книги из ГПНТБ / Микролегирование литых жаропрочных сталей

воримость Железа и Марганца и увеличивается раствори­ мость хрома. При легировании стали молибденом проис­ ходит уменьшение растворимости всех основных элемен­ тов, хрома, марганца и железа, но одновременно карбидный осадок легируется молибденом в количест­ вах, превосходящих растворимость марганца и никеля.

Содержание углерода в карбидном осадке рассчиты­ вается, исходя из известной кристаллической структуры карбида, по выражению'

ния легирующих элементов к углероду в карбиде данной кристаллической структуры.

Так как в карбидном осадке исследуемых сталей пре­ обладающим является кубический карбид хрома (Сг, Fe, Мп, Ni, No)2зСб, для определения А, В, С, Д, Е спра­ ведливым будет выражение

^Ме-23 Л:-6 ’

где Лме — атомная масса легирующих элементов в кар­ биде; А с — атомная масса углерода.

Так как в карбидном осадке стали Х17Н2 с микро­ легирующими и легирующими добавками концентрация никеля и марганца не превышает 0,04%, количество углерода, связанного ими в карбидном осадке, будет незначительным, не больше 0,005%- Поэтому при расче­ те содержания углерода можно не учитывать то количе­ ство, которое связано марганцем и никелем.

Расчет содержания углерода для карбидных осадков исследуемых сталей представлен в табл. 14. Расчетные данные свидетельствуют о том, что содержание углерода в стали и в карбидном осадке будет равным только для исходной стали и стали, легированной 0,5—1,5% молиб­ дена.

В остальных случаях легирования молибденом от 1,5 до 3,0% так же, как и при микролегировании РЗМ, со­ держание углерода в стали и карбидном осадке не иден­

94

тично. Это еіде раз подтверждает вероятность Одновре­ менного образования с кубическим карбидом хрома карбосульфидов и карбооксидов РЗМ, борокарбида железа п кубического карбида молибдена. Повышение содер­ жания хрома в карбидах под воздействием РМ будет уменьшать вероятность образования ст-фазы [199].

Т а б л и ц а 14

Результаты электронномикроскопических исследова­ ний формы и распределения карбидов в сталях Х17Н2 с микролегирующими и легирующими элементами пред­ ставлены на рис. 35, 36. Данные электронномикроскопи­ ческого исследования структур отпущенной стали пока­ зывают, что микролегирующие добавки так же, как и легирующие карбидообразующие элементы, существенно влияют на распределение карбидов. В исходной стали в

95

процессе отпуска карбиды выделяются в основном по границам раздела фаз 6-феррит—мартенсит. В результа­ те происходящей при 710° С коагуляции величина карби­ дов составляет 0,75 мкм.

Микролегирующие добавки, так же как и легирую­ щие, не освобождают границы раздела фаз от карбид­ ных выделений. Однако в микролегировапной стали на

мартенситных иглах отмечаются значительные выделе­ ния сложных карбидных соединений. Они относительно равномерно распределены по телу матрицы и границам и максимальной величины достигают при микролегирова­ нии стали РЗМ. Форма карбидов при микролегирова­ нии стали РМ претерпевает изменения. Если в исходной стали карбиды в основном более вытянутой формы, близ­ кой к пластинчатой, то при микролегировании РМ и ле­ гировании молибденом они приобретают форму, близкую

кглобулярной. Причем микролегирование стали церием

исуммой РЗМ способствует образованию карбидных соединений кляксовидиой формы. А неодим, бор, молиб­ ден и частично лантан способствуют образованию кар­ бидов более правильной глобулярной формы. Однако

бесформенные выделения карбидов иногда отмечаются в сталях, микролегировапных неодимом и бором. Лантан

96

фазой в бористых сталях. Тонкодисперсные карбиды распределяются довольно равномерно как по фазам, так и по границам раздела фаз.

Такие же тонкодисперсные карбиды (размер в по­ перечнике 0,3—0,2 мкм) наблюдаются и в сталях с молиб­ деном и ванадием. Можно предположить, что они явля­ ются самостоятельными выделениями карбидов бора, молибдена и ванадия.

Влияние РМ на скорость коагуляции карбидов мож­ но объяснить влиянием их на величину энергии связи углерода в а-фазе [12, 17, 97]. Обычно такие карбидо­ образующие элементы, как молибден и ванадий, задер­ живают коагуляцию, повышая температуру укрупнения карбидных частиц за счет повышения энергии связи угле­ рода в a-фазе. Повышение температуры укрупнения кар­ бидных частиц некарбидообразующим элементом, таким, как никель, связано с увеличением энергии в метал­ лической решетке и затруднением перехода атомов железа от решетки a-фазы к решетке карбида. Очевид­ но, судя по относительно малой термической устойчиво­ сти карбидов РЗМ, их можно отнести к некарбидообра­ зующим элементам, таким, как никель, т. е. РЗМ будут ускорять процесс коагуляции.

Зная средний диаметр карбидных частиц, можно качественно охарактеризовать коэффициент диффузии углерода в феррите Dca

4 р = k У £>“ іт ол.

Подставляя значения среднего диаметра карбидных частиц исследуемых сталей, микролегированных РМ, в это выражение, получаем, что чем больше диаметр кар­ бидов, тем больше коэффициент диффузии. Следователь­ но, сумма РЗМ оказывается наиболее активнодействую­ щей добавкой, повышающей диффузионную подвижность атомов углерода.

В легированной стали, в том числе и в стали Х17Н2, огромное влияние на коагуляцию оказывает также диф­ фузионная подвижность легирующих элементов, т. е. об­ мен легирующих элементов между фазами [215]. Взаи­ модействия легирующих элементов карбидной фазы и твердого раствора будут в основном определять проч­ ность матрицы стали и задавать ей определенные свой­ ства.

98

3. Влияние редкоземельных металлов и бора на количество остаточного аустенита в стали Х17Н2

Результаты исследования структуры и фазового состава стали Х17Н2 показали, что ее матрица состоит из двух фаз мартенсита и 6-феррита. Однако, согласно диаграм­ ме состояния, в ней возможно присутствие остаточного аустенита, тем более, что РЗМ и бор, судя по данным дилатометрического исследования, задерживают распад аустенита и повышают его стабильность. Наличие оста­ точного аустенита для отдельных свойств стали, таких как прочностные и коррозионные, нежелательно. Метал­ лографическое изучение закаленных структур исходной и микролегированной стали не позволило обнаружить остаточного аустенита, поэтому был использован рент­ геноструктурный анализ. Рентгеновские исследования, проведенные на УРС-55 прецезионным методом в камере «КРОС» с эталоном и в дебаевской камере в железном излучении, также не обнаружили наличия аустенита в закаленной стали.

Используя различные магнитные свойства аустенита и мартенсита, авторы провели магнитное исследование на магнитометре Штейнберга. Эталоном служило чистое железо. Расчет проводился по формуле

аобр *^эт

п= 1 (аэт^обр

Здесь П — количество парамагнитной фазы; аэт и а0бр — перемещение зайчика от нулевого положения по шкале для эталона и образца, т. е.

а = а, а о'> аобр = а2- ' «п>

где ао — нулевое положение зайчика; он и сс2 — соответ­ ственно отклонения зайчика при включении магнитного поля для установленных в приборе эталона и образца; 5ат и 5 0бр — площади поперечного сечения соответствен­ но эталона и образца.

На рис. 37 приведены результаты измерений количе­ ства парамагнитной фазы стали Х17Н2, микролегирован­ ной РЗМ и бором. Результаты магнитного фазового ана­ лиза показали, что количество парамагнитной фазы

стали в закаленном и отпущенном состояниях имеет раз­ ные значения. Так как парамагнитными свойствами на­ ряду с аустенитом обладает легированный карбид хрома Сг2зСб, количество парамагнитной фазы в отпущенной стали выше, чем в закаленной. Результаты измерений показывают, что при микролегировании стали Х17Н2 церием, лантаном и неодимом, так же, как и при легиро­ вании молибденом, количество парамагнитной фазы в

_

2

о О,? ОА ОД

Рис. 37. Влияние РМ и РЗМ на количество парамагнит­ ной фазы стали Х17Н2:

1 — закалка 990° С, масло; 2 — отпуск 710° С, воздух.

закаленном состоянии несколько выше, а в отпущен­ ном — значительно ниже, чем в исходнонемикролегиро­ ванной стали. Бор слегка понижает количество парамаг­ нитной фазы закаленной стали.

Указанное поведение РЗМ и РМ можно объяснить различным характером их действия на фазы выделения. Так как при закалке карбиды в основном растворяются, можно считать, что церий, лантан, неодим и молибден повышают количество остаточного аустенита в стали Х17Н2. Уменьшение парамагнитной составляющей стали с бором связано, очевидно, с образованием борокарбида железа, который незначительно растворяется в твердом растворе стали при нагреве выше точки Ас„ и, как фаза внедрения с железом, очевидно, обладает ферромагнит­ ными свойствами.

Значительное увеличение парамагнитной составляю­ щей при легировании стали молибденом можно объяс­ нить наложением двух факторов: наличием остаточного

100

аустенита и сложной х-фазы или кубического карбида молибдена Fe2iMo2C6, не растворяющихся в твердом растворе у-фазы при 1000° С. При отпуске в связи с рас­ падом остаточного аустенита парамагнитные фазы ста­ ли, легированной молибденом, и исходной будут в мень­ шей степени отличаться, чем при закалке. Значительное снижение парамагнитной составляющей при отпуске ста­ ли, микролегированной РЗМ, по сравнению с исходной, связано с изменением состава и свойств карбидной фа­ зы. Как показали результаты исследования карбидной и неметаллической фаз, церий, лантан и неодим способ­ ствуют образованию сложных карбосульфидов и карбооксидов, которые, очевидно, приобретают ферромагнит­ ные свойства, чем и отличаются от парамагнитного кар­ бида хрома Сг2зСбТаким образом, данные проведенного комплекса исследований по определению остаточного аустенита в стали показали, что количество его не пре­ вышает точности измерений ^ 5 % . Микролегирование не существенно изменяет количество остаточного аусте­ нита в стали, так что общее его количество не превыша­ ет 5%. Поэтому можно считать, что основой структуры стали Х17Н2, как исходной, так и микролегированной и легированной, является мартенсит и б-феррит. От свойств и строения их зависят эксплуатационные характеристи­ ки деталей отливки.

4. Изменение характеристик тонкой кристаллической структуры при микролегировании стали Х17Н2

редкоземельными металлами и бором

Данные исследования структуры стали после различных режимов термической обработки, а также определения составов и свойств основных и выделяющихся фаз по­ зволяют предполагать, что РЗМ и бор значительно вли­ яют на диффузионную подвижность атомов как легиру­ ющих элементов, так и атомов примеси. Это, в свою оче­ редь, должно вызвать существенные изменения в строении образующихся при фазовых превращениях структурных элементов. Так, изучение структуры стали Х17Н2 в закаленном состоянии показало существенное влияние РЗМ и бора на формирование границ фаз. В ис­ ходной стали наряду с контурами дендритңьщ кристаллов

101

(межосными пространствами) аустенита появляется резко очерченная сетка вторичных полигонизационных границ. С введением в сталь РЗМ и особенно бора полигонизационная сетка резко уменьшается и исчезает (рис. 38). В противоположность этому при легировании стали ХГ7Н2 молибденом протяженность полигонизационной сетки границ увеличивается. Резкое сокращение

полигонизаиионной сетки границ РЗМ и бором происхо­ дит и в других сталях мартенситного класса типа

Х17Н2ГФ и Х17Н2М.

Из анализа структур закаленных сталей следует, что вторичная сетка границ является границей областей

102