книги из ГПНТБ / Микролегирование литых жаропрочных сталей
..pdfку, либо резко ее уменьшают. Основной причиной резко го уменьшения количества б-феррита в стали, микроле гированной РЗМ до 0,5 и бором до 0,006%, являются не смещения в диаграмме состояния, а процессы кристал лизации и формирования зернистой структуры слитка. Этот вывод сделан на основании следующего положения:
1. Бор почти не изменяет критические точки Ас, и Ас,, но резко сокращает количество б-феррита в стали.
Рис. 25. Изменение формы <5- феррнта в стали Х17Н2 опытнопромышленных плавок при мпкролегировании церием (б) (0,15%) и бором (б) (0,003%) (Х450):
а — иемикролегііроваішая сталь.
2. Молибден при малых количествах (<0,5%) повы шает критическую точку .ЛГз, а при больших — понижа ет. Однако количество б-феррита в структуре стали, ле гированной молибденом, все время повышается с увели чением количества введенной добавки.
Судя по тому, что молибден, в зависимости от введен ного количества, по-разному влияет на критические точ ки, можно ожидать подобного поведения и от РЗМ и бора. Предположение это возможно в связи с тем, что
71
по электронному строению молибден сходен с РЗМ, на пример, неодимом. С этой целью в сталь Х17Н2 были введены относительно большие количества РЗМ (до 3%)
и бора (до 0,15%).
Целесообразность введения больших количеств РЗМ (до 3%) связана еще и с тем, что, вследствие значитель ной ликвации, даже при незначительных их количествах (<0,5%) в стали возможно образование микрообъемов с минимальной и максимальной концентрацией РЗМ. Так как РЗМ и бор весьма ограниченно растворимы в твердых растворах а- и у-железа, с увеличением их вве денного количества до 3% никаких изменений в диаграм ме состояния не должно происходить. Поэтому структу ры стали, микролегированной РЗМ (^ 1 ) и бором, после отпуска в интервале температур (200—710° С) не долж ны отличаться. Термическая обработка образцов произ водилась по следующему режиму: закалка, закалка — низкий отпуск, закалка — высокий отпуск (табл. 11).
Т а б л и ц а 11
Температура нагрева
Т.°С при отпуске
Температура нагрева под за калку Т, °С
низком высоком
970 |
280 |
580 и 710 |
|
990 |
— |
— |
|
1010 |
280 |
580 и 620 |
|
1030 |
280 |
580 |
|
1050 |
280 |
580 |
|
1010 |
— |
— |
|
1050 |
— |
— |
|
П р и м е ч а н и е . |
Закалка |
(вы |
|
держ ка— 2,5 часа, |
среда— масло); |
от |
|
пуск (выдержка—2,5 часа, воздух). |
|
РЗМ не изменяют твердости стали, закаленной от различных температур. Никаких изменений не происхо дит и в характеристике твердости низкоотпущенной ста ли. Зато существенным оказывается влияние РЗМ на высокоотпущенную сталь (7ОТП580 и 630° С). Так, в ста ли, микролегированной 1,5 и 3,0% мишметалла, по срав нению с немикролегированной при температуре отпуска
580° С и 630° С твердость поднимается от 34 до 39 ед. по
HRC (Тот — 580° С) и от 38 до 42 HRC (Готп — 630° С ).
Однако дальнейшее увеличение добавки РЗМ до 3% вы зывает наоборот резкое падение твердости от 34 HRC до 30 HRC. С повышением температуры отпуска макси мум подъема твердости при 1,5% мишметалла уменьша ется. При повышении температуры отпуска до 710° С твердость стали, микролегированной как 3,0, так и 0,7 и 1,5% мишметалла, падает от 22 до 16ч-12 кГ/мм2, т. е. примерно на 30—50%. Причем относительно более низ кая твердость наблюдается не только в стали, микролегированиой мишметаллом, но и лантаном (0,95%), бо ром (0,05%). Иначе ведут себя стали, микролегированпые церием (0,6%) и неодимом (0,95%). Твердость таких сталей выше, чем немикролегированной на 6—8 ед., т. е.
на 20—30%.
Малые же добавки РЗМ и бора почти не изменяют твердости стали при высоких температурах отпуска (710° С), а также после закалки. Таким образом, изме рение твердости сталей, мнкролегированных различным количеством РЗМ и бора и подвергнутым различным ре жимам термической обработки, свидетельствует о том, что РЗМ и бор влияют на процессы фазовых превраще ний. Однако при малых добавках (до 0,45%) эффект этот выражен слабо. Введение значительных количеств РЗМ и бора позволило установить особое влияние мик ролегирующих элементов на процессы коагуляции в районе температур 580—600° С.
|
В стали, легированной молибденом |
(0,5—3%), |
твер |
|||
дость в высокоотпущенном состоянии |
возрастает |
при |
||||
мерно на 20% |
уже при самой малой |
добавке |
(0,5%). |
|||
С |
дальнейшим |
увеличением |
концентрации молибдена |
|||
до |
3% твердость остается |
неизменной. Зато |
в |
зака |
ленном состоянии твердость стали, легированной молибденом, примерно на 10% ниже, чем в немик ролегированной.
Сопоставляя данные твердости микролегированной и легированной стали Х17Н2, молено сказать, что пониже ние твердости в закаленном состоянии, очевидно, связа но с увеличением количества б-феррита (Мо — сталь), а повышение и понижение твердости при отпуске связано
с изменением состава и свойств карбидной фазы и мат рицы.
73
Микроструктурный анализ, проведенный при различ ных режимах термической обработки, позволил выявить влияние РЗМ и бора на количество, форму и распреде ление фазовых составляющих стали (рис. 26).
Как видно, для немикролегированной стали при всех температурах термической обработки характерно нали чие столбчатых кристаллов и дендритов, вследствие че го мартенсит и ö-феррит имеют вид вытянутых полос или колоний. В стали, микролегированной 1,5—3,0% РЗМ (мишметаллом), колонии мартенсита и ö-феррита отсут ствуют. 6-Феррит равномерно распределен в структуре в виде отдельных вкраплений. Причем в стали с 3% миш металла увеличивается как число включений, так и коли чество 6-феррита, по сравнению с 1,5% мишметалла. Можно предположить, что при введении в сталь РЗМ свыше 1,5% они выступают в роли ферритообразующих элементов подобно молибдену и хрому. Но, в отличие от стали с молибденом, феррит в микролегированной стали однородно распределен в структуре в виде отдельных небольших вкраплений. Очевидно, несмотря на относи тельно большие количества РЗМ (до 3%), сохраняется эффект их модифицирующего действия.
Исследование структуры стали, микролегированной различными РЗМ : Се, Nd, В (до 1%), показало их ана логичное действие на формирование мартенсита и 6-фер рита (рис. 27). Микролегирование уменьшает протяжен ность и количество б-феррита. Наиболее эффективным оказывается влияние неодима. В'стали, микролегированкой 0,95% неодима, заметны лишь отдельные вкрапле ния 6-феррита. Максимальный эффект оказывают РЗМ и бор при введении их в раскисленную сталь. В структу ре такой мнкролегированной стали 6-феррит присутству ет в незначительных количествах в виде очень мелких вкраплений. Судя по структурам после закалки (990° С и отпуска при 710° С), в раскисленной стали действие РЗМ и бора оказывается одинаково сильным, резко из меняющим форму, распределение и количество 6-фер рита.
Как велико может быть влияние РЗМ и бора на фор мирование зернистой структуры видно из того факта, что в отдельных микрообъемах имеет место образование со вершенно глобулярного феррита (рис. 28). Уменьшение добавки РЗМ до 0,15% и бора до 0,001% сохраняет эф-
74
Рис. 26. Структура немикролегированной (а, в) и микролегированной
мишметаллом {б, г) стали Х17Н2 после 600° С (а, б) и 300° С (а, г) отпуска (Х450).
Рис. 27. Структура стали Х17Н2 после отпуска |
при температур'' |
710° С (Х450): |
ѵ зѵ- |
в — без мнкролегпрующих добавок; б — мчкролегироваітак пеодпмом 0,3%
фект значительного сокращения количества ö-феррита в три—семь раз, несмотря на различные технологические условия выплавки.
Как показали результаты микроисследования, реша ющим во влиянии технологических условий на формиро вание структуры микролегировашюй стали является ре жим раскисления. Согласно диаграмме состояния, обра зование ннтерметаллидов железа для церия и неодима происходит около 1100° С. Следовательно, при нагреве
под закалку возможно их разложение. Если бы они были ответственными за увеличение числа центров кристаллизации, то коли чество б-феррита в зака ленной стали после про ведения закалки должно было бы увеличиваться. Однако изучение структур микролегированной стали после закалки показало, что сталь с РЗМ и бором имеет в три—семь раз меньшее количество б- феррнта, чем немикроле гированная сталь, т. е. ко
личество б-феррита при термической обработке действи тельно не изменяется. Кроме того, лантан оказывает та кое же действие на количество б-феррита, как церий и неодим, хотя интерметаллидных соединений он не обра зует. Поэтому можно предположить, что, в основном, модифицирующее влияние РЗМ и бора связано с обра зованием соединений РЗМ с кислородом и серой и их выделением при кристаллизации. Другими словами, из менения в величине кристаллов и количестве б-феррита происходит главным образом не за счет смещений в ди аграмме состояния, а следовательно, и не связано с их легирующим эффектом.
Подобное влияние РЗМ и бора на форму, количество и распределение б-феррита в стали Х17Н2 связано, оче видно, только с модифицирующим их воздействием, не смотря на иногда значительные количества добавки (РЗМ до 3% и бора до 0,05%). Это подтверждается даң-
76
иыми мйкроструктурных исследований переплава микрблегированной стали.
Структуры после переплава как микролегированной, так и немикролегированной стали совершенно идентич ны по форме, величине, количеству и распределению 6- феррита. Если бы изменение 6-феррита было связано с изменениями в диаграмме состояния (ее смещений), то, судя по влиянию легирующих элементов, например мо либдена, эффект этот должен был сохраниться. Однако восстановление первоначальной структуры может быть связано только с исчезновением модифицирующего эф фекта. Уменьшение 6-феррита, происходящее вследствие влияния РЗМ и бора на параметры кристаллизации, свя зано с образованием соединений РЗМ, которые, очевид но, могут играть роль второй фазы. При переплаве про исходит рафинирование металла от соединений РЗАй и уменьшается доля соединений, которые могут стать за родышами кристаллизации.
Количество 6-феррита, образованного в период крис таллизации, ие изменяется в процессе термической обра ботки (закалка 990° и отпуск 710° С ).
Результаты проведенных исследований показали, что мнкролегирующие добавки РЗМ и бора оказывают зна чительное влияние на процессы кристаллизации стали Х17Н2. Это проявляется в том, что они, во-первых, пони жают температуру начала и конца кристаллизации на 16° С и соответственно смещают температурные пороги образования а- и у-фаз. Во-вторых, скорость кристалли зации при введении малых добавок в жидкую сталь уве личивается и тем в большей степени, чем меньше ско
рость |
охлаждения. При скорости |
охлаждения |
ѵ-- |
= 0,006 |
см!сек (песчано-глинистая |
форма) лантан |
и |
нерий увеличивают скорость кристаллизации на один по рядок, бор и неодим — на два. В-третьих, РЗМ и бор существенно влияют на морфологию кристаллов, умень шая почти до полного исчезновения дендритные формы и способствуя развитию многогранных.
Особенно резко влияют на скорость роста граней кристалла неодим и бор. Эффективное влияние РЗМ и бора на параметры кристаллизации и формирование кристаллов связано с воздействием их на степень пере-
77
сыщепия матричного раствора, наличие гетерофазных примесей, а также флуктуаций и свободную энергию си стемы. Это происходит за счет явлений адсорбций, акти вации существующих центров кристаллизации и созда ния новых, а также образования примесных барьеров у фронта растущего кристалла. Образование нераствори мой и растворимой примеси, как например, неметалличе ских включений и интерметаллидов РЗМ и бора, связано с их сильной реакционной способностью, незна чительной энергией отдачи электронов и термодинамиче ской активностью.
Данные исследования микролегированной стали пос ле окончательного затвердевания отливки показали, что РЗМ существенно влияют на фазовые превращения ста ли, снижая в 2—2,5 раза положение мартенситной точки и приблизительно на 40° критические точки Ас, и АСа» Снижение мартенситной точки связано, очевидно, с по вышением сопротивления пластической деформации и измельчением мартенситных кристаллов.
Из анализа структуры стали до и после термической обработки следует, что РЗМ и бор в основном влияют на количество, форму и распределение 6-феррита, резко со кращая его количество в три — семь раз. Такое влияние РЗМ и бора на 6-феррит можно считать результатом из менений параметров кристаллизации при микролегиро вании стали и в меньшей степени за счет смещений в диа грамме состояния. Несмотря на то, что в микролегиро ванной стали, так же как и в немикролегированной, количество 6-феррита не изменяется, свойства матрицы все же становятся иными. Так, при высокотемпературном отпуске твердость в микролегированной стали ниже, чем в немикролегированной, что свидетельствует о более пол ном прохождении процесса коагуляции и снятии фазо вых напряжений. РЗМ и бор не только изменяют коли чество 6-феррита, но и влияют на его форму и распреде ление. Так, в немикролегированной стали 6-феррит находится в виде грубопластинчатых выделений по гра ницам первичных аустенитных кристаллов. А в микроле гированной стали— в виде равномерно распределенных небольших вкраплений. В отдельных участках структуры встречаются области даже совершенно глобулярного фер рита.
Такое преобразование формы и распределения
78
6-феррита связано с тем, что РЗМ и бор изменили Мор фологию кристаллов и одновременно скорость возникно вения центров кристаллизации. То есть, можно сказать, что РЗМ и бор оказали сильное модифицирующее дейст вие на феррито-мартенситную сталь.
Таким образом, изучение процессов кристаллизации
иформирования структуры отливки показало, что РЗМ
ибор являются эффективными модификаторами литой стали Х17Н2, способными изменить форму, величину, количество и распределение основных фаз.
F л а в а Ш
СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ЭКСПЛУАТАЦИОННЫЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ
СТАЛИ Х17Н2, МИКРОЛЕГИРОВАННОЙ РЕДКОЗЕМЕЛЬНЫМИ МЕТАЛЛАМИ И БОРОМ
В настоящее время широкое применение стали Х17Н2 в промышленности затруднено, несмотря на относительно высокий уровень ее прочностных и пластических свойств в сочетании с незначительным содержанием дефицитно го никеля. Связано это с ее иетехнологичностыо: неудов летворительными литейными характеристиками, плохой проковываемостью, анизотропностью, нестабильностью структуры и размеров, невысокой сопротивляемостью коррозии в морской воде и относительно низкой жаро прочностью. Поэтому даже небольшие изменения соста ва стали в связи с ее легированием или микролегирова нием требуют комплексного изучения ее свойств. Микро легирование стали Х17Н2 РЗМ и бором существенно изменило ее. литейные свойства, зернистое строение и тонкую кристаллическую структуру.
Существенные изменения характеристик твердого раствора, фаз выделения и примеси, происходящие в ста ли при микролегировании, должны сказаться на ее физи ческих, химических, технологических и механических свойствах.
1.Влияние микролегироваипя па состав
исвойства фаз стали Х17Н2
Результаты исследования рафинирующего и модифици рующего действий показали, что РЗМ и бор изменяют состав и свойства неметаллических включений и сущест венно влияют на величину кристаллов мартенсита и ко личество ö-твердого раствора. Кроме того, сильная ре акционная способность РЗМ и бора и термодинамиче ская активность соединений не только с вредными и лег коплавкими элементами, но и основными компонентами стали позволяют предполагать о возможном изменении
80