На полиморфизм железа,

на критические точки системы Fe–C,

на С–образные кривые,

на свойства стали на вязкость, прочность, Т_х , размер зерна,

на механические свойства феррита,

на распад мартенсита при отпуске.

Взаимодействие легирующих элементов с углеродом и азотом в стали.

Механизмы упрочнения стали

Легирующие элементы при введении в сталь могут находиться в виде твердых растворов или образовывать следующие фазы:

- легированный цементит или самостоятельные карбиды;

- интерметаллические соединения;

- твердые растворы.

Образование новых фаз и твердых растворов изменяет не только механические свойства стали, но и критические точки превращений, а так же кинетику распада аустенита.

Л 5.1. Влияние легирующих элементов на полиморфизм железа. – 2 ч.

Рис. 73. Влияние легирующих элементов на полиморфизм железа

Легирующие элементы по влиянию на температурные области существования полиморфных модификаций железа можно разделить на две группы. К элементам первой группы относятся никель и марганец, которые по­нижают точку А₃ и повышают точку А₄. В результате этого на диаграмме состояния железо – легирующий элемент (рис. 73, а) наблюдается расширение обла­сти -фазы и сужение области существования -фазы. Как видно из рис. 73, а, под влиянием этих легирующих элементов точка А₄ повышается до линии солидус, а точка А₃, при повышении концентрации легирующего элемента, снижается до комнатной температуры. Следовательно, сплавы, имеющие концентрацию легирующего элемента больше указанной на рис. 73, а (точка Х), не испытывают фазовых превращений и при всех тем­пературах представляют твердый раствор легирующего элемента в -железе. Такие сплавы называют аустенитными. К элементам первой группы относятся никель и марганец, которые по­нижают точку А₃ и повышают точку А₄. В результате этого на диаграмме состояния железо – легирующий элемент (рис. 73, а) наблюдается расширение обла­сти -фазы и сужение области существования -фазы.

К элементам первой группы относятся никель, марганец, медь, углерод и азот, но они при небольшом содержании в сплаве расширяют область существова­ния гомогенной -фазы (рис. 73, б), а при большем содержании, вслед­ствие их ограниченной растворимости в железе, сначала сужают однофаз­ную область -фазы и затем ее полностью исключают, хотя двухфазные области, в которых присутствует -фаза, сохраняются.

Сплавы, частично претерпевающие пре­вращение называют полуаустенитными.

Элементы второй группы (Сr, V, Мо, W, Si, Аl и др.) понижают точку А₄ и повышают точку А₃. Это приводит к тому, что при определенной концентрации легирующих элементов (рис. 73, в) линии, ограничивающие двойную область, замыкаются, а -область расширяется от линии солидус до комнатных температур. При содержании ЛЭ больше концентрации Y все сплавы имеют ферритную структуру. Такие сплавы не подвергаются закалке на мартенсит.

Рис. 74. Влияние легирования на   превращение в зависимости от скрытой теплоты растворения

Не трудно заметить, что металлы с ГЦК решеткой или ей подобной расширяют -область, а металлы с ОЦК решеткой – -область. Однако это правило не имеет строгого физического обоснования. Основной причиной расширения той или иной области является изменение скрытой теплоты растворения Н (рис. 74).

Если поглощенное тепло, приходящееся на единицу концентрации растворенного элемента в - и -железе, выразить через и , а , то в случае, когда положи­тельно, термодина­мически выгодным будет существова­ние -фазы и диа­грамма будет иметь открытую (рис. 74, а) или расширенную -область. В этом слу­чае две ветви кри­вой растворимости можно рассматри­вать как часть сплош­ной кривой. Если Н отрицательно, получим диаграмму с закрытой -областью (рис. 74, б).

Рис. 75. Диаграмма состояний системы Fe – Ni (тип рис. 73, а)

Рис. 76. Диаграмма состояний системы Fe – Cr (тип рис. 73, в)

Если в аустените ЛЭ растворяется ограничено, то диаграмма состояний приобретает вид рис. 73, г.

На рис. 75 и 76 приведены диаграммы систем Fe – Ni и Fe – Cr. Легирование никелем расширяет γ – область, а хромом – сужает её. Эти свойства позволяют создавать стали ферритного или аустенитного классов. Так, добавка в малоуглеродистую сталь 13 % хрома подавляет аустенитное превращение, а это в свою очередь не позволяет посредством закалки упрочнять сталь.

Взаимодействие легирующих элементов с углеродом и азотом в стали. Карбиды и нитриды в стали.

МеС, Ме₂С, Ме ₇С₃, Ме₂₃С₆, Ме₆С.

Добавленные в сталь легирующие элементы могут образовывать твердые растворы или химические соединения с железом и между собой. В большинстве случаев для сталей важную роль имеет взаимодействие ЛЭ с углеродом и азотом. Способность ЛЭ к образованию карбидов или нитридов в стали, где основу составляет железо, определяется их сродством к С и N. Если сродство ЛЭ к С и N больше, чем у железа, то будет образовываться карбид на основе ЛЭ, а не цементит.

Так как закономерности образования карбидов и нитридов в стали имеют одинаковый характер и углерод чаще применяется при легировании, чем азот, обычно рассматривают закономерности карбидообразования.

Все легирующие элементы можно разделить на две группы: карбидообразующие и не образующие карбидов в стали.

Карбиды и нитриды относятся к фазам внедрения, которые и образуются между d-переходными металлами и соответственно углеродом и азотом. Активность карбидообразующих элементов тем больше и устойчивость карбидных фаз тем выше, чем менее достроена d-электронная оболочка у данного металла. На рис. 77 приведен фрагмент таблицы Д. И. Менделеева, где расположены карбидо- и нитридообразующие элементы.

Co и Ni, представленные на рис. 77, не образуют карбиды и нитриды в стали, так как они имеют более совершенное электронное строение, чем железо.

В периодах сродство к углероду возрастает справа налево (Fe Ti), а в группах – сверху вниз (Cr W). Таким образом, самым активным из представленных в таблице элементов будет Hf. С увеличением содержания легирующего элемента в стали образуется карбид более высокого класса (с бóльшим содержанием ЛЭ). Например, для хрома: (Cr,Fe)₃C Cr₇C ₃ Cr₂₃C₆.

Рис. 77. Структуры d–переходных металлов, карбидов и нитридов, образуемых в стали

В некоторых карбидах легирующих элементов может растворяться железо. Так, например, в карбидах Cr₃c и Мn₃С железо растворяется неограниченно. Карбиды Cr₇C₃ и Mn₂₃C₆ образуют ограниченные твердые растворы с железом.

Прочность связи между атомами металла и неметалла в карбидах и нитридах характеризуются теплотой образова­ния _298К, кДж/(г-атом) и свободной энергией образова­ния фаз ( _298к, кДж/(г-атом), температурой их плавле­ния и структурно-нечувствительными упругими свойства­ми. Наиболее высокие значения из указанных свойств имеют карбиды и нитриды элементов IV и V групп. По мере увеличения номера группы свойства изменяются в сторону уменьшения прочности связи атомов в карбиде и нитриде или, как говорят, прочности или стойкости карбидов и нитридов.

Следовательно, переходные металлы по их сродству к углероду и азоту, прочности и стойкости карбидов и нит­ридов, их устойчивости к распаду можно расположить в следующий убывающий ряд: Hf, Zr, Тi, Та, Nb, V, Мо, Сr, Мn, Fе.

Карбид Сr₇С₃ образуется чаще всего в конструкцион­ных сталях с относительно невысоким содержанием хро­ма (до 3 – 4%). Этот карбид имеет сложную гексагональную решетку с 80 атомами на одну элементарную ячейку (56 атомов металла и 24 атома углерода).

В сталях этот карбид может содержать от 30 до 50 % Сr, т. е. его формула должна быть в пределах Fе₄Сr₃С₃ и Fе₂Сr₅С₃. Обычно такой карбид обозначают (Сr, Fе)₇С₃ или Me₇C₃.

Карбид Сr₂₃С₆ образуется в высоколегированных хро­мистых сталях при большом содержании хрома (выше 5 – 8 %). Он имеет сложную г. ц. к. решетку, элементарная ячейка которой содержит 116 атомов, в том числе металла 92 атома и углерода – 24. В сталях карбид Сr₂₃С₆ в чистом виде не встречается, часть атомов хрома в нем замещается карбидообразующими элементами, входящими в состав стали (Fе, Мо, W).

В зависимости от характера легирования атомы ме­талла могут содержать два или несколько элементов. Так, в высокохромистых сталях содержание железа в кар­биде может повышаться до 35 %, т. е. часть атомов хрома замещается железом, при этом формула карбида имеет, например, вид Fе₈Сr₁₅С₆. При меньшем содержании хрома возможно об­разование карбида Fе₁₂Сr₁₁С₆. В общем виде такой карбид в сталях принято обозначать формулой (Сr, Fе)₂₃С₆ или Me₂₃C₆. В сталях с молибденом формула карбида будет Fе₂₀Мо₂С₆, а в сталях с несколькими легирующими элемен­тами (Сr, Мо, W и др.) все они могут входить в состав карбида.

Железо широко замещает в этом карбиде хром, но так как размер атомов железа несколько меньше раз­мера атомов хрома, то начиная с определенного момента (после замещения 30% Сr) эти узлы становятся слиш­ком “просторными”, и для устойчивости решетки необходи­мо присутствие крупных атомов W (или Мо). Атомы W (Мо) занимают также определенные позиции в решетке карби­да Ме₂₃С₆, поэтому их максимальное число в элементар­ной ячейке составляет 8 из 92 атомов металла. Дальней­шее увеличение в стали концентрации вольфрама и молибдена в выделяющейся фазе сверх этого предела приводит к переходу Ме₂₃С₆  Ме₆С, как к следующему карбиду, который может вместить большее количество W и Mo.

Этот карбид образуется только при сложном легировании, поэтому он является комплексным карбидом. Его преимущество перед другими карбидами на основе Mo, W и других тугоплавких элементов заключается в том, что он имеет более низкую температуру диссоциации, что позволяет переводить Мо и W при нагреве при закалке в твердый раствор (аустенит).

Однако этот карбид метастабильный и при высокой температуре и длительных выдержках он превращается в стабильные карбиды типа МеС или Ме₂С. По этой причине высоколегированные стали, содержащие в больших количествах Cr, W, Mo и V не подвергают смягчающему отжигу с нагревом и длительной выдержкой при температурах 1100...1200 ^оС. При закалке из этой области температур длительность выдержки строго регламентирована.

Л 5.2. Влияние легирующих элементов на С–образные кривые.