книги из ГПНТБ / Микролегирование литых жаропрочных сталей

областям располагается б-феррит, он остается в проме­ жутках между растущими и смыкающимися кристаллами аустенита. Поэтому создается впечатление, что вторич­ ная сетка границ как бы зарождается на границе разде­ ла б-феррит—мартенсит.

Ориентация мартенсита при переходе через первич­ ные границы не изменяется, если по ним не проходят вторичные границы, т. е. если межосные пространства дендритов не пересекаются границами аустенита при фа­ зовом превращении.

Так как полигонизационная сетка границ не пересе­ кает 6-феррита, можно предположить, что при встрече с б-ферритом продвижение новой границы затормажива­ ется. Существенное уменьшение протяженности полигонизациоиных границ в микролегированной стали можно объяснить блокировкой матрицы тугоплавкими соедине­ ниями и отдельными вкраплениями б-феррита.

Предполагают [112], что образование полигонизационных границ наблюдается при температурах ниже тем­ пературы солидуса и относительно небольших скоростях охлаждения отливки. Результаты исследования структур, образцов, закаленных из жидкого состояния, показали полное отсутствие сетки полигонизационных границ. На­ личие полигонизационной сетки границ нежелательно, так как вследствие локального накопления дефектов они разрыхляются и прочность их снижается, что влечет за собой существенное уменьшение прочности всего мате­ риала.

Так как возникновение и уничтожение полигонизации связано с дефектами кристаллического строения и дис- локационно-вакансионной структурой, можно считать, что и в тонкой структуре матрицы при микролегирова­ нии происходят существенные изменения.

Согласно данным металлографических исследований структура матрицы состоит из преобладающей фазы — мартенсита и небольшого количества (до 10%) б-ферри­ та. Мартенсит имеет тонкодисперсную структуру, судя по металлографическому анализу, и, при отпуске она не изменяется. Отпуск стали вызывает лишь выделение из мартенсита закалки углерода, который уходит на об­ разование карбидов. В результате выделения углерода

103

мартенсит закалки стали Х17Н2 превращается в отпущенный мартенсит с перестройкой кристаллической решетки из тетрагональной в объемноцентрированную.

Результаты дилатометрических исследований крити­ ческих точек показали, что процессы мартенситного пре­ вращения и его распада в стали, микролегированной РМ, происходят относительно вяло по сравнению с исходной сталью. Задержка прямого и обратного превращений должна сказываться на величине напряжений, возника­ ющих при фазовых превращениях. Кроме того, измене­ ние положения критических точек указывает на легиру­ ющее действие РАЙ и дает возможность предполагать, что микролегпрующие добавки, растворяясь в твердом рас­ творе стали, вносят искажения в ее кристаллическую ре­ шетку и тонкую структуру.

Исследование характеристик кристаллической решет­ ки стали Х17Н2 с микролегирующими элементами про­ водилось рентгеноструктурным методом. Образцы для рентгеноисследования подвергались сначала механиче­ ской полировке, а затем электролитической полировке в холодной концентрированной азотной кислоте с анодом из нержавеющей стали по режиму: (7= 20 в, / = 5 а/смг.

Параметр кристаллической решетки определялся прецезионным методом в камере для обратной съемки «КРОС» на установке УРС-55 с железным излучением. Для устранения ошибок за счет геометрии съемки ин­ терференционные линии образцов исследуемой стали фик­ сировались на плоскую пленку секторной кассеты одно­ временно с эталоном из отожженного порошка а-железа. Обычно для определения периода решетки мартенсита закаленной углеродистой стали используется известная зависимость содержания углерода в стали и периодов

а=2,861 Â; с — период решетки мартенсита; р — содер­ жание углерода, вес. %.

Для вычисления параметра закаленной стали Х17Н2 с высоким процентом хрома авторы использовали зави­ симость, предложенную Я- Э. Санчуком, учитывающую в выражении Курдюмова влияние хрома: а = а0+0,005 х—

—0,015 р, с= а0 + 0,0005 дг+0,118 р, cla= 1 +0,0467 х, где

X — содержание хрома в растворе, вес.%.

104

Характеристики тонкой кристаллической решетки, величина блоков и микроиапряжения определялись на ионизационной установке с автоматической записью ин­ тенсивностей интерференционных линий. Рентгеносъемка велась в железном излучении. Снимались линии 220 и 110. Условия съемки: щель на трубке при выходе пучка шириной 2 и высотой 1,5 мм, щель на счетчике шириной 2 и высотой 1 мм. Исследовались образцы стали в со­ стоянии закалки и отпуска.

Рентгеновский метод исследования тонкой кристалли­ ческой структуры основан на том, что области когерент­ ного рассеивания, напряжения II и III рода, а также концентрационная неоднородность параметра вызывают размытие интерференционных линий.

Помимо физических факторов (величина блоков и микронеоднородность параметра), на ширину интерфе­ ренционных линий будет также, влиять неоднородность излучения и геометрические условия съемки. Поэтому для получения истинной ширины, т. е. физического уширения, исключают влияние геометрии съемки. С этой целью авторами был выбран метод съемки одновремен­ но с исследуемыми образцами стандартного образца с большими областями когерентного рассеяния Д =10-8 см, в котором почти отсутствует неоднородность постоянной решетки. В качестве эталона была взята отожженная инструментальная сталь. Эталон стали Х17Н2 не дал резкого разделения Ко,-дублета из-за фазовых напряже­ ний, несмотря на то, что сталь подвергалась многократ­ ному отжигу по режиму: 900, 650, 500, 300° С.

Расчет истинной ширины линии производился мето­ дом аппроксимации, основанном на выборе теоретически рассчитанных функций распределения интенсивности в интерференционных линиях стандартного и исследуемо­

линии вследствие неоднородности параметра.

105

няют микронапряжения Ирода исходной стали (рис.39). Бор, лантан и неодим при такой же величине постоянной неоднородности существенно повышают величину бло­ ков, особенно с увеличением микролегирующей добавки.

При отпуске стали наблюдается обратная картина. Величина блоков значительно возрастает в сталях, мик-

Неоднородность постоянной кристаллической решетки так же, как и при закалке с введением в сталь микроле­ гирующих элементов, не изменяется. Неоднородность по­ стоянной кристаллической решетки обычно связывают с микроискажениями, возникающими в областях, соиз­ меримыми с величиной зерна и концентрационной неод­ нородностью. Так как микролегирующие добавки почти не изменяют неоднородность постоянной, можно считать, что они не будут вносить дополнительных искажений в кристаллическую решетку. Следовательно, можно было ожидать, что РЗМ не влияют на дисперсность блоков, вызываемую микроискажениями II рода.

Полученное уменьшение дисперсности блоков при микролегировании стали РМ, очевидно, связано с изме­ нением строения мартенситных кристаллов. Химический анализ по массе мартенсита в микролегированной стали показал снижение концентрации железа. Очевидно, из­ менение состава мартенсита и является причиной столь существенного повышения величины блоков, особенно в сталях, микролегированных бором, неодимом и ланта­ ном. В стали, микролегированной бором, в силу частич­ ного растворения борокарбида железа в мартенсите от­ мечается повышенная концентрация железа. О том, что бор понижает концентрацию железа в мартенсите, свиде­ тельствует значительное уменьшение концентрации же­ леза в отпущенной стали в связи с выделением борокар­ бида железа.

Микроискажения III рода, связанные с миграцией атомов, возникающей в микрообъемах, соизмеримых с субзернами, в большинстве случаев микролегирования мало изменяются (рис. 40). Значительное снижение микроискажекий III рода наблюдается в сталях, микролегированиых суммой РЗМ и церием в закаленном состоя­ нии и суммой РЗМ и молибденом в отпущенном. Это

107

Д-ЮІСМ

Рис. 39. Влияние РМ и РЗМ на величину блоков ста­ ли Х17Н2:

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

Рис. 40. Влияние РМ и РЗМ на напряжение III рода литой мартенситной стали ХІ7Н2:

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

108

можно объяснить тем, что РЗМ способствуют диффузи­ онным процессам, облегчая их протекание. В результате этого при отпуске стали и отмечается наиболее эффек­ тивное влияние РЗМ на процессы коагуляции. В стали с молибденом 1,5—3,0% повышение микроискажений III рода происходит из-за выделения интерметаллида.

Измерения плотности дислокаций показали, что мик­ ролегирующие добавки почти не влияют на распределе­ ние и количество дислокаций, т. е. в кристаллической

а.кх

Рис. 41. Влияние РМ и РЗМ на постоянную кристаллической ре­ шетки стали Х17Н2.

структуре микролегированной стали не возникают допол­ нительные дефекты. Дислокационно-вакансионная струк­ тура почти не изменяется с увеличением количества до­ бавок.

Влияние РМ на кристаллическую структуру стали Х17Н2 связано не только с рафинированием. Изменение параметра закаленной и отпущенной стали показало, что РМ изменяют параметр объемноцентрированкой ре­ шетки (рис. 41). Следовательно, РЗМ, хотя и незначи­ тельно, но все же растворяются в твердом растворе а- железа с образованием раствора замещения. Особенно значительным оказывается влияние неодима.

Параметр стали, микролегированной неодимом, уве­ личивается в такой же степени, как и у стали с 1% молибдена. Увеличение параметра кристаллической ре­ шетки отпущенного мартенсита было получено также в стали, микролегированной 0,005% бора. Учитывая различ­ ную величину атомных радиусов (табл. 15) молибдена,

109

хрупкого разрушения является выделение карбидов по границам 6-феррит—мартенсит. При микролегировании стали Х17Н2 РЗМ и бором, во-первых, достигается рав­ номерное их распределение между фазами и их грани­ цами раздела, во-вторых, более полно проходят коагу­ ляционные процессы при тех же температурах отпуска, что и в немикролегированной стали.

Завершение процессов коагуляции в микролегированпой стали при термической обработке также способству-

а-Ю'^грод'’

6 — сталь Х17Н2, мнкролегнрованная 1% молибдена.

ет значительной стабилизации структуры мартенситной стали в условиях эксплуатации ее при повышенной тем­ пературе (400—500° С). Изучение влияния РЗМ и бора на стабильность структуры и размеров, как важного технологического фактора, производилось в интервале температур 20—1000° С методом определения коэффи­ циента линейного расширения. Коэффициент линейного расширения а определялся дилатометрическим методом на вакуумном дифференциальном дилатометре типа Шевенара при увеличении 290. По результатам измере­ ний были построены кривые зависимости термического расширения от температуры (рис. 42).

Из приведенных данных следует, что микролегирую­ щие добавки РМ существенно уменьшают максимум его

111

Падения при фазовом превращении. Причем наибольшее влияние оказывают лантан и молибден. По степени влия­ ния на коэффициент линейного расширения микролеги­ рующие добавки РМ можно расположить в следующий ряд: молибден—лантан—церий—неодим.

Данные коэффициента линейного расширения свиде­ тельствуют о том, что в структуре стали при температу­ рах фазового превращения будут возникать меньшие по величине фазовые напряжения, чем в исходной стали. Это должно уменьшить анизотропность, свойственную литой стали Х17Н2, и повысить стабильность структуры и размеров изготовляемых из нее изделий.

6. Физические, механические и коррозионные свойства стали Х17Н2, ынкролегпрованной редкоземельными металлами и бором

Коэрцитивная сила образцов определялась на баллисти­ ческом магнитометре по формуле Hc — kl, где / — раз­ магничивающая сила тока в амперах; k — постоянная соленоида, равная 0,96.

Измерения электросопротивления образцов (ЗХ ХЗО мм) производилось на комбинированном мосте Вит- стона—Томсона с компенсационной схемой. Методика измерений изложена в параграфе 1 гл. V.

Результаты измерений коэрцитивной силы Нй и удельного электросопротивления р приведены на рис. 43 и 44. Как видно из рисунков, в неравновесном состоянии величина удельного электросопротивления стали, мнкролегированной церием, лантаном, неодимом, бором и мо­ либденом, выше, а коэрцитивная сила ниже, чем в исход­ ной стали. Исключения составляют добавки молибдена свыше 1,5%, которые увеличивают значение коэрцитив­ ной силы стали.

Повышение удельного электросопротивления стали Х17Н2 в закаленном состоянии при микролегированин РМ, по всей вероятности, связано с растворением кар­ бидных соединений при температуре нагрева под закал­ ку и дополнительным легированием твердого раствора основными компонентами. В результате увеличения ле­ гированное™ твердого раствора удельное электросопро­ тивление возрастает. В стали, легированной молибденом, удельное электросопротивление при закалке почти не из-

112