книги из ГПНТБ / Сокол, И. Я. Двухфазные стали

пература закалки стали. Поскольку повышение темпера­ туры нагрева сопровождается увеличением количества 8-феррита и дальнейшим перераспределением легирую­ щих элементов между фазами, аустенит, полученный при более высоких температурах закалки, будет отличаться от низкотемпературного большим содержанием никеля,

23,6). При нагреве закап ленного образца с феррито-аустенитной структурой

кривая имеет более плавный характер (рис. 23,в). Таким образом, видно, что мартенсит деформа­ ции и мартенсит, образовавшийся при охлаждении до комнатной температуры разбалансированного аустенита после отпуска, имеют примерно одинаковую темпера­ туру обратного М->7 -перехода.

Образующийся мартенсит оказывает заметное влия­ ние на прочностные и пластические свойства металла. Твердость стали при этом несколько возрастает. Дан­ ные, характеризующие влияние температуры отпуска на механические свойства и величину магнитного насыще­ ния стали марки 1X21Н5Т, приведены на рис. 25. Уп­ рочнение сопровождается заметным падением ударной вязкости (ап) с 1,6 до 0,7 МДж/м2 (16 до 7 кгс-м/см2). Однако такой запас пластичности еще позволяет произ­ водить процесс обработки давлением. При этом на­ блюдается также некоторое возрастание удельного электросопротивления и, кроме того, коэрцитивной силы.

73

Образование мартенсита после отпуска приводит к увеличению объема стали, что может сказаться на раз­ мерах деталей, изготовленных с высокой степенью точ­ ности. Охлаждение до минусовых температур может вызвать аналогичный эффект, что необходимо учитывать при назначении стали типа 0Х22Н6Т и 1Х21Н5Т для прецизионных изделий.

Г л а в а III

ДИСПЕРСИОННОЕ ТВЕРДЕНИЕ

1. Механизм упрочнения стареющих сталей

основой создания стареющих материалов является вве­ дение в их состав элементов, обладающих переменной растворимостью в твердом растворе, что позволяет по­ лучать пересыщенную матрицу путем закалки из одно­ фазной области. Полученный таким образом пересы­ щенный твердый раствор является термодинамически нестабильным и склонен к распаду с выделением интерметаллидиых, карбидных или нитридных фаз при отпус­ ке. Значительная величина энергии активации в боль­ шинстве случаев препятствует протеканию диффузии при комнатной температуре (исключением является ес­ тественное старение алюминиевых сплавов и нпзкоуглеродистой стали). Повышение температуры приводит к резкому ускорению процессов выделения.

Во многих работах детально изучены процессы, про­ текающие при старении. Достаточно подробные обзоры современных представлений об этих процессах содер­ жатся в работах [36, 77]. В результате эксперименталь­ ных исследований механизма и кинетики распада пере­ сыщенного твердого раствора при отпуске получена сле­ дующая схема процессов.

На ранних стадиях старения при низких темпера­ турах внутри твердого раствора образуются скопления однородных атомов, обнаруживаемые по диффузному рассеянию рентгеновских лучей. Эти сегрегации еще не

74

имеют собственной структуры и носят название зон Гинье — Престона (Г—П зон). Г—П зона может быть представлена в виде домена, кристаллическая решетка которого искажена вследствие повышенного содержания в ней атомов растворённого компонента. Она не имеет определенных границ и полностью когерентна-с решет­ кой матрицы. Форма зоны зависит от конкретного со­ става сплава. Она близка к сферической при неболь­ шом различии в атомных диаметрах компонентов и мо­ жет быть пластинчатой или игольчатой в том случае, если эта разница значительна. Размеры зон по данным рентгеноструктурного и электронномикроскопического исследований оцениваются величиной порядка 1— 10 нм

(10—100 А).

Часто эту стадию процесса старения называют предвыделением. Как правило, предвыделение сопровожда­ ется повышением твердости и удельного электросопро­ тивления, тогда как собственно выделение второй фазы обычно приводит к увеличению проводимости вследст­ вие обеднения твердого раствора. При дальнейшем на­ греве происходит образование и рост зародышей новой фазы. В общем случае кристаллические решетки мат­ рицы и выделяющейся фазы различны и имеют разные удельные объемы, поэтому на их границе возникают напряжения II рода, сохраняющиеся при наличии коге­ рентности решеток. Последующее повышение темпера­ туры старения приводит к коагуляции частиц и потере когерентности, а затем и к растворению их в твердом растворе.

Изменение механических свойств дисперсионно твер­ деющих сталей и сплавов объясняется сопротивлением движению дислокаций со стороны частиц выделяющей­ ся фазы. По теории Орована напряжение, соответству­ ющее пределу текучести материала с равномерно распре­ деленными дисперсными частицами более твердой фа­ зы, равно:

где х —-напряжение, вызывающее текучесть; G— модуль сдвига матрицы;

b— вектор Бюргерса;

Я,—-среднее эффективное расстояние между части­ цами второй фазы.

75

Понятие эффективного расстояния вводится для случая когерентного выделения второй фазы. Действи­ тельно, степень упрочнения стареющего сплава при ко­ герентном выделении намного выше, чем при некоге­ рентном, даже при одинаковых размере и объемной доле частиц. Это объясняется, например, тем, что в матрице, окружающей когерентную частицу, объем искаженного твердого раствора вокруг нее заметно больше, чем в слу­ чае некогерентной частицы, и, следовательно, меньше эф­ фективное расстояние между соседними частицами.

Естественно, что в подавляющем большинстве слу­ чаев упрочнение при старении сопровождается сниже­ нием пластичности и повышением порога хладноломко­ сти материала.

Упрочнение сталей и сплавов за счет выделения из пересыщенного твердого раствора дисперсных фаз при старении носит название дисперсионного твердения.

Влияние процессов выделения на физические свойст­ ва сталей и сплавов обычно проявляется в увеличении модуля Юнга (мера сопротивления упругой деформа­ ции), коэрцитивной силы и остаточной индукции и в уменьшении удельного электросопротивления, удельного объема, высоты пика внутреннего трения. Интересно отметить, что различные свойства по-разному реагируют на раннюю и позднюю стадии старения. Так, удельное электросопротивление практически нечувствительно к размеру частиц второй фазы и наличию напряжений II рода и реагирует лишь на изменение состава матрицы, тогда как относительно твердости наблюдается противо­ положная зависимость. Коэрцитивная сила весьма чувст­ вительна к искажениям решетки при когерентном выде­ лении. Если же в результате старения выделяются неко­ герентные частицы (нитриды железа в низкоуглеродистой стали) и напряжения весьма малы, то максимум коэр­ цитивной силы будет наблюдаться при сравнительно крупных выделениях второй фазы, соизмеримых с тол­

щиной междоменной границы, которая в сплавах желе-

О

за составляет около 100 нм (1000 А).

Период решетки матрицы в процессе выделения при­ ближается к параметру решетки элемента — растворите­ ля или насыщенного твердого раствора. Для большин­ ства промышленных дисперсионно твердеющих сталей и сплавов из твердого раствора при старении выделяются

76

элементы с большим атомным радиусом, что приводит к уменьшению периода решетки.

Так как дисперсионное твердение контролируется диффузионными процессами, для него характерна опре­ деленная температурно-кинетическая зависимость изме­ нения механических и физических свойств при старении. Типичные кинетические кривые упрочнения и охрупчива­ ния стали при отпуске приведены на рис. 26. В боль­ шинстве случаев проявляются следующие основные ки­ нетические закономерно­ сти:

]. Скорость выделения повышается по мере уве­ личения температуры старения.

2.Процессы выделе­ ния протекают более ин­ тенсивно в сплавах, име­ ющих большую степень пересыщения.

3.Увеличение диффу­ зионной подвижности атомов путем предвари­ тельной холодной пласти­

рицы и стабильной фазы. В подобных случаях кристал­ лические решетки твердого раствора и метастабильной фазы, как правило, изоморфны, что по принципу струк­ турного и размерного соответствия обеспечивает коге­ рентность выделяющихся частиц. При повышении тем­ пературы старения и увеличении времени выдержки происходит перестройка решетки отдельных частиц

77

с образованием стабильной структуры. Эти частицы (они часто имеют упорядоченную кристаллическую, ~структуру) растут за счет растворения выделений про­

межуточной фазы.

2. Характер распада

Различают три типа выделений при старении спла­ вов: непрерывное, локализованное и прерывистое. При непрерывном (общем) выделении частицы второй фазы распределены равномерно по всему объему зерен. В этом случае происходит гомогенное образование за­ родышей, т. е. обогащенные растворенным веществом скопления атомов возникают в кристаллической решет­ ке матрицы беспорядочно. Для локализованного вы­ деления обычно характерно преимущественное располо­ жение частиц по границам зерен и двойников, а также на дислокациях, что является следствием гетерогенного зарождения. Этот тип выделения является преимущест­ венным, так как образование зародышей второй фазы по границам облегчается благодаря влиянию несколь­ ких факторов. К ним относятся уменьшение энергии границ при образовании на них скоплений атомов, по­ вышенная скорость зернограничной диффузии атомов, а также большая легкость релаксации напряжений. По тем же соображениям благоприятными местами для об­ разования зародышей второй фазы являются дислока­ ции и дефекты упаковки.

Выделение частиц на ранней стадии старения по границам зерен приводит, как правило, к появлению приграничных обедненных зон и существенному изме­ нению эксплуатационных свойств сплава. Следует от­ метить, что существование приграничных зон, свобод­ ных от выделений, во многих случаях обусловлено не столько обеднением их атомами растворенного компо­ нента, сколько пониженной концентрацией в них вакан­ сий за счет стока последних в границы при закалке.

Прерывистое (ячеистое) выделение начинается толь­ ко на поверхностях раздела (как правило, на межзеренных границах), и для него характерны большеугло­ вые границы между зернами пересыщенного и равно­ весного твердых растворов. Структура в этом случае имеет сложный вид. Типичными примерами распада подобного типа являются образование перлита в угле­

78

родистой стали и выделение стабильной т)-фазы (N13T1) в нимониках. (Протекание полиморфного у->сс-превра- щения при выделении цементита принципиально не из­ меняет характера процесса, идущего по схеме: пересы­

некогерентны матрице, что облегчает диффузию атомов растворенного элемента и обусловливает относительно большой размер частиц и меньшую степень упрочнения сплава. Следует отметить, что на поздних стадиях ста­ рения в структуре сплава могут присутствовать одно­ временно частицы двух типов, образовавшихся по раз­ личным схемам распада (например у'-и т]-фазы в сис­ теме Ni—Сг—Ti).

3. Выделения в ферритной матрице

Основное внимание исследователей на протяжении многих лет уделялось процессам дисперсионного твер­ дения в сплавах на основе алюминия, меди и никеля. До начала шестидесятых годов упрочнение сталей до­ стигалось только за счет процессов полиморфного прев­ ращения и распада твердого раствора внедрения, т. е. выделения'из мартенсита при отпуске карбидов и нит­ ридов. Возможность повышения прочностных свойств сталей с о. ц. к. решеткой путем выделения интерметаллидных фаз из твердого раствора замещения была практически не изучена.

Как уже упоминалось, основным условием получе­ ния эффекта дисперсионного твердения является пере­ менная растворимость в матрице хотя бы одного из компонентов сплава. В настоящее время известен 21 эле­ мент, температурная зависимость растворимости кото­

фосфор, азот, бор, тантал, мышьяк, сурьма и некоторые другие. Практический интерес представляют двойные системы Fe—Al, Fe—Ti, Fe—Cu, Fe—Mo, Fe—Nb и Fe—V, а также некоторые более сложные тройные и чет­ верные системы, которые являются основой большин­ ства дисперсионно твердеющих промышленных сталей, упрочняющихся за счет выделения интерметаллидных фаз.

79

4. Влияние титана

Как следует из диаграммы состояния системы Fe—Ti, сплавы с 2,5—7% Ti могут упрочняться в результа­ те закалки с последующим отпуском вследствие обра­ зования титаинда железа Fe2Ti (е-фазы), которая име­ ет структуру фазы Лавеса с гексагональной решеткой

с уменьшением растворимости титана в феррите, леги­

ются Г—П зоны, которые через 20 мин превращаются

кие пластинчатые выделения Fe2Ti (преимущественно на дефектах решетки).

Граница растворимости титана в легированном фер­ рите сдвигается в сторону меньших его концентраций настолько, что эффект дисперсионного твердения мо­ жет наблюдаться уже при 1% Ti и 3% Ni.

Увеличение содержания никеля и кремния приводит к усилению эффекта упрочнения даже при постоянной концентрации титана в стали (рис. 27). В мартенситностареющих и хромоникелевых ферритных и аустенито­ ферритных сталях титан является одним из наиболее сильных упрочнителей о. ц. к. матрицы. При этом его влияние как пересыщающего элемента в хромоникеле­ вых сталях усиливается благодаря увеличению количе-

1 РЖ «Металлургия», 1969, № 8, реф. 8И103.

80

ства 6-феррита в структуре, так как обычно содержание титана в двухфазных сталях заметно ниже предела его растворимости в аустенитной составляющей (2,5% при 18% Сг и 25% Ni). Поэтому степень упрочнения титан­ содержащих дисперсионно твердеющих сталей с у + 6-

Рис. 27. Влияние никеля (а) н кремния (б) па упрочнение закаленных сплавов

Fe—Ti при 500° С

структурой, как правило, прямо пропорциональна количеству 6-феррита.

Естественно, что повышение прочностных свойств при старении сопровождается падением пластичности, что особенно ярко проявляется в однофазных матери­ алах с крупным зерном.

5.Влияние алюминия

Вдвойных сплавах железа с 15—20% (по массе) А1 при старении могут выделяться когерентные с матри­ цей упорядоченные частицы РезА1 ((Згфаза), имеющие о. ц. к. решетку с удвоенным по сравнению с а-железом периодом. Однако практическое значение имеют лишь те стали, в которые алюминий введен совместно с ни­ келем. В этом случае выделяющейся фазой будет N1A1

пада частицы выделений сопрягаются с матрицей по плоскостям {100}.

В работах [79, 80] приведены результаты исследо­ ваний процессов дисперсионного твердения Fe—Ni—А1 н Fe—Сг—Ni—А1 сталей мартенситного и аустенито­ мартенситного (переходного) классов. Применение ме­ тода просвечивающей электронной микроскопии позво­

в структуре присутствовали одновременно мелкие рав­

(60—80 А), и более крупные — до 30 нм (300 А) пласти­ ны фазы Ni3Al, закономерно расположенные по опре­ деленным кристаллографическим направлениям матри­ цы, причем связь ориентировок образующихся фаз

имели ВИД (110)матр| I (110)(Mi,Fe)Al| I (111)NiaAI .

Следует отметить одно важное, на наш взгляд, об­ стоятельство. В. М. Кардонский и М. Д. Перкас под­ твердили высказанное в работе [53] предположение о том, что природа упрочнения мартенситных и феррит­ ных сталей при дисперсионном твердении одинакова. Это следовало из результатов анализа микроэлектронограмм состаренной стали 0FI8IO2, имеющей мартен­ ситную структуру с высокой плотностью дислокаций и ферритную структуру, близкую к равновесной (раз­ личный характер исходной структуры достигается пу­ тем изменения скорости охлаждения от 900°С). При этом состояние исходной о. ц. к. матрицы сказывается на кинетике процесса, характере выделения дисперсных частиц и общем уровне прочности и, особенно, на пла­ стичности стали [79, 81]. ■

6. Старение высокохромистого феррита, легированного титаном и алюминием

Во многих промышленных нержавеющих сталях алюминий присутствует вместе с титаном, который вво­ дится для повышения стойкости против межкристал-

82