглеродистый легированный аустенит, образовавшийся на месте цементитных пластин, при ограниченном времени термически активируемой диффузии распадается на мартенсит с сохранением аустенит-ных пластин.

Таким образом, в условиях скоростного нагрева и охлаждения легированных Сг сталей со структурой пластинчатого перлита существенную роль играют сдвиговые процессы, приводящие к изменению структуры и фазового состава. В этом случае схема кинетики фазовых превращений в Ре-Сг-С сталях под. действием лазерного излучения будет выглядеть следующим образом:

1,Зарождение аустенита от границ перлитных колоний и осуществление фазовой перекристаллизации феррита по сдвиговому механизму;

2. Насыщение аустенита углеродом за счет понижения его концентрации в цементите;

3.Метастабильный распад цементитных пластин с образованием цементито-аустенитной смеси в результате двухфазного расслоения;

4. Сфероидизация областей цементитной фазы и ее дальнейшее диффузионное растворение в аустенитной матрице.

Из анализа предложенной схемы видно, что весь процесс фазовой а-р-перекристаллизации происходит в условиях далеких от равновесных и представляет собой последовательность различных метас-табильных состояний. В результате охлаждения удается зафиксировать ряд ранее не наблюдаемых структур с высокой концентрационной и фазовой неоднородностью, характерной только для высокоскоростной закалки исходных гетерофазных структур: малоуглеродистого мартенсита в виде блоков или реек; структур с повышенным количеством аустенита, наследующего местоположение эвтектоидных цементитных пластин; мартенсита с прожилками аустенита между двойникован-ньгми пластинами; дисперсного мартенсита, существенно более мелкого, чем при обычной закалке.

Увеличение содержания хрома до 5 вес.% приводит к повышению стабильности цементита. Цементитные пластины распадаются на кар-бидо-аустенитную смесь с большим количеством дисперсных сферических карбидных частиц . Диаметр частиц не превышает 0,04 мкм и

- 12 -

коррелирует с толщиной пластин цементита.

Fe-Si-С. При ЛО сталей, легированных Si, процесс образования аустенита от границ перлитных колоний замедляется за счет повышения устойчивости феррита к а-у переходу. При увеличении перегрева наблюдается переход в аустенит отдельных участков феррита внутри перлитных колоний. При закалке фиксируются отдельные участки непревращенного феррита. Тот факт, что а-у-превращение в легированных Si сталях начинается при более высоких температурах, приводит к быстрому насыщению аустенита углеродом, что экспериментально проявляется в соседстве участков высокоуглеродистого двойникованного мартенсита и непревращенного феррита.

Fe-Ni-C. Легирование Fe-C сплавов Ni приводит к понижении температуры и-у-превращения Сменьше величина сдвига критических точек вверх по температурной шкале). Это приводит к более медленной диффузии С в аустенит и сохранению в нижней части ЗТВ пластин цементита в мартенситной матрице.

В 4-й главе рассмотрено влияние скоростного лазерного нагрева на структуру зернистого перлита.

Fe-C. Анализ электронно-микроскопических изображений, полученных в нижней части ЗТВ на границе раздела с исходной структурой показал, что зарождение первых порций'аустенита происходит на границе раздела цементитных частиц и ферритной матрицы, а рост участков аустенита лимитируется подводом углерода к фазовой фер-рито-аустенитной границе раздела. О диффузионном характере роста аустенита в первую очередь свидетельствует образование из ^-фазы при охлаждении пластин двойникованного мартенсита, что соответствует концентрации углерода 0,4-0,6%.

Зарождение аустенита происходит на цементитных частицах находящихся как внутри a-фазы, так и расположенных на стыке феррит-ных зерен; в последнем случае наблюдается преимущественный рост аустенитного зерна вдоль границы раздела ферритных зерен.

Fe-Cr-C. ЛО легированных Сг сталей также приводит к образованию первых порций аустенита на границе раздела карбидных частиц и ферритной матрицы. В процессе диффузионного роста аустенит как бы обволакивает частицы цементита, образуя сплошные или частичные оторочки. В отличие от нелегированных сталей после охлаждения

аустенитные оторочки сохраняются (а-у превращения не происходит). Дефекты кристаллического строения (границы зерен, места скопления дислокаций!) являются местами преимущественного роста аустенита.

При анализе структуры в верхней части ЗТВ было обнаружено два типа морфологии сохранившихся частиц (Ре,Сг)дС. Большинство частиц имеют изъеденные края в результате диффузионного растворения в аустенигной матрице. Внутри второго типа частиц происходит образование узких пластин (типа Видманштеттовой структуры), которые с помощью дифракционного анализа были идентифицированы как ГЦК структура. Частицы были идентифицированы как (Ге,Сг)дС.

Из анализа микродифракционных картин следует, что между цементитом и Видманштеттовым аустенитом может выполняться ориента-ционное соотношение (110)^//(111)^ и [002]211]аналогичное наблюдаемому ранее при выделении цементита из аустенита.-

Большинство цементитных частиц испытывает диффузионное растворение, то есть процесс распада цементита менее вероятен.

При высоких скоростях нагрева (2 10^ К/с и выше) диффузионный рост аустенита от фазовой цементито-ферритной границы раздела может подавляться и превращение феррита в аустенит осуществляется сдвиговым механизмом.

Проведен численный анализ процесса растворения сферической карбидной частицы в аустенитной матрице при воздействии поверхностного теплового источника. Температурное поле в металле на глубине х в момент I описывается функцией:

Т(х,В=Т + 2с< У51"- 1ег1с(—2—) и1„

0 Х 2УаГ (13°

2аУаГ (■ х __х ^

Т(х,и=Т_+ —г--1егГс(-)->Т=ГГ 1егГсС———

0 * I 2УаГ 0 2УааЧ0 -> 0

где 10 - время облучения, Т0~ начальная температура, ч - плотность теплового потока, а и \ - коэффициенты температуро- и теплопроводности соответственно. Принимали, что размеры выделений существенно меньше расстояний между ними и внутри включений диффузия отсутствует. Коэффициент поглощения А=дЗ/Р (Р-мощность лазерного излучения, Б-площадь нагрева) определяли по формуле: ТСх.и*: д/Х. (2Уа1/л ' - г), предполагая что глубина закаленного слоя г определяется размером зоны, в которой при нагреве достиг-

нута критическая температура закалки Тзак> Величина г определялась экспериментально.

Стыковку задач теплопроводности и диффузии проводили через рассмотрение диффузии в каждом поперечном сечении а сопоставление теоретических и экспериментальных результатов проводилось для оси симметрии ЗТВ.

В каждом поперечном сечении х=сопэ1 решается задача диффузии: = + ССр0,и=СРавШ; С<ш,и=С°; ССро,0)=С°

9 Ро=го(и/Ко' Р=Г/*о ,

где т - приведенное время, т=1/Й„ I БСОсИ, Б - коэффициент диф-

о

фузии, 0=Боехр(-и/ЙТЗ, г0(и - радиус частицы, г - текуищя координата, Ио - начальный радиус частицы, СРавСТ) - равновесная концентрация у поверхности центра, С0 - начальная концентрация. Уравнение массового баланса на границе раздела фаз:

ССРав-С = £-1

где Сц - концентрация углерода в центре. Задачу решали численными методами на ЭВМ ЕС-1046 при следующих значениях постоянных: а=0.126 см2/с, X =0.434 Вт/см град, 11=131 кДж/моль, Юо=0.1 см2/с. Зависимость теплофизических коэффициентов от температуры использовали только для сопоставления результатов расчета и эксперимента, т.к. немонотонная зависимость коэффициентов от температуры существенно затруднила бы анализ результатов, в частности, выявление роли фазовых превращений и диффузии. Величину сРав(ТЗ определяли из фазовой диаграммы железо-углерод.

Проведенное рассмотрение позволило определить скорости растворения включений и изменение концентрационных профилей углерода в процессе лазерного нагрева.

Приведенная скорость растворения включений 6р /бг оказывается постоянной во времени и является функцией Й0, причем, чем больше Кс, тем меньше приведенная скорость растворения. Это объясняется диффузионным характером процесса, поскольку с увеличением 1?0 при прочих равных условиях уменьшается градиент концентрации углерода у включения, т.е. скорость растворения убывает. Поскольку

то временная зависимость скорости растворения определяется коэффициентом диффузии dr/dt - D = DQexpC-U/RT); таким образом, dr/dt сильно зависит от температуры. Так как при лазерном отжиге реализуются большие градиенты температуры, то с увеличением глубины резко уменьшается скорость растворения включений.

При рассмотрении кинетики процесса растворения карбидных центров, лимитируемого диффузией углерода через промежуточную область аустенига, принималось, что зарождение аустенита происходит флуктуационным путем на границе феррита и цементита, * а кинетика а - у - превращения определяется скоростью увеличения протяженности аустенитной области вокруг растворяющегося цементитного центра. Считалось, что размеры выделений существенно меньше расстояний между ними и внутри включений диффузия отсутствует.

Температурное поле в металле описывается функцией CID. В каждом фиксированном сечении материала решалась диффузионная

гаэпача- ^ - ^^ л. 2 <ЭС

задача. ш - —г *■ ^-щ-

др г. г

CCp.pt) =CfaB(tD, CCp2,t,)=C§aB(t)f Plco)=p2co:=i дС I _ fr ррав, dPl

Эр|р=р1- cci " с5 3 атас I _ /-ррав г , сз:> - Эр|р=р2- сс§ - Сф3 ffr

где p=r/2Q^, Roi - начальный радиус выделения, RQi =300 i CA), i=l,4 С в дальнейшем индекс i опускается), г - расстояние от центра выделения, R^Ct) и RgCt) - текущие радиусы цементитного центра

JDCDdt

и окружающей его аустенитной области соответственно, т=——2-

Ro

DCi) - коэффициент диффузии растворенного вещества в матрице,р^= R^(t)/RQ и p2=R2CtVR0, Сф - начальная концентрация растворенного вещества в матрице, С - концентрация растворенного вещества в выделении, C^aB(t) и CgaBCt)- равновесные концентрации растворенного вещества на поверхности выделения и на границе раздела аус-тенит-феррит соответственно, определяемые по фазовой диаграмме и зависящие от t в результате изменения TCx,t)..

В случае, когда процесс лимитируется диффузией через границы

раздела фаз цементит-аустенит и аустенит-феррит, решение уравнения С2) в стационарном случае:

С = С?ав- СС$>ав - - 3 (43

Подставляя С 4) в СЗ) и вводя обозначения

срав_срав С?ав-Сх

_й_±_ = д __ = В

с^ав_соав С^ав_соав

получим:

Рг _ А йР1 п < „ „ Р\ _ - *Рг п > „ ~ ср2-р^р1-А яг Р1- Ро и 1рг-р1)рг ~ в а?- Рг- Ро

и после несложных преобразований:

т/А = 1/2 + В/2А [1-С1+А/В - А/В р^)2/3]

р2 = С1+А/В - А/В Приведенные формулы позволяют оценить время, необходимое для полного растворения частицы и минимальный размер образующейся вокруг включения аустенитной области. Так т_

ТТЛ П 1-/Я Шал С ьп С

а Р2=(1+А/ВЗ .Растворение частицы идет в результате массопе-реноса через промежуточную область, что требует учета диффузии растворенного вещества в аустените.

Численный расчет проводили на ЭВМ при следующих значениях используемых постоянных: а=0.126 см^/с, X =0.454 Вт/см град, 11= 131 кДж/моль, Бо=0.1 см2/с.

Осуществление диффузии углерода в неограниченной области ау-стенита приводит к ускорению процесса по сравнению с квазистационарным приближением, а учет наличия второй движущейся границы между аустенитом и ферритом с соответствующим скачком концентрации на ней к относительному замедлению процесса.

Из приведенных расчетов следует, что радиус аустенитной области, образующейся вокруг растворяющегося центра, приблизительно в два раза превышает исходный размер этого центра. Это позволяет записать условия применимости используемой модели: г^>2(р^+р^, где г^: - расстояние между центрами соседних частиц.

На примере трехкомпонентной системы Ге-Сг-С проводится расчет изменения во времени концентрационных полей углерода и легирующего элемента у растворяющихся сферических выделений карбида (Ге,СгЗуСд и их радиусов за время воздействия излучения на поверхность металлического массива.

Уавнения, описывающие диффузию углерода и легирующего элемента в трехкомпонентной системе имеют вид: дС*

1 _

Л

1 дС2 _ СБ)

где и Т>2 - коэффициенты диффузии углерода и легирующего элемента в аустените, а=Е/кТ, к - постоянная Больцмана, Т - температура, I - время, Б1=1/<Т2-Т13*/ Б^ТЗсЗТ, Б1=С0.07+0. Об^СЗх

ехрС-З2000/]?ТЗ, Б2=10.8*ехрС-69700/КТЗ.

Считали, что в процессе нагрева насыщения углеродом феррита не происходит, а процесс фазовой а-у-перекристаллизации без участия диффузии компонентов при нагреве выше температуры эвтектоид-ного превращения опережает процесс диффузионного насыщения аусте-нита компонентами сплава.

Уравнения (53 в квазистационарном приближении для сферической симметрии задачи запишутся в следующей форме:

+ ЙС2 _ А1 Зг- + "Чата— 4 аС2а?----^г

где А^ и А^, - постоянные величины, г - текущий радиус.

В неограниченном объеме аустенита идет процесс растворения карбидного центра размером рСО в котором концентрации углерода и хрома составляют С^ и с| . Исходный состав аустенита - С® и С® На поверхности центра, если процесс лимитируется диффузией, =

С^З и СдС 13=0^(13, (С^ и С^ - равновесные концентрации углерода и легирующего элемента на поверхности раздела карбидной и аусте-нитной фаз.

Из перечисленных условий и уравнения массового баланса на поверхности раздела фаз: 6р_ _ _

^ сс![-ф Щ-Щ}

получаем, предварительно определив А^ и А2:

АО Р1гУС1 ~Сг + "СС1С2 -^2 "

п1гсс| -с|) + П2г(С^ -ф

Вычислив значение текущего радиуса частицы рСУ, из системы

(5) находим распределение концентрации углерода и легирукщег элемента у поверхности растворяющегося центра. Для нахождени температурного поля используем уравнение С15. Температурные зави симости равновесных концентраций углерода и хрома на границе раз дела фаз определялись по формулам, построенным на основе литера тарных данных:

у£=0. 2144-0.4 10"3Т+0.213 10"6Г и у£ -СО. 88 10"2Т-2.12) 10~2 где у|" и у^ - атомные доли углерода и хрома соответственно.

Величина а * а(Т) определялась по формуле: а =-21900/Т+6.3 Расчет проводили при следующих значениях используемых постоянных а=0,043 см^/с, X =0,255 Вт/см град, у^=0.3, у|=0. 52.

Полученные результаты позволяют проанализировать ход раст ворения сферических карбидных выделений на диффузионном этап растворения и сравнить с процессом растворения цементита в неле тированных сталях. Легирование хромом приводит к повышению устой чивости карбидной фазы и значительному замедлению процесса.

Построены распределения концентрации углерода и легирующег элемента у поверхности растворяющегося центра. Наличие сферичес кого слоя, примыкающего к карбидному центру, с высокой концентра цией углерода и хрома позволило объяснить образование аустенитны оторочек вокруг частиц.

В 5-й главе описывается механизм и кинетика распада избыто чного цементита белого чугуна в процессе скоростного нагрева.

На ранней стадии распада внутри избыточного цементита обра зуются дефекты упаковки СДУ), свидетельствующие о смещении атомо Ге при перестройке кристаллической структуры цементита. ДУ наск возь пронизывают всю цементитную фазу и внутри одного кристалл параллельны друг другу. Строгая ориентировка ДУ Сплоскость ДУ пе рпендекулярна [0013 ^ или [201] ) свидетельствует о наличии в Ред определенных направлений наилегчайших сдвигов атомов Ге в решетк цементита. Возникновение на начальной стадии распада ДУ.связывае тся с некоторым дефицитом по углероду в соответствующих участка ГедС. Образование ДУ можно рассматривагь в качестве зародыша но вой фазы внутри цементита.

Вторая стадия превращения связана с образованием новой фаз в виде узких ориентированных каналов в тех же направлениях, что проекция плоскости ДУ. Внутри каналов образуется обедненная угле

родом фаза, образующая структуру типа Видманштеттовой, -ГЦК Саус-тенит) или ОЦТ. Последняя является либо фосфидом железа с несколько искаженными параметрами решетки, либо обедненным по углероду соединением на основе Fe-C с ОЦТ-структурой.

Третья стадия превращения связана с изменением объемной дели аустенита и цементита, что приводит к образованию структуры, именуемой ледебуритом Сдвухфазная цементито-аустенитная смесь которая обычно образуется в чугунах из расплава). Однако реакция метастабильного распада цементита имеет принципиальные отличия от формирования эвтектики:

а) реакция распада цементита происходит в твердом состоянии а ледебурит образуется из расплава;

б) рост каналов (ДУ, Видманштеттовых структур) происходит в определенных кристаллографических направлениях (плоскость ДУ и оси каналов всегда перпендекулярны С001]цили [201]^);

в) различаются объемные соотношения при распаде цементита и при образовании эвтектики; на ранней стадии толщина Видманштеттовых пластин составляет 1-3*10 мкм, а в ледебурите объемное соотношение фаз близко к единице;

г) различается собственно кинетика процесса; ледебурит образуется по схеме Ж —* FegC + у, а распад цементита осуществляется по схеме: Fe3C Fe3C (с ДУ) Fe^C + ГЦК + ОЦТ —► Fe3C + у.

6-я глава посвящена исследованию механических свойств тонких поверхностных слоев после Л0. Как было показано в главах III и IV JI0 приводит к формированию метастабильных структур, которые невозможно получить объемными методами ТО. Эти состояния характеризуются высокой степенью концентрационной и фазовой неоднородности.

На основе измерения двух основных механических характеристик - микротвердости и износостойкости, были выявлены структуры, обладающие наилучшим комплексом механических свойств.

Максимальное значение микротвердости достигается в зонах с недорастворившейся цементитной фазой С1100 кГ/мм2). В этих областях- формируется дисперсная мартенсито-цементитная смесь с незначительным количеством аустенита. Условия лазерного нагрева должны обеспечивать: достаточную степень растворения карбидов и гомогенизацию аустенита для образования высокоуглеродистого мартенсита,

обладающего максимальной твердостью; сохранение дисперсной карбидной фазы, что, во первых, вносит дополнительный вклад в упрочнение и, во вторых, не создает избыток углерода в аустените, и, следовательно, уменьшает долю остаточного аустенита.

Измерения относительного износа проводили на стали Ге-1.5% Сг-1%С. После Л0 значения относительного износа возросли в 10-15 раз во всех сечениях ЗТВ по сравнению с исходной структурой. Более высокая износостойкость после 10 высокоотпущенной стали, по сравнению с отожженной, связана с сохранением дисперсных карбидных частиц, окруженных аустенитной оболочкой. Следует также отметить высокие значения износостойкости, полученные на закаленных с 900 С в воду пластин из этой же стали толщиной 2 мм. Однако в этом случае наблюдалось растрескивание образца.

Высокие значения износостойкости коррелируют с высокой твердостью слоев. Однако структура высокоотпущенной стали после лазерной обработки является более предпочтительной по сравнению с однородно закаленной структурой по причине высокой хрупкости и плохой вязкости последней. Кроме того, некоторое количество остаточного аустенита является полезной составляющей, особенно если изнашивание протекает при умеренном давлении.

При испытании на микроизнос с помощью алмазного шарика основным механизмом разрушения поверхности стали является микрорезание. В этом случае наличие мягкой аустенитной составляющей в Л0 слоях не проявляется при измерении величины относительного износа I. В то же время, повышенное количество остаточного аустенита после лазерной закалки по сравнению с закалкой в масло приводит к повышению пластических и вязких характеристик, что проявляется при проведении испытаний на машине "Шкода-Савин" где, в отличии от испытаний на микроизнос, разрушение стали происходит по механизму пластического оттеснения. Величина относительного износа I после лазерной обработки высокоотпущенной стали на 20°А превосхо-. дит величину I исходно-закаленных образцов (1=2,7 10 и 1=3,5 10 соответственно).

- 21 -ВЫВОДЫ

1.Изучены физические закономерности фазовых превращений (механизм а-у-превращения, кинетика растворения цементита, особенос-ти формирования структуры и фазового состава) в Ге-С сплавах с различным содержанием углерода и легирующих элементов С Ре-СО,3-1, С; Ге-С1,5-12К)Сг-С; Ге-1, 5Ш-С; Ге-1,555:1-С; Ге-ЗМЗ] при высоких скоростях нагрева. Установлено, что физические процессы в исходных гетерофазных состояниях могут осуществляться по различным механизмам и зависят от условий предварительной печной обработки сплава его химического состава и скорости нагрева.

2.Превращение феррита в аустенит при скоростях нагрева ~103К/с зависит от исходного состояния стали и осуществляется по сдвиговому механизму в пластинчатом перлите и по диффузионному в зернистом перлите. В последнем случае рост аустенита осуществляется преимущественно по дефектам кристаллического строения с сохранением определенной кристаллографической связи между ферритом и аустенитом.

3.На условия бездиффузионной а-у перестройки решетки оказывает влияние контактное взаимодействие фаз, облегчающее протекание сдвигового а-у превращения. Процесс а-у перехода по мартенситному механизму в перлитных колониях начинается ухе при скоростях нагрева 10%/сек. При увеличении скорости нагрева до 10®К/с' осуществляется сдвиговое превращение в аустенит структурно-свободного феррита.

4.На процесс фазовых превращений в условиях скоростного нагрева существенное влияние оказывает легирование, приводящее к изменению температурных, кинетических и термодинамических условий протекания фазовой перекристаллизации и растворения избыточных фаз.

Кремний повышает температуру а - у превращения, что увеличивает вероятность зарождения высокотемпературной фазы внутри перлитных колоний и повышает степень концентрационной и фазовой неоднородности.

Никель понижает температуру превращения, что приводит к увеличению глубины закаленного слоя и образованию упрочненного слоя с сохранившимися цементитными пластинами в мартенситной матрице.

5. Установлена, существенно отличающаяся от классической, ки-

нетическая схема скоростной аустенитизации перлита в легированных хромом сталях: а)зарождение аустенита от границ перлитных колоний и осуществление фазовой перекристаллизации феррита по сдвиговому механизму; б) насыщение аустенита углеродом за счет понижения его концентрации в цементите; вЭ метастабильный распад цементитных пластин на карбидо-аустенитную смесь в результате двухфазного расслоения на аустенит и стехиометрический цементит FegC; гЭ сферо-идизация областей дементитной фазы и ее дальнейшее диффузионное растворение в аустенитной матрице.

6.Кинетика растворения зернистого цементита в сталях на ранней стадии контролируется диффузией углерода. На более поздних стадиях процесса внутри легированного Сг цементита образуются пластины Видманштеттового аустенита. Видманштеттовый аустенит внутри карбидных частиц находится в строгом ориентационном соотношении с цементитом.

7.Экспериментально изучена кинетика изменения морфологии из-избыточного цементита белого чугуна при скоростном нагреве. Происходит его метастабильный распад из твердой фазы с образованием двух- или трех-фазной смеси:

а) На начальном этапе диффузионного растворения цементита, образование участков FegC с некоторым дефицитом углерода приводит к появлению дефектов упаковки по плоскостям [0013 и С2013ц.

б) Вторая стадия превращения связана с образованием Вид-манштеттовой структуры цементита состоящей из фаз, обедненных углеродом - аустенита, Fe^P (или, возможно, обедненного по углероду карбида с ОЦТ-решеткой).

в) Процесс распада цементита завершается образованием структуры типа ледебурита, которая отличается от эвтектики, формирующейся из расплава, своим генезисом, наличием определенных криста-лографических направлений роста второй фазы и объемным соотношением фаз.

8. Обнаружены ранее не наблюдаемые структуры, характерные только для высокоскоростной закалки гетерофазных состояний: малоуглеродистого мартенсита в виде блоков 1-3 мкм или реек длиной 2-8 мкм; структур с повышенным количеством аустенита или смеси аустенита с большим количеством дисперсных карбидных частиц, наследующих местоположение эвтектоидных цементитных пластин;

мартенсита с прожилками аустенита между двойникованными пластинами; дисперсного мартенсита, существенно более мелкого, чем при обычной закалке.

9. На основе экспериментально установленных закономерностей фазовых превращений сформулированы физические модели процесса растворения сферических карбидных частиц в неизотермических условиях. В зависимости от возможного механизма фазовых превращений в условиях ускоренного нагрева получены данные по скорости растворения включений и изменения концентрационных профилей углерода и легирующего элемента. Установлено, что устойчивость к растворению карбидной фазы в легированных хромом сталях существенно повышается по сравнению с нелегированными сталями.

Экспериментальная проверка моделей показала хорошее совпадение расчетов и эксперимента.

10.Показано, что образующиеся в процессе лазерной закалки гетерофазные структуры обладают высоким комплексом механических свойств, что связано с высокой степенью концентрационной и фазовой неоднородности, особенностями строения, морфологией и обЬем-ным содержанием фаз. Наилучшее сочетание значений микротвердости и износостойкости достигается в слоях с дисперсной мартенсито-це-ментито-аустенитной структурой, что превосходит свойства обЪемно-эакаленных образцов.

Основное содержание диссертационной работы изложено в следующих публикациях:

1.Штанский Д. В. ,Лясоцкий И. В.,Глытенко А. Л. ,Любов Б. Я. Расчет скорости растворения карбидных частиц в стали при воздействии луча лазера //X Всесоюзное совещание по кинетике и механизму хи-ческих реакций в твердом теле.-Черноголовка,1989.-т. 2.-с.213-215.

2.Штанский Д. В. ,Лясоцкий И.В. ,Глытенко А. Л. ,Любов Б.Я. Исследование кинетики растворения карбидных частиц при лазерной обработке стали //Изв. АН СССР. Металлы. -1990. -N3. -с. 193-197.

3.Лясоцкий И. В. ,Штанский Д.В. Микроструктура железа и его сплавов после лазерной термической обработки без оплавления // Тезисы докладов школы-семинара молодых ученых и специалистов по проблемам фазовых превращений в твердом теле.-Москва, ЦНШЧМ им. И. П. Бардина, 24-26 февраля 1990.-е.38.

4.Лясоцкий И. В. ,Штанский Д.В. Изменение структуры в нелигированных

сталях со структурой пластинчатого перлита при лазерном нагреве // ФММ. -1991. -И. 5. -с. 122-129.

5. Лясоцкий И. В. ,Штанский Д. В. Фазовые и структурные превращения при лазерном нагреве углеродистых и легированных сталей со структурой пластинчатого перлита //'Структурно-морфологические основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий, Обнинск, 23-25 апреля 1991г., с. 47.

6. Лясоцкий И. В. ,Штанский Д. В. Особенности аустенитизации перлитных структур при скоростном нагреве легированных сталей типа ШХ15 // Металлы. -1991. -И. 6. с. 72-76.

7. Лясоцкий И.В.,Штанский Д. В. Влияние лазерного нагрева на мартен-ситное превращение в Ре-С сплавах //Мартенситные превращения в твердом теле.-7-11 октября,,г.Косов, 1991.-с. 224.

8. Лясоцкий И.В.,Штанский Д. В. Экспериментальное исследование кинетики аустенитизации перлита при лазерном нагреве легированных сталей типа 111X15 //ФММ. -1991. -И. 12. с. 111-118.

9.Штанский Д.В.(Лясоцкий И. В. ,Любов Б.Я. Влияние легирования на кинетику растворения карбидных частиц при лазерной обработке стали //Металлы.-1992.-Н.1.-с. 176-180.

10.Штанский Д. В. ,Лясоцкий И. В. Влияние легирования на механизм и кинетику фазовых превращений в сталях с перлитной структурой при лазерном нагреве //Изв. АН СССР. Металлы.-1992. -И.3.-с. Ш - Щ.

11.Лясоцкий И.В.,Штанский Д. В. Образование аустенита и кинетика растворения цементита в сталях с феррито^-перлитной структурой при лазерном нагреве // Российско-китайский симпозиум по Актуальным проблемам современного металловедения, 20-23 июня, г.Томск.

Фирма "Эвтектика" Зак.840, тир.100 уч.издлист. 1,0, усл.печлист. 1,5