Кинетика превращения аустенита

Температура начала мартенситного превращения этой стали превышает 400° С, что является существенным отличием от сталей других классов и оказывает значительное влияние на формирование механических свойств. Кроме того, переохлажденный аустенит малоуглеродистых сталей обладает низкой устойчивостью, поэтому для корректного построения линии начала γ —α-превращения необходима специальная аппаратура, позволяющая фиксировать распад аустенита при высоких скоростях охлаждения.
На кинетику γ —>α-превращения, а следовательно, на вид диаграмм превращения аустенита, оказывают влияние легирующие элементы, используемые в сталях для строительных конструкций.

Переохлажденный аустенит марганцовистой низколегированной стали обладает малой устойчивостью. Добавка в сталь ниобия практически не влияет на его устойчивость; лишь в области температур 300-500° С наблюдается тенденция к ускорению его превращения. Легирование ванадием повышает устойчивость аустенита в интервале температур 500-600° С примерно в два раза.

При легировании стали типа 15Г2 молибденом кинетика превращения аустенита принципиально изменяется. При добавке 0,24 % Мо на диаграмме наблюдается зона повышенной устойчивости аустенита в интервале температур 550-600° С, а при добавке 0,48 % Мо — в интервале 550-650° С.

Отмеченные особенности кинетики превращения аустенита низколегированных сталей достаточно подробно рассмотрены в работе. Установлено, что перлитное превращение замедляется при растворении сильных карбонитридообразующих элементов в аустените. Эти элементы растворяются более полно при повышении температуры аустенитизации и в присутствии элементов, образующих менее стойкие карбиды. Экспериментальные данные, приведенные в работе, показывают, что растворение сильных карбидообразующих элементов в аустените облегчается при дополнительном легировании стали.

Объясняя природу воздействия легирующих элементов на кинетику перлитного превращения в рассматриваемых сталях, авторы работы отмечают, что при легировании молибденом, вольфрамом и хромом происходит диффузионное перераспределение легирующих элементов, а также образование специальных карбидов. Легирующие элементы могут изменить граничные условия диффузии, коэффициенты диффузии и направление ее. Установлено, что влияние этих элементов на межпластиночное расстояние в перлите слишком мало по сравнению с их воздействием на процессы превращения. Межпластиночное расстояние определяет пути диффузии. Очевидно, пониженная скорость диффузии обусловливает во многих случаях и уменьшение скорости перлитного превращения, увеличение продолжительности инкубационного периода. Следует также учитывать и уменьшающуюся вероятность образования флуктуаций, необходимых для формирования зародышей специальных карбидов.

Скорость выделения доэвтектоидного феррита при введении в сталь молибдена или вольфрама снижается незначительно. Это связывают не с перераспределением легирующих элементов, а с уменьшением скорости диффузии углерода в аустените или скорости γ —α-превращения.

Изменение состояния границ зерен может также существенно влиять на скорость зарождения центров α-фазы. При малых добавках бора заметно понижается коэффициент пограничной самодиффузии железа и значительно задерживается начало реакции выделения доэвтектоидного феррита:

Понижение скоростей диффузионного перераспределения легирующих элементов и углерода, а также γ — α-превращения при легировании карбидообразующими элементами затрудняет перлитное превращение ниже 600-500° С, что ведет к возникновению температурной зоны высокой устойчивости переохлажденного аустенита.

Состав и кристаллическая структура продуктов превращения в промежуточной области существенно зависят от химического состава стали. В легированных сталях в ходе промежуточного превращения возникают более сложные агрегатные частицы, состоящие из α-фазы, карбидов и остаточного аустенита с различным содержанием углерода. Наиболее общим для бейнитного превращения является мартенситный переход, который возможен при отводе углерода от фронта растущих кристаллов α-фазы в окружающие участки аустенита или выводе углерода из твердого раствора и связывания его в карбидную фазу. Своеобразие механизма промежуточного превращения и образующихся в результате этого превращения структур, определяется в основном особенностями процессов диффузионного перераспределения углерода и выделения карбидных фаз.

Промежуточное бейнитное превращение аустенита связано с диффузионным перераспределением углерода. Такое превращение, по-видимому, является специфической особенностью сплавов, содержащих элементы с резко различной диффузионной подвижностью (в стали — железо и углерод). При понижении температуры превращения достигается область, в которой скорость диффузии атомов железа и легирующих элементов крайне низкая, а скорость диффузии углерода еще значительна. Это и вызывает превращение, при котором сочетаются определенным образом перемещения атомов матрицы с диффузионным перераспределением атомов углерода. Другие процессы, наблюдающиеся при определенных условиях: непосредственное выделение карбидов из обогащенного углеродом аустенита, выделение карбидов из пересыщенного феррита — могут привести к существенным изменениям структуры и свойств продуктов превращения, но с точки зрения механизма превращения эти процессы являются вторичными, не определяющими его сущности.

Стабилизация аустенита в промежуточной области, увеличение доли остаточного аустенита в результате этого превращения по сравнению с собственно мартенситным связано с повышением содержания углерода в непревратившейся части аустенита. Это приводит также к понижению температуры начала мартенситного превращения после частичного промежуточного превращения. Последующий отпуск стали при 500-550° С (после частичного бейнитного и последующего мартенситного превращений) вызывает выделение карбидов из аустенита, вероятно, частичную релаксацию напряжений и последующее мартенситное превращение остаточного аустенита при охлаждении (явление вторичной закалки).

Своеобразие микроструктур продуктов промежуточного превращения связано, в первую очередь, с особенностями перераспределения углерода в аустените и карбидообразования. При наиболее высоких температурах средней области образуется α-фаза, практически не содержащая углерода, который полностью отводится в остаточный аустенит в ходе превращения. Карбиды могут при определенных условиях выделяться непосредственно из аустенита. С понижением температуры превращения содержание углерода: в α-фазе в момент ее образования повышается, а степень обогащен) я аустенита углеродом, напротив, понижается. В конечной структуре соответственно увеличивается доля карбидной фазы, выделившейся из пересыщенной углеродом α-фазы.

Структура стали в результате промежуточного превращения в наиболее общем случае может состоять из мартенситной α-фазы, более или менее пересыщенной углеродом, остаточного аустенита с концентрацией углерода, отличной от средней, карбидных частиц, возникших в результате как непосредственного выделения из аустенита, так и отпуска (распада α-фазы). При некоторых условиях, наряду с продуктами промежуточного превращения, могут существовать также продукты, образующиеся при перлитном и мартенситном превращениях.

Нижний бейнит, как правило, состоит из линзообразных кристаллов феррита с карбидными выделениями, вытянутыми под большим углом к оси сечения такого кристалла.

Специфической для верхнего бейнита является структура, образованная перемежающимися кристаллами α-фазы и длинными, лежащими вдоль этих кристаллов цементитными выделениями. Ориентационные соотношения в кристаллах верхнего бейнита указывают на непосредственное выделение карбидов из аустенита. Вместе в тем наблюдаются и выделения карбидов внутри кристаллов α-фазы.

Влияние легирующих элементов на кинетику γ—>α-превращения в промежуточной области может быть весьма значительным. По способности увеличивать, начиная с наибольшей, устойчивость аустенита в этой области легирующие элементы располагаются следующим образом: марганец, хром, никель, кремний. Легирование молибденом или вольфрамом, подавляющее перлитное превращение, не оказывает заметного влияния на кинетику промежуточного превращения. При увеличении содержания углерода устойчивость переохлажденного аустенита в бейнитной области существенно снижается.

Как уже указывалось, состав и кристаллическая структура продуктов превращения аустенита в промежуточной области и механизм этого превращения существенно зависят от состава стали. Применительно к рассматриваемым сталям область промежуточного распада на изотермических диаграммах γ—>α-превращений может вообще не обособляться (как у углеродистых сталей); обособляться сильно, отделяясь от области γ—>α-превращений по перлитному механизму областью повышенной устойчивости аустенита (стали с молибденом); полностью отсутствовать.

Анализ термокинетических диаграмм сталей первой группы показывает, что γ —α-превращение начинается при температурах 760-800° С; его кинетика мало зависит от скорости охлаждения в рассматриваемом диапазоне температур. Такую структуру имеют нормализованные и горячекатаные толстые листы.

У среднелегированных сталей с молибденом на изотермических диаграммах отчетливо видны две изолированные области, в которых аустенит имеет различную устойчивость. При температуре 450° С устойчивость аустенита по длительности инкубационного периода и периода распада практически такая же, как и у сталей первых двух групп. В то же время в области температур 600-650° С устойчивость аустенита в сталях рассматриваемой группы значительно выше, чем в сталях первой и второй групп: так, время инкубационного периода увеличивается в 2-5 раз, а период полного распада — на 2-3 порядка.

Температура начала γ — α-превращения сталей с молибденом в значительной степени зависит от скорости охлаждения. Устойчивость аустенита в области феррито-перлигного превращения резко увеличивается (кривые распада аустенита смещаются вправо). Поэтому стали этой группы можно отнести к сталям бейнитного класса. Известно, что кинетика промежуточного превращения мало зависит от размера аустенитного зерна, поэтому толстые листы из сталей этого класса и после нормализации, и после горячей прокатки имеют бейнитную структуру.

Как отмечалось выше, у сталей, содержащих, помимо марганца, малые количества сильных карбидообразующих элементов, положение линий на диаграмме изотермического превращения аустенита существенно зависит от температуры аустенитизации. При растворении карбидов в процессе аустенитизации появляется область повышенной устойчивости аустенита сама диаграмма разделяется на две части. При сравнении этой диаграммы с диаграммой для сталей первой группы видно, что при температурах 500-600° С под влиянием ванадия устойчивость аустенита и особенно продолжительность его полного распада значительно увеличиваются. Но еще более выраженная из-за горофильности азота картина наблюдается и у сталей этой группы, легированных азотом и нитридообразующими элементами. В том случае, если при аустенизации будет обеспечено достаточно полное растворение нитридов, область перлитного превращения на диаграммах изотермического распада аустенита этих сталей резко сместится вправо. С другой стороны, при относительно низкой температуре аустенитизации устойчивость переохлажденного аустенита в сталях этой группы может быть даже ниже, чем в сталях феррито-перлитного класса.

Таким образом, с точки зрения класса микроструктур, стали, относящиеся к этой группе, занимают промежуточное положение. Как правило, прокат из сталей этой группы после нормализации имеет измельченную феррито-перлитную структуру (балл зерна 9-12); в то же время горячекатаные толстые листы, особенно из сталей с нитридным упрочнением, обычно имеют микроструктуру промежуточного типа.