книги из ГПНТБ / Завьялов, А. С. Влияние основных факторов на температуру разупрочнения и рекристаллизации сплавов железа

сравнению с карбидообразующими оказывают слабое влияние на температуру рекристаллизации.

Карбидообразующие элементы по степени влияния их на темпе­ ратуру рекристаллизации альфа-фазы (рис. 4 и 5) можно распо­ ложить в следующей восходящей последовательности: марганец (оказывает самое слабое влияние), хром, титан, молибден и воль­ фрам, ванадий. Следовательно, за исключением титана, они распо­ лагаются в соответствии со степенью сродства их с углеродом и с температурами образования и растворения их карбидов [5, 6]. Нарушение титаном этой строгой последовательности можно объ­ яснить тем, что его карбиды типа фаз внедрения TiC образуются еще в жидкой стали и при последующих нагревах ниже темпера­ туры плавления сплава не растворяются совсем или растворяются частично. Поэтому как титан, так и углерод, связанные в данные карбиды, могут оказывать более слабое влияние на процессы, про­ исходящие в альфа-фазе, по сравнению с их влиянием в твердом растворе. В пользу этого объяснения может служить факт более сильного повышения титаном температуры рекристаллизации в низкоуглеродистом сплаве по сравнению со среднеуглеродистой сталью (сплавы № 17 и 18 в табл. 1 и № 24 и 25 в табл. 2).

В аустенитных сталях кобальт и никель вообще не оказали су­ щественного влияния на температуру рекристаллизации (рис. 6), кремний понижает, а карбидообразующие элементы сильно повы­ шают ее, причем по степени влияния их можно расположить в следующей восходящей последовательности: марганец, хром, мо­ либден, вольфрам, т. е. тоже в соответствии со степенью сродства их с углеродом и с температурами образования и растворения карбидов.

Своеобразно влияние ниобия на температуру рекристаллизации гамма-фазы: при наличии его в стали в количестве 0,73% темпе­ ратура рекристаллизации понижается, а в количестве 3,36% повы­ шается.

Своеобразным оказывается влияние на температуру рекристал­ лизации аустенитных сталей и тех элементов, которые при некото­ рых температурах отжига вызывают дисперсионное твердение спла­ вов. Такими элементами являются алюминий, ванадий и титан.

Причины различного влияния легирующих элементов на темпе­ ратуру рекристаллизации будут рассмотрены после рассмотрения злияния их на процесс разупрочнения сплавов железа.

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ПРОЦЕСС

РАЗУПРОЧНЕНИЯ СПЛАСОВ ЖЕЛЕЗА

Специальными исследованиями в данной работе установлено, что начальная температура практически заметной ползучести спла­ вов железа находится в определенной зависимости от начальной температуры разупрочнения их при отжиге после наклепа, т. е. от

21

Рис. 4. Влияние легирующих элемен­ тов на температуру рекристаллиза­ ции сплавов железа, содержащих около 0,05% С

Содержание элемент} am fa

Рис. 5. Влияние легирующих элементов на темпе ратуру рекристаллизации перлитных сталей, со держащих около 0,35% С

начальной температуры возврата: чем выше начальная температу­ ра разупрочнения, тем выше начальная температура ползучести. Но начальная температура ползучести всегда лежит несколько ниже начальной температуры разупрочнения наклепального спла­ ва, причем в аустенитных сталях это различие более существенно, чем в сталях перлитных.

Рис. 6. Влияние легирующих элементов на температуру рекристаллизации аустенитных сталей типа 1Х14Н24

Следовательно, имеет существенное теоретическое и особенно практическое значение знание влияния легирующих элементов на температуру разупрочнения сплавов железа.

Ниже излагаются результаты изучения указанного вопроса. Все эксперименты проводились на сплавах, приведенных в табл.

1—3, где приведены начальные и конечные температуры разупроч­ нения и температура рекристаллизации. Полученные эксперимен­ тальные данные представлены на рис. 7—9*.

Чтобы не загромождать рис. 7 и 8 слишком большим количест­ вом кривых, на них показано влияние легирующих элементов лишь при высоком содержании их в сплаве.

В табл. 1 и на рис. 7 наблюдается следующая характерная осо­ бенность: в ферритных сплавах при наклепе на 100% по формуле

зации.

23

карбидообразующими элементами и слабым карбидообразующим элементом марганцем. Сплавы, легированные более сильными кар­ бидообразующими элементами, меньше упрочняются при наклепе, после наклепа их твердость оказывается ниже твердости даже не­ легированного сплава, но разупрочнение их происходит при более высоких температурах, чем сплавов, легированных некарбидообра­ зующими элементами. По твердости ферритные сплавы можно рас­ положить в следующей нисходящей последовательности: кремни-

Рис. 7. Влияние легирующих элементов на процесс разупроч­ нения сплавов железа, содержащих около 0,05% С

стый, никелевый, кобальтовый, марганцовистый, нелегированный, вольфрамовый, ванадиевый, молибденовый, титановый, хромистый; перлитные стали располагаются так: ванадиевая, кремнистая, ни­ келевая, вольфрамовая, молибденовая, марганцевая, хромистая, титановая, кобальтовая, углеродистая.

24

Следовательно, при наклепе малоуглеродистых сплавов сильнее

литных сталях, легированных любым из элементов, упрочнение бо­ лее сильное, чем нелегированной углеродистой стали. Особенно сильное упрочнение вызывают ванадий и кремний.

Упрочнение при наклепе обусловлено прежде всего повышением плотности различных дефектов, особенно дислокаций. Поэтому при­ веденные результаты исследований позволяют иметь представле­ ние, в каких сплавах особенно сильно возрастает плотность дефек­ тов при наклепе.

Из табл. 2 и рис. 8 следует, что разупрочнение наклепанной не­ легированной среднеуглеродистой стали, начинается при 325' и за­ канчивается при 600°.

Рис. 8. Влияние легирующих элементов на процесс раз­ упрочнения перлитных сталей, содержащих около 0,35% С

Кобальт и никель на температуру начала и конца разупрочне­ ния оказывают слабое влияние, причем кобальт несколько пони­

25

жает температуру начала резупрочнения. Марганец и кремний при­ мерно на 25—50° повышают эти температуры.

Более существенное влияние на процесс разупрочнения перлит­ ных сталей оказывают карбидообразующие элементы. Они сдви­ гают в область более высоких температур начало и конец разупроч­ нения. Особенно сильно повышают температуру начала разупроч1 нения, а следовательно и возврата, молибден и вольфрам, а окон­ чания— ванадий. Более слабый карбидообразующий элемент хром оказывает и более слабое влияние на ту и другую температуры разупрочнения. Относительно слабое влияние оказывает и титан. Кривая разупрочнения сплава, легированного титаном, идет почти параллельно кривой разупрочнения углеродистой стали, только, примерно, на 30 единиц выше ее по твердости. Такое влияние тита­ на вероятно обусловлено тем, что в сплавах железа, легированных только титаном, карбиды последнего возникают еще в жидкой ста­ ли и растворяются в значительных количествах лишь при темпера­ турах нагрева, близких к температуре плавления стали. Поэтому при нагреве наклепанного сплава титан не оказывает какого-либо влияния на процессы перераспределения примесных атомов и обо­ собления или растворения фаз. Но образовавшиеся карбидные час­ тицы оказывают, примерно, одинаковое во всей области темпера­ тур, лежащих ниже критической точки Аь упрочняющее действие на наклепанный сплав, что и обуславливает наблюдаемую на рис. 8 несколько более высокую твердость при всех температурах отпус­ ка стали, легированной титаном, по сравнению с углеродистой сталью.

В работах [5, 6] показано, что в сплавах железа по сродству с углеродом и по температуре образования и растворения образую­

Примерно в такой же восходящей последовательности карбидо­ образующие элементы в перлитных сталях оказывают влияние на начальную и конечную температуру разупрочнения. Из указанных элементов ниобий, тантал, титан, цирконий, гафний образуют кар­ биды типа фаз внедрения еще в жидкой стали; в значительных ко­ личествах растворяются эти карбиды лишь при температурах, близких к температуре плавления стали. Поэтому влияние их долж­ но быть аналогично влиянию титана. Необходимо учитывать, как это указано в [5], что в сталях, легированных не только этими эле­ ментами, но и такими карбидообразующими, как хром, молибден, вольфрам, ванадий, некоторая часть ниобия, тантала, титана, цир­ кония и гафния может войти в состав карбидов типа Ме7С3, Ме2зС<5 и других, не являющихся фазами внедрения, которые растворяют­ ся значительно ниже температуры плавления сплава.

На рис. 9 приведены кривые изменения в зависимости от темпе­ ратуры отжига твердости наклепанных аустенитных сталей. Рису-

26

’нок н данные табл. 3 показывают, что в аустенитных сталях резкое

.влияние на температуру начала и конца разупрочнения оказал хром: в стали 1Х14Н24 разупрочнение начинается при 600° и закан­ чивается при 1100°, а в несодержащей хрома стали 1Н24—соответ­ ственно при 300 и 700°: В сталях, содержащих 3,60 и 6,64% хрома, разупрочнение начинается при 400° и заканчивается при 800—900°.

Легирование стали 1Х14Н24 марганцем и кобальтом до 4% не приводит к заметному изменению кривых разупрочнения.

Алюминий и кремний в ряде случаев несколько понижают тем­ пературу начала разупрочнения стали типа 1Х14Н24, но значитель­ но повышают твердость ее при наклепе и, несмотря на более низ­ кую начальную температуру разупрочнения, твердость стали, леги­ рованной ими, при всех температурах отжига остается более высо­ кой, чем эталонной нелегированной ими стали 1Х14Н24.-Темпера­ туру окончания разупрочнения эти элементы повышают.

Алюминий значительно повышает твердость после отжига в об­ ласти температур 400—700°, причем максимального значения твер­ дость достигает после отжига при 600°. Это повышение твердости обусловлено дисперсионным твердением, вызванным образова­ нием высокоднсперсных частиц интерметаллического соединения

(Ni, Fe)3Al.

Дисперсионное твердение наблюдается и в стали, легированной титаном; в этой стали максимальная твердость достигается после отжига при 700°. В данном случае дисперсионное твердение, как показал фазовый химический и рентиноструктурный анализ, вы­ звано образованием высокодисперсных частиц интерметаллидов

(Ni, Fe)2Ti и (Ni, Fe)3Ti.

Существенно повышает твердость наклепанной аустенитной ста­ ли молибден. При этом начальная температура разупрочнения не повышается, но заметно повышается температура отжига, соответ­ ствующая окончанию разупрочнения для сплава с 5,85% моли­ бдена.

Более сильное влияние на процесс разупрочнения оказал вана­ дий, причем при содержании его в стали в количестве 3,5% наблю­ дается дисперсионное твердение, достигающее максимума после отжига при 600°. Высокую твердость имеет сталь после отжига при температурах, лежащих выше температуры окончания разупроч­ нения.

Сильно задерживает разупрочнение стали также ниобий при со­ держании 3,36%: только после отжига при 700° начинается плав­ ное снижение твердости, а окончание разупрочнения достигается лишь после отжига при 1200°. Но в количестве 0,73% ниобий ока­ зал обратное влияние — разупрочнение закончилось после отжига при 900°. Твердость после окончания разупрочнения оказалась выше, чем в стали без ниобия.

На рис. 7—9 видно, что температура рекристаллизации во всех сплавах лежит на ниспадающем участке кривых и конечная темпе­

:28

ратура разупрочнения во всех случаях значительно выше темпера­ туры рекристаллизации.

Исследования показали, что во всех изучавшихся сплавах тем­ пература отжига, вызывающего полное разупрочнение, соответст­ вует завершению собирательной рекристаллизации и началу вто­ ричной рекристаллизации.

Приведенные выше данные позволяют отметить, что хромонике­ левые аустенитные стали, легированные молибденом или вольфра­ мом, являются хорошим жаропрочным материалом, качество кото­ рого может еще улучшиться при введении в сталь ванадия. Для устранения межкристаллитной коррозии в данные стали целесооб­ разно вводить ниобий или титан. При этом необходимо учитывать, что если они введены в количестве, достаточном не только для свя­ зывания в карбиды всего углерода, но и для образования интерметаллидов, то при длительной работе изготовленных из таких ста­ лей агрегатов рабочая температура должна быть ниже температу­ ры коагуляции этих интерметаллидов.

О ПРИРОДЕ ВЛИЯНИЯ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ТЕМПЕРАТУРУ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ В СПЛАВАХ ЖЕЛЕЗА

Приведенные выше экспериментальные данные о влиянии на процесс разупрочнения и на температуру возврата и рекристалли­ зации всех основных элементов, применяемых для легирования пер­ литных и аустенитных сталей, в том числе теплоустойчивых и жа­ ропрочных, позволяют коснуться природы этого влияния.

Процесс рекристаллизации может протекать лишь благодаря процессу диффузии. Следовательно, легирующие элементы, кото­ рые повышают энергию межатомных связей и снижают диффузион­ ную подвижность атомов, должны повышать температуру рекри­ сталлизации. Этим, в первую очередь, и обусловлено повышение температуры рекристаллизации хромом, молибденом, вольфрамом. Особо следует остановиться на влиянии ванадия. Температура ре­ кристаллизации в сплаве, содержащем 0,05% углерода и 0,22% ванадия, оказалась на 20° выше, чем в сплаве, содержащем 0,36% углерода и 0,30% ванадия. Это, вероятно, обусловлено тем, что в сплаве, содержащем 0,36% С, почти весь ванадий был в карби­ дах, а в сплаве, содержащем 0,05% С, подавляющая часть ванадия оставалась растворенной в феррите.

Понижение температуры рекристаллизации при введении 3,5% ванадия в аустенитную сталь обусловлено снижением содержания углерода в аустените вследствие перехода его в карбиды и силь­ ным измельчением ванадием зерна стали: зерна были мелкими {№ 8 и более мелкие) и этим стали, содержащие ванадий, резко отличались от других аустенитных сталей.

Хотя карбиды, закрепляя скапливающиеся около них дислока­ ции, затрудняют образование зародышей рекристаллизации, но в данном случае над влиянием данного фактора преобладало влия­ ние снижения содержания в аустените углерода и измельчения зер­

29

на стали. Следует отметить, что в работе не изучено влияние ва­ надия на плотность различных дефектов, прежде всего дислокаций, а количество дефектов существенно влияет на температуру рекри­ сталлизации.

Своеобразным оказалось и влияние ниобия в аустенитной стали. При введении ниобия в количестве 0,86% он понизил температуру рекристаллизации с 760 до 715°, а при введении его в количестве 3,36% он повысил температуру рекристаллизации до 775°.

Причина такого влияния ниобия, вероятно, объясняется следую­ щим. В стали, в которую он вводился, содержится 0,12% С; для связывания этого углерода в карбиды NbC требуется около 1,0% Nb. Образование данного карбида вызывает резкое снижение содержания углерода в твердом растворе, что и вызывает пониже­ ние температуры рекристаллизации. Повышение содержания нио­ бия свыше 1,0% начинает уже повышать температуру рекристал­ лизации. Объяснить это повышением содержания ниобия в аусте­ ните нельзя, так как результаты фазового химического и рентгено­ структурного анализов показали, что почти весь ниобий содер­ жится в карбидах и интерметаллидах (Ni, Fe)2 Nb. Следовательно, отмеченное повышение ниобием температуры рекристаллизации обусловлено образованием большого количества высокодисперсных частиц интерметалла типа фаз Лавеса (Ni, Fe)2 Nb, которые, зак­ репляя скапливающиеся около них дислокации, затрудняют обра­ зование зародышей рекристаллизации и миграцию их границ.

Кстати, переход никеля из аустенита в интерметаллиды не мо­ жет понизить температуру рекристаллизации, так как повышают ее лишь первые 1—2% никеля (см. табл. 1 сплавы №1 , 6 и 7,

втабл. 2 сплавы № 3, 12 и 13 и в табл. 3 сплавы № 5 и 6).

Ваустенитной стали, легированной алюминием в количестве 2,92% (табл. 3), образуются интерметаллиды (Ni, Fe)3 А1; в ней

произошло сильное повышение температуры рекристаллизации. Вероятной причиной этого является то, что группировки атомов алюминия в твердом растворе, а также и возникшие высокодис­ персные частицы интерметаллида (Ni, Fe)3 А1 тормозят дислокации и вследствие этого, препятствуя актам перераспределения и анниги­ ляции дислокаций, затрудняют образование зародышей рекристал­ лизации и рост их до размеров, доступных наблюдению, .

Фазовый химический и рентгеноструктурный анализы образцов изучавшихся аустенитных сталей, после наклепа подвергавшихся отжигу в интервале 700—1150° через каждые 50°, позволил устано­ вить, при каких температурах, какие карбиды и интерметаллиды образуются в этих сталях.

В стали 1Х14Н24 образуются только карбиды типа Ме23С6, при­ чем максимальное количество их образуется при температуре при­ мерно 800°; повышение температуры нагрева понижает количество этих карбидов, а при температуре 1150° они отсутствуют полностью. В [5] было установлено, что указанные карбиды, так же как и кар­ биды типа Ме3С могут полностью раствориться при температурах

30