книги из ГПНТБ / Микролегирование литых жаропрочных сталей

Г л а в а II

ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ ОТЛИВОК ИЗ СТАЛИ МАРТЕНСИТНОГО КЛАССА,

МИКРОЛЕГИРОВАННОЙ РЕДКОЗЕМЕЛЬНЫМИ МЕТАЛЛАМИ И БОРОМ

1.Влпяпие редкоземельных металлов

ибора на характер кристаллизации стали Х17Н2

Изучение процесса затвердевания стали Х17Н2 (рис. 12) показывает, что РЗМ незначительно (примерно на 12° С) смещают вниз положение линий ликвидуса и солидуса на диаграмме равновесия сплава Х17Н2 и углерода. По­ этому при одинаковых температурах жидкого металла

Рис. 12Кривая охлаждения стали Х17Н2Л:

при заливке форм микролегированная сталь характери­ зуется большей жидкоподвижностыо и более длительное время находится в жидком и жидкотвердом состоянии, чем немикролегированная. Эксперименты с закалкой ампул с жидким металлом от температур 1550—1560° С подтвердили характер влияния добавок на процессы кристаллизации стали при микролегировании РЗМ (0,7—0,9%) и бором (0,05%). Направление роста кри­ сталлов при такой большой скорости затвердевания, как при закалочно-структурном методе (закадка в воде ид

42

жидкого состояния), в основном, не упорядочено и име­ ет слабо выраженную тенденцию роста от периферии к центру. В структуре микролегированной стали Х17Н2, по­ лученной закалочно-структурным методом в капилляре диаметром 2 мм, объем б-твердого раствора в 1,5 раза больше, чем в немикролегированной стали.

Количество жидкости, закристаллизовавшейся в виде кристаллоз у-фазы в микролегированной стали, соответ­ ственно в 1,5 раза меньше, чем в немикролегированной. Наиболее тормозящее влияние на процесс кристаллиза­ ции стали Х17Н2 в капилляре диаметром 2 мм оказывают лантан и церий, эффективно снижающие температурный интервал ее кристаллизации.

Зная температуры ликвидуса и солидуса, можно вы­ числить температуру кристаллизации стали Х17Н2. Тем­ пература кристаллизации определяется как среднее арифметическое из значений температур ликвидус и со-

= 1483° С.

Следовательно, РЗМ снижают температуру кристал­ лизации стали Х17Н2 примерно на 16° С. С увеличением диаметра капилляра от 2 до 6 мм влияние церия изменя­ ется, а у лантана и мишметалла остается таким же. Так, в стали, микролегированиой церием, незначительное уменьшение скорости охлаждения приводит к увеличе­ нию скорости кристаллизации по сравнению с немикро­ легированной сталью. При еще более резком уменьше­ нии скорости охлаждения отливки (до 0,006 см/сек), на­ пример, в случае затвердевания стали в песчаных формах, характер влияния РЗМ значительно изменяется

(рис. 13—16).

При резком уменьшении скорости охлаждения РЗМ и бор существенно повышают скорость кристаллизации, что сопровождается увеличением количества мартенсит­ ных кристаллов. Особенно эффективным оказывается влияние неодима и бора. Причем действие неодима и бора на параметры кристаллизации значительно не толь­ ко при затвердевании в песчаной форме, но и при макси-

43

Рис. 13. Структура литой стали Х17Н2 без микролегирующих добавок при различных ско­ ростях охлаждения (Х120):

з — закалочно-структурный метод,

Рис. 14. Структура литой стали Х17Н2, мнкролегироваиноп 0,6% лан­ тана без термической обработки, полученной при различных скоростях охлаждения (XI20):

а — закалочно-структурным методом, 0 б мм; б — в песчано-глшщстой форме,

0 20 ММ.

мальной скорости охлаждения отливки (закалочно­ структурный метод).

Условно скорость кристаллизации можно оценить по формуле Б. Б. Гуляева [48J

,2,85

2xd3 ’

где / — скорость возникновения центров кристаллиза­ ции; k3— коэффициент затвердевания; для стали в пес­ чаной форме /г3 = 0,6 лг/‘шс1,2=ОД см/сек112-, d — размер зерна в направлении, параллельном поверхности охла­ ждения, см; X — расстояние от поверхности отливки, см.

Так как постоянная затвердевания k3 для образцов, резко охлажденных в кварцевых ампулах, неизвестна, определяем отношение ///г32, где /ез2 — постоянная вели­ чина для всех исследуемых плавок. По величине I/k32 можно относительно судить о скорости возникновения центров кристаллизации. Результаты расчетов скорости возникновения центров кристаллизации стали с микро­ легирующими добавками показывают, что все РЗМ по­ вышают скорость возникновения центров кристаллиза­ ции стали в песчаной форме на порядок, а неодим и бор даже на два порядка. С уменьшением скорости охлаж­ дения, например при затвердевании в песчаной форме (о = 0,006 см/сек), количество ö-твердого раствора умень­ шается, а количество колоний мартенситных игл увели­ чивается. Причем минимальные размеры мартенситных игл наблюдаются при максимальной скорости охлаж­ дения.

Характер кривых охлаждения показывает, что РЗМ не только сдвигают, но и изменяют положение и направ­ ление перегибов, а следовательно, и порядок выделения кристаллизующихся фаз.

Согласно диаграмме состояния системы Х16Н2—С сталь Х17Н2 кристаллизуется с образованием аустенита и мартенсита. Характер кривых охлаждения при сопо­ ставлении с диаграммой состояния и микроструктурны­ ми исследованиями позволяет судить об очередности об­ разования кристаллов б- и у-фаз из жидкого состояния. При температуре 1530° С в исходной и при 1510° С в мик­ ролегированной стали начинает выделяться б-твердый раствор. Количество б-твердого раствора увеличивается

45

Рис. 15. Структура литой стали Х17Н2, микролегнрованной нео­ димом (0,9%) без термической обработки, полученной при раз­

личных скоростях охлаждения

(X120):

а — закалочно-структурный метод,

Рис. 17. Форма растущих кристаллов в немикролегированной стали Х17Н2 при охлаждении закалочно-структурным методом:

я — столбчатые кристаллы; б — древовидные кристаллы (дендриты) (Х10 000).

при понижении температуры примерно до 1490° в исход­ ной и до 1478° С в микролегированной сталях. Начиная с температуры 1484° С в исходной и с 1472° С в микролеги­ рованной сталях, образуется у-твердый раствор. Этот период является незначительным. Вслед за ним насту­ пает период перекристаллизации. Здесь в результате перитектической реакции между 6-фазой и жидкостью об­ разуется аустенит. Это наиболее продолжительный по времени период, характеризуемый уменьшением количе­ ства жидкости за счет образования аустепитио-мартеи- ситных кристаллов.

Перитекгическая реакция осуществляется в интерва­ ле температур вплоть до 1468° С в исходной и до 1456° С в микролегированной сталях. С дальнейшим понижением температуры происходит затвердевание стали в двухфаз­ ной области. Результаты электронномикроскопических исследований влияния РЗМ и бора на морфологию мар­ тенситных кристаллов показали, что эти добавки корен­ ным образом изменяют формирование и рост кристал­ лов. Для немикролегированной стали характерно обра­ зование преимущественно столбчатых и древовидных кристаллов (рис. 17). Однако в некоторых участках структуры встречаются кристаллы с едва выраженной огранкой. Преимущественно по границам раздела, а иногда и в осях дендритов немикролегированной стали располагаются неметаллические включения.

Особенностью влияния РЗМ и бора на морфологию кристаллов является образование их видоизмененных форм. Основная масса кристаллов характеризуется отсут­ ствием иглообразных форм и появлением огранки. В от­ дельных кристаллах не все возникающие грани получают должное развитие, поэтому наблюдается преимуществен­ но рост отдельных граней и их конкуренций (рис. 18). В других кристаллах возникшие грани развиваются примерно с одинаковой скоростью и кристалл получает сферический вид (рис. 19). Гак, в стали, микролегиро­ ванной неодимом и бором, кристаллы приобретают на­ столько большую огранку, что становятся изометричными. Несмотря на ярко выраженную равноосность, в мик­ ролегированной стали у некоторых кристаллов на­ блюдается ветвистость и рост нового кристалла на грани ранее образованного (рис. 20). Возможности рос­ та кристаллов часто предопределяют их форму. Так,

48

Рмс. 19. Формирование изометрических кристаллов в микролегпрованной стали Х17Н2 при охлаждении закалочно-структурным ме­

тодом:

а — 0,95% неодима; 6 — 0,7% мишметалла (X 10 000).

Рис. 20. Ветвистые формы роста кристаллов в микролегированной стали при охлаждении закалочно-структурным методом:

о — 0,9% лантана; 6 — 0,6% церня (Х10 000).

4—738

растущие навстречу друг другу кристаллы характеризу­ ются избирательной скоростью роста отдельных граней. Результатом такого роста является сопряжение кристал­ лов и врастание их один в другой. Свободный рост кристаллов с относительно одинаковой скоростью роста граней характеризуется более обтекаемыми формами, в результате чего наблюдаются огибания кристалла дру­ гим кристаллом и равнонаправленное формирование равноосных зерен. В некоторых случаях, как например, в стали, микролегированной лантаном, в структуре встречаются колонии кристаллов со ступенчатым ростом граней (рис. 21).

Многообразие форм кристаллов и изменение нх мор­ фологии при микролегировании свидетельствует о том, что РЗМ и бор существенно изменяют условия кристал­ лизации стали Х17Н2. Из изучения элементарных про­ цессов роста кристаллов следует, что основными факто­ рами, влияющими на формообразование кристаллов, являются: степень пересыщения матричного раствора, наличие примесей, температура, скорость охлаждения и свободная энергия системы.

Необходимым условием существования равновесной формы кристаллов является минимум свободной энер­ гии d(oiSi)=0 (Т, Р, V — const).

Согласно теореме Вульфа

~=ҢТ,Р, V)},

где оі — удельная свободная поверхностная энергия; Si — площадь граней и кристалла; hi — длина грани кристалла.

Из теоремы следует, что для уменьшения величины граней кристалла необходимо, чтобы соответственно уменьшилась удельная свободная поверхностная энергия системы. В табл. 9 приведены критерии поверхностной активности элементов [55, 61, 130], входящих в состав стали. Как видно, РЗМ имеют наименьшую свободную поверхностную энергию по сравнению с другими компо­ нентами стали. И поэтому в расплаве чистого железа РЗМ и бор понижают его поверхностное натяжение. Сле­ довательно, можно считать, что РЗМ, как поверхностно­ активные, будут снижать и поверхностную энергию мно­ гокомпонентной системы на основе железа и тем самым уменьшать размеры граней кристалла [70, 74].

50