книги из ГПНТБ / Микролегирование литых жаропрочных сталей
..pdfИзучение морфологии карбидных выделений приво дит к предположению, что грубые карбидные выделения в центральных зонах межосных и междендритных участ ков и крупные выделения карбидов по границам первич ных аустенитных зерен образуются в высокотемператур ные периоды кристаллизации и охлаждения стали, тогда как более мелкие геометрической формы карбиды, рас положенные по периферии межосных и междендритных участков — в более поздние периоды и при более низкой температуре.
Сопоставление условий охлаждения стали из жидкого состояния, даже в случае небольшой скорости, и то об
стоятельство, что карбиды правильной |
геометрической |
формы получены из дендритных форм |
[188, 235] после |
длительных (более 1000 ч) выдержек |
при температу |
рах 650—750° С, позволяют сделать вывод, что наблю |
даемые авторами карбиды правильной геометрической формы не являются продуктом изотермического превра щения дендритных форм. В рассматриваемом случае карбиды по границам зерен и в междендритных и меж осных участках растут как частицы правильной геомет рической формы, причем в областях, затвердевающих в последнюю очередь, например в центральных зонах ликвационных участков, достигают весьма крупных разме ров. Очевидно, возникновение нестабильных карбидных частиц дендритной формы в указанных структурных областях можно объяснить неравномерностями охлажде ния и возникающими тепловыми флуктуациями.
В представлении исследователей о природе границ кристаллитов литых сталей нет единого мнения [122, 123]. Граница микрозерна, представленная на рис. 50, по наблюдениям авторов полностью соответствует гра нице макрозерна. Очень часто, особенно при медленном охлаждении стали из жидкого состояния, граница имеет характерное зубчатое строение. Можно ли сказать, что граница первичного аустенитного макро- и микрозерна совпадает с местом срастания дендритных кристалли тов? Результаты исследования, проведенного авторами, позволили сделать заключение, что совпадение границы зерна с зоной срастания дендритных кристаллитов встречается гораздо чаще, чем несовпадение. Речь идет о кристаллизации стали без введения микролегирующих добавок. Последние, как будет показано ниже, вызыва
133
ют значительные изменения литой структуры стали. Про извольное расположение границы относительно дендрит ных форм, которое имеет место в отдельных случаях, вызвано, на взгляд авторов, усадочными напряжениями или выравниванием границы в отдельных местах по при чине частичной собирательной рекристаллизации.
Данные исследования литой структуры стали 1Х23Н18 показали, что более правильно применять по отношению к наблюдаемой границе аустенитного зерна термин «граница первичного аустенитного зерна» [22]. Использование термина «вторичная полигонизациоиная граница» [122, 123], по мнению авторов, неприменимо для данного случая.
Наибольшее количество несовершенств кристалличе ской структуры и дефектов литого металла сосредотачи вается в пограничных зонах дендритных кристаллов. По этому наиболее вероятно предположить, что образую щаяся в металле граница должна проходить в основном по междендритным участкам, а не располагаться произ вольно по отношению к дендритным формам литой структуры, как это утверждается в [122, 123].
"Результаты мпкроструктурных исследований, прове денных авторами, показали, что для структуры стали 1Х23Н18 I варианта в литом состоянии характерны гру бопластинчатые выделения карбидов по границам зерен. В структуре стали III варианта такие выделения по границам зерен отсутствуют, и в этом варианте более четко прослеживается закономерность в прохождении границ зерен по междендритным и межосным участкам, чем в I и II вариантах.
Появление вторичных, пли полигопизашюпиых, гра ниц в однофазных твердых растворах, не претерпеваю щих полиморфных превращений, является следствием процесса полнгонизации или упорядочения несовер шенств кристаллической решетки. В [122] отмечается, что большая скорость охлаждения сплава от температур затвердевания должна до некоторой степени препятство вать выстраиванию дислокаций в правильные ряды, т. е. частично или полностью подавлять процесс полигонизации. В данном случае авторы должны были наблюдать хотя бы частичное подавление процесса образования границ зерен в структуре стали III варианта, охлажден ного с большой скоростью из жидкого состояния, если
134
считать, что наблюдаемая граница зерен — полигонизационная. Однако это не наблюдалось. Считается также, что развитие различных форм микронеоднородностн тор мозит процесс полигонизации. Для полученных значений скоростей охлаждения структура стали III варианта, охлажденной с большой скоростью, является более одно родной, чем структура стали I варианта, охлажденной с меньшей скоростью, но обладающая более высокой сте пенью микронеоднородности. Поэтому получается, что подавление процесса полигонизации нужно ожидать для I и III вариантов. Это положение противоречиво и не подтверждается, т. е. при исследовании не наблюдалось подавление процесса образования границ зерен ни в I, ни в III варианте.
Авторы наблюдали процесс полигонизации на стали типа Х18АГ16 [2], содержащей примерно 0,4% азота. При содержании азота до 0,3% в структуре стали наблю даются выделения 6-феррита, препятствующие прохож дению процесса полигонизации, т. е. упорядочению ли нейных несовершенств и выстраиванию их в пространст венные ряды. При увеличении количества введенного азота до 0,4% и более сталь становится почти полностью аустенитной (рис. 57) и полигонизационная граница, ориентированная произвольно по отношению к заметным еще междендритным и межосным участкам, начинает проявляться в отдельных областях. Хромомарганцевая сталь с азотом претерпевает, подобно стали типа 1Х18Н9, высокотемпературное превращение. Поэтому авторы склонны считать, что понятие «полигонизация» [122, 123] так же, как и «грануляция» [22], необходимо связывать с высокотемпературным полиморфным пре вращением 6—>-у, если речь идет о структуре стали в ли том состоянии.
Однако первичная граница аустенитного зерна — не единственный вид границы, обнаруженной авторами в литой структуре стали 1Х23Н18. В зависимости от сте пени неоднородности в распределении упрочняющей кар бидной фазы может развиваться вторичная граница, осо бенностью которой является более тонкое строение по сравнению с первичной границей. Вторичная граница, как правило, проходит через ликвационные междендрит ные и межосные участки, деля аустенитное зерно на суб зерна или блоки. Так же, как и на границе первичного
135
Рис. 55. Участок границы первичного аустенитного зерна со следами карбидных выделений вдоль линии границы (2500X5).
Рис. 56. Участок границы первич |
Рис. 57. Вторичная полигопиза- |
|
ного аустенитного зерна с карбид |
ционная граница |
в структуре |
ными частицами правильной фор |
литой аустенитной |
стали типа |
мы. Травление по методу Б |
1Х18АГ16 [4] (XI00). |
|
( X 2000)• |
|
|
|
|
|
I |
• ' |
М ;* |
А |
*1 |
|
|
t .. |
■ |
Рис. 58. Структура стали 1Х23Н18 (I вариант, II серия) в литом со стоянии после травления по методу Б (X 100).
зерна, на вторичной границе наблюдаются выделения частиц карбидной фазы, однако в гораздо более диспер сном виде.
На рис. 58 показана структура стали 1Х23Н18 I вари
анта |
II |
серии, отличающейся от стали I серин |
(см. |
рис. |
50, |
а) более высоким содержанием углерода. |
Одной |
стрелкой отмечена первичная граница аустенитного зер на, двумя стрелками — вторичная граница. В исходном варианте стали без микролегирующих добавок вторич ная граница появляется в виде отдельных незамкнутых отрезков. Как будет показано ниже, тенденция развития вторичных границ будет ослабляться или усиливать ся под действием микролегирующих добавок, способст вующих соответственно более равномерному распреде лению карбидной фазы или усиливающих структурную неоднородность.
2. Изменение дендритной структуры и величины зерна стали 1Х23Н18
под влиянием микролегнрующих добавок церия и бора
Характер изменения литой структуры стали 1Х23Н18 под воздействием добавок церия и бора нельзя считать пол ностью установленным. Имеющиеся данные относитель но дисперсности литой структуры и размера зерен аусте нита [13, 80, 85, 125, 136, 146, 195, 208] противоречивы
(особенно в отношении влияния бора), поскольку получе ны в различных условиях кристаллизации стали, а в неко торых случаях — и при разных режимах ввода добавок.
Согласно [195], введение 0,2% церия в сталь Х23Н18 позволяет получить мелкокристаллическую равноосную структуру без зоны столбчатых кристаллов, тогда как при добавках 0,1 и 0,35% церия структура состоит из длинных и тонких столбчатых кристаллитов.
В работе [80] при добавке 0,2% церия структура ста ли почти не отличается от исходной без микролегирова ния и аналогична той, которая наблюдается при введе нии церия в расчетных количествах 0,1; 0,15 и 0,30%. Причем уменьшения зоны столбчатых кристаллов почти не наблюдается. Наибольшее увеличение зоны равно осных кристаллов зафиксировано при добавке 0,05% церия, в этом же случае замечено резкое уменьшение размеров кристаллов. Авторы [80] отмечают, что при
137
введении церия в расчетном количестве 0,2% в сталь 0Х23Н18 величина дендритов не изменилась, однако сталь с церием характеризуется наличием большего ко личества осей высших порядков, меньшей толщиной осей и менее развитыми межосными областями, т. е. уве личением дисперсности дендритной структуры.
Таким образом, все исследователи отмечают измель чение литой структуры стали 1Х23Н18 под воздействием добавок церия, однако количество введенного церия, вы зывающее самое интенсивное модифицирующее воздей ствие на структуру, во всех случаях различно. Модифи цирующее воздействие церия связывают как с его по верхностной активностью, так и с образованием допол нительных центров кристаллизации в виде тугоплавких продуктов взаимодействия церия с примесями стали.
В отношении поверхностной активности бора в аусте нитной хромоникелевой стали существуют прямо проти воположные мнения. При исследовании [85, 146] влия ния бора в количествах от 0,007 до 1,2% на структуру и свойства аустенитной стали Х15Н20 установлено, что бор снижает поверхностное натяжение стали и является по
верхностно-активным |
веществом. |
Введенный |
в |
сталь |
в количестве 0,06—0,1% бор препятствует |
столбча |
|||
той кристаллизации |
и размельчает |
зерно стали. |
При |
введении бора выше 0,15% микроструктура стали снова приобретает столбчатое строение и более крупное зерно.
В работах [13, 136] сообщается, что результаты спе циального исследования бора в интервале концентраций 0,0005—0,10% в расплавах чистого железа и стали 1Х23Н18 при 1600° С показали, что бор не является по верхностно-активным компонентом. Не было замечено и измельчения литой структуры стали 1Х23Н18 с добавка
ми бора.
На основании данных о высокотемпературных свой ствах, а именно об относительном сужении, авторы [136] делают вывод, что бор упрочняет границы зерен литой стали. С помощью электроиномикроскопического и элек тронографического методов установлено, что определен ная доля бора, вводимого в сталь, может быть связана
ввиде нитридов BN.
Вработе [125] не сообщается об изменении величи ны зерна сталей 0Х23Н18 и 1Х23Н18 под влиянием
0,005% бора. В результате введения бора значительно
138
Рис. 59. Микроструктура поперечных разрезов подприбыльной части отли вок стали 1Х23Н18 I варианта:
а - б е з добавления Се; 0 -0 ,1 % Се; о - 0,2% Се; г - 0,3% Се; 0 - 0,0045% В; е - 0,009% В.
улучшена пластичность стали при горячей деформации. Если в стали без бора карбидная фаза располагалась сплошной сеткой по границам зерен, то в стали с бором карбиды располагаются по границам в виде коагулиро ванных частиц при всех температурах пластической об
работки.
Нами исследовалось влияние различных добавок це рия и бора на структуру стали 1Х23Н18 I, II и III вариан тов, охлажденной с различной скоростью из области тем ператур жидкого состояния. Химический состав опытных
|
|
Скорость крнс- |
|
|
Химический состав опытных |
|
Вариант, серия |
|
|
|
|
||
таллнзацнн |
С |
S1 |
Мп |
Сг |
||
|
|
стали, см{мин. |
||||
I |
вариант, |
« 3 |
0,09 |
0,46 |
0,74 |
22,3 |
I |
серия |
|
0,11 |
0,80 |
1,16 |
23,7 |
I |
вариант, |
« 3 |
0,12 |
0,50 |
0,79 |
22,0 |
11 |
серия |
|
0,15 |
0,60 |
1,00 |
23,7 |
II |
вариант |
«21 |
0,10 |
0,51 |
0,92 |
22 |
|
|
|
0,11 |
0,93 |
1,02 |
22,5 |
III вариант |
«100 |
0,09 |
0,6 |
1,72 |
24,36 |
плавок и расчетные количества вводимых добавок для каждого варианта показаны в табл. 16.
На рис. 59 представлена макроструктура поперечных темплетов, вырезанных из подприбыльной части отливок стали 1Х23Н18 I варианта, залитых в горячие керамиче ские формы, с микролегирующими добавками церия и бора. Макроструктура исходного варианта с развитой зоной столбчатых кристаллитов показана на рис. 59, а. Отчетливо заметно уменьшение зоны столбчатых крис таллов при увеличении количества вводимого церия, при 0,3% Се она практически отсутствует, а зона мелких рав ноосных кристаллитов распространяется почти по всему сечению.
При введении церия значительно увеличивается дис персность дендритной структуры. Для оценки величины
дисперсности было измерено количество осевых и меЖосных участков на единицу длины. Дисперсность денд
ритной |
структуры |
исходной |
стали — 28, стали с |
0,1% |
|||||||
Се — 33, стали |
с |
0,2% Се — 37, стали |
с |
0,3% Се — 41. |
|||||||
Методом парной корреляции установлена зависимость |
|||||||||||
между |
дисперсностью |
дендритной |
|
|
структуры |
стали |
|||||
1Х23Н18 I варианта — d |
и количеством введенного |
це |
|||||||||
рия К(се) при |
коэффициенте |
корреляции |
г= 0,82: |
d= |
|||||||
= 43 Д (се) + 28. |
|
|
|
|
|
|
|
Т а б л и ц а |
16 |
||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||
плавок стали |
1Х23Н18, вес.% |
|
|
Расчетное количество вводимой до- |
|||||||
|
|
|
|
|
|||||||
Ni |
S |
|
Р |
|
|
|
|
бавки, % |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||
17,7 |
0,010 |
|
0,020 |
0,1 Се; 0,2 Се; 0,3 Се |
|
|
|||||
19,2 |
0,012 |
|
|
|
0,0045 В; 0,009 В; 0,2 Се; |
|
|
||||
17,6 |
|
0,014 |
|
|
|||||||
19,6 |
|
|
|
|
0,007 В+0,2 Се |
|
|
||||
16,4 |
0,016 |
|
0,017 |
0,2 Се; |
0,6 Се; |
1,2 Се; |
|
|
|||
17,4 |
|
|
|
|
0,0045 В; |
0,009 В; 0,0135 В; |
|
||||
|
|
|
|
|
0,2 Се+0,0075 |
В |
|
|
|||
19,2 |
0,004 |
|
0,006 |
0,1 Се; |
0,2 Се; |
0,25 Се; |
|
|
|||
|
|
|
|
|
0,4 Се; |
0,7 |
Се; |
0,8 Се; |
|
|
|
|
|
|
|
|
1,2 Се; 2,4 Се; 0,0035 В; |
|
|
||||
|
|
|
|
|
0,006 В; 0,0072 В; |
|
|
||||
|
|
|
|
|
0,008 В; |
0,011 В; |
|
|
|||
|
|
|
|
|
0,012 В; |
0,018 В |
|
|
Пользуясь этим соотношением, можно рассчитать дисперсность дендритной структуры стали 1Х23Н18 для условий охлаждения I варианта при любом количестве вводимого церия из области значений, близких к исполь зованным.
Введение в сталь бора в количестве 0,0045% вызыва ет уменьшение размеров макрозерна и уменьшение зоны столбчатых кристаллитов (рис. 59, д). Дальнейшее уве личение количества вводимого бора до 0,009% (рис. 59, е) вызывает рост макрозерна до значений, близких к ис ходным. Дисперсность дендритной структуры при этом остается практически неизменной. Макроструктура ста ли, микролегированной комплексно церием и бором, ма ло отличается от варианта с 0,009% В. В центральной части отливок, в отличие от медленно остывающей под прибыльной, влияние добавок церия на макроструктуру
140 |
141 |
Сказывается не так сильно, однако общая тенденция к сокращению зоны столбчатых кристаллитов и измельче
нию макрозерна сохраняется (рис. 60).
Характер изменения структуры изломов стали I вари анта под влиянием добавок церия и бора, изученный на образцах после ударных испытаний при комнатной тем пературе, представляет полную аналогию с характером изменения макроструктуры (рис. 61); во всех случаях излом является межзерениым. На рис. 61, а , б , е и ж излом имеет своеобразные для литой стали участки, где разрушение произошло по кристаллическим образовани ям, напоминающим столбчатые кристаллиты дендритной структуры — так называемый шестоватый излом. При исследовании влияния церия прослеживается та же тен денция к уменьшению зоны столбчатых кристаллитов и к измельчению структуры излома (рис. 61, б и г). В изме нении структуры под влиянием добавок бора наблюда ется та же закономерность: при введении 0,0045% В зерно в изломе мелкое (рис. 61, д ), при 0,009% В поч ти такое же, как в исходном состоянии.
Поскольку, как отмечалось раньше, понятия макро- и микрозерна для данного случая идентичны, величина микрозерна изменяется аналогичным образом под влия нием добавок церия и бора. На рис. 62 и 63 показано из
менение средней плош.ади ( F ) |
зерна аустенита, подсчи |
||
танной по |
методу Джеффриса |
[134], |
в зависимости ог |
количества |
введенной добавки |
церия |
и бора для всех |
трех вариантов стали 1Х23Н18 (см, табл. 16).
Вариант I стали, выплавленной в производственных условиях, имеет небольшой набор дооавок, близких по расчетному количеству. Увеличение добавки Се в этом варианте от 0,1 до 0,3% ведет к последовательному уменьшению величины аустенитного зерна, 0,3% церия вызывает уменьшение площади аустенитного зерна в шесть-семь" раз по сравнению с исходным. Примерно в четыре раза уменьшается площадь аустенитного зерна при введении 0,0045% бора (рис.^63). При увеличении расчетного количества вводимой добавки бора до 0,009% величина аустенитного зерна становится не сколько выше исходной. В случае замедленного охлаж дения в горячих керамических формах стали I варианта наблюдается наиболее интенсивное воздействие бора на величину зерна по сравнению с другими вариантами.
142
Рис 60. Макроструктура рабочей части литых лопаток в поперечном сечении:
а -0,1% Се; 6 — 0,2% Се; а — 0,3% Се.