Добавил:
okley
Опубликованный материал нарушает ваши авторские права? Сообщите нам.
Вуз:
Предмет:
Файл:Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс) / 178_Физическое материаловедение_6 том
.pdf
431
зии при этих температурах процесс образования карбидов идет
очень медленно и преимущественно по границам зерен. При
600−700 °С скорость диффузии выше, отчего карбиды выделяются
быстрее, в большом количестве и более крупные. При 800−900 °С
образование карбидов происходит еще быстрее, сопровождается
усиленной коагуляцией, поэтому число карбидов уменьшается, а
размеры их увеличиваются. При Т > 900 °С наряду с коагуляцией
начинается обратный процесс перехода составляющих карбидов в
твердый раствор.
Наибольшее количество карбидов в стали типа 1Х18Н9Т выде-
ляется при 800 °С. Максимальная потеря коррозионной стойкости
относится к 600 °С. Максимальное упрочнение при использовании
отпуска относится к 650−700 °С, причем оно зависит от степени
дисперсности карбидов − наибольшее упрочнение соответствует
дисперсности примерно 0,1 мкм.
Наиболее быстро обособление σ-фазы в аустенитных сталях ти-
па 1Х18Н9Т происходит при температуре 700−800 °С, с понижени-
ем температуры время до появления ее резко увеличивается (кри-
вая GL). При Т = 900 °С в исследуемой стали происходит растворе-
ние σ-фазы, а при 850 °С еще наблюдается ее выделение из аусте-
нита, т.е. температура равновесия σ-фазы и аустенита находится в
интервале 850−900 °С.
При температуре, близкой к температуре плавления, практиче-
ски все карбиды (и карбонитриды) титана растворяются. При по-
следующем охлаждении в соответствии с кривой предельной рас-
творимости происходит выпадение карбидов титана из аустенита.
При высокой температуре (1050−1350 °С) для завершения процесса
требуется всего 1−2 ч.
О возможности выпадения карбидов титана при умеренной тем-
пературе (500−850 °С) существуют противоречивые мнения. Боль-
шинство исследователей считают, что в этом температурном ин-
тервале энергетически более выгодно выпадение хромистых кар-
бидов типа Сr
23
С
6
, однако указывается и на возможность наряду с
этим выпадения небольшого количества TiC.
В общем случае положения кривых на диаграмме (см.
рис. 25.83) существенно сдвигаются по оси времени в зависимости
от предыстории стали (например, степени деформации), химиче-
432
ского состава, особенно содержания углерода. Например, повы-
шенное содержание углерода, а также предварительное деформи-
рование ускоряют процессы выделения вторичных фаз. Диаграм-
мы, подтверждающие это, рассматриваются на примере стали
AISI316.
Сталь 07Х17Н12М3 (AISI316). Сталь типа 316 выпускается в
двух модификациях: с нормальным содержанием углерода − около
0,07 % (316) и с пониженным содержанием углерода − примерно
0,02 % (316L) (см. табл. 25.36).
Температурно-временные диаграммы распада сталей типа 316
приведены на рис. 23.85 и 25.86, а данные о кристаллической
структуре и составе выделяющихся при старении фаз представлены
в табл. 25.39.
При температуре старения ниже 900 °С в сталях 316 и 316L пер-
вой выделяющейся фазой является карбид типа М
23
С
6
, на более
поздних стадиях появляются различные интерметаллидные фазы,
классифицированные как χ, σ и λ (фаза Лавеса). В стали 316L при
температуре 815 °С χ- и λ-выделения появляются примерно после
10 ч выдержки, а σ-фаза − после 100 ч. В области более низких
температур (например, при 650 °С) основными фазовыми состав-
ляющими являются М
23
С
6
и λ, однако при длительном старении
при этой температуре формируются карбиды М
6
С.
Основные закономерности распада аустенита при старении ста-
лей 316 (эти закономерности сохраняются и для других Fe−Cr−Ni
сталей и сплавов аустенитного класса) описаны ниже.
1. Чем выше была температура аустенизации, тем раньше и при
более низкой температуре выпадают карбиды М
23
С
6
при старении
(см. рис. 25.85). Это связано с тем, что при более высокой темпера-
туре (1260 °С) твердый раствор больше насыщен в отношении уг-
лерода, следовательно, в закаленном состоянии сталь более мета-
стабильная. Поэтому достаточны относительно невысокий нагрев
или небольшое время нагрева, чтобы вызвать распад такого рас-
твора. При меньшей температуре аустенизации (1090 °С), по-
видимому, часть карбидов не растворяется, и после охлаждения эта
сталь более структурно равновесна.
Данная закономерность на интерметаллиды не распростра-
няется.
433
Рис. 25.86. Диаграмма распада аустенита стали 316
(0,066 % С), обработанной по режиму: аустенизация
при 1260 °С 1,5 ч + закалка в воду (а) и изменение ко-
личества выделяющихся фаз в зависимости от време-
ни старения при 815 °С (б)
Рис. 25.85. Диаграмма распада аустенита стали 316L
(0,022 % С) для двух температур аустенизации (1090 °С и
1260 °С в течение 1,5 ч + закалка в воду) (а) и изменение ко-
личества выделяющихся фаз в зависимости от времени ста-
ения при 815 °С (б)
434
Таблица 25.39
Кристаллическая структура и состав фаз в состаренных аустенитных коррозионно-стойких сталях
типа 316L и 316
Фаза
Кристал-
лическая
структура
Параметр решетки, нм Состав фаз,%
Данные Б. Вейсса и
Р. Стиклера*
Обобщение литера-
турных данных
Данные Б. Вейсса и
Р. Стиклера*
Обобщение литера-
турных данных
М
23
С
6
ГЦК а= 1,0569 (650 °С, 1500 ч)
а = 1,0676 (900 °С, 150 ч)
1,060 ÷ 1,068
Mo Cr Fe Ni
14 63 18 5
(
C
r
16
Fe
5
Mo
2
)
C
6
(Cr
17
Fe
4,5
Mo
1,5
)C
6
;
(Fe, Cr)
23
C
6
М
6
С ГЦК а = 1,095 ± 0,001
1,085 ÷ 1,111
−
(Cr, Co, Mo, Ni)
6
C;
Fе
3
Мо
3
С
Сигма (σ)
Тетраго-
нальная
а = 0,8828
(815 °С, 3000 ч)
с = 0,4597
0,8799 ÷ 0,8828
для FeCr
0,4544 ÷ 0,4547
Mo C
r
Fe Ni
11 29 55 5
FeCr, FeMo;
Fe(Cr, Mo)
а = 0,8832
(900 °С, 150 ч)
с = 0,4599
0,8832
÷
0,9188
для FeMo
0,4599 ÷ 0,4812
(Fe, Ni)
x
(Cr, Mo)
y
Mo C
r
Fe Ni
8,35 30,84 − 4,1
Хи (
χ
)
ОЦК типа
α-Мn
а = 0,8878 ± 0,0005
0,8862 ÷ 0,8920
Mo C
r
Fe Ni
22 21 52 5
Fe
36
C
2
Mo; Мо
18
С;
(Fe, Ni)
36
Cr
18
Mo
4
Лавеса (
λ
)
Гексаго-
нальная
а = 0,473 ± 0,001
с = 0,772 ± 0,001
0,4729 ÷ 0,4744
0,7719 ÷0,7725
Mo C
r
Fe Ni
45 11 38 6
Fe
2
Mo
Аустенитная
матрица (γ)
ГЦК а = 0,3598
0,3595 ÷ 0,3598
Mo Cr Fe Ni
2,66 17,3 осн. 13,1
Mo Cr Fe Ni
1,99 16,3 осн. 15,85
* Weiss B. and Stickler R. Phase Stabilities during high temperature exposure of 316 austenitic stainless steel // Metallurgical
Transactions. 1972. V. 3. P. 851−866.
434
435
2. Предварительная холодная деформация аустенизированной
стали ускоряет выделения карбидов и интерметаллидов.
3. Более высокое содержание углерода существенно влияет на
области стабильности различных фаз на температурно-временной
диаграмме распада (см. рис. 25.86): карбиды М
23
С
6
при старении
появляются очень быстро, но формирование интерметаллидных
фаз значительно замедляется (ср. рис. 25.86 и 25.85). В стали 316
λ- и χ-фазы появляются лишь после 100 ч старения, а σ-фаза −
только после 1000 ч.
Карбиды М
23
С
6
. В карбиде часть атомов Сr замещается на атомы
Fe и Мо, и примерный состав его в стали 316 − (Cr
16
Fe
5
Mo
2
)C
6
. Со-
став карбида и, следовательно, параметр его решетки существенно
зависят от химического состава стали, температуры и времени ста-
рения. Например, в стали 316L с пониженным содержанием угле-
рода параметр решетки возрастает с увеличением температуры
старения, а в стали 316 с высоким содержанием углерода − при
больших временах старения (табл. 25.40).
Таблица 25.40
Параметр решетки карбида М
23
С
6
в Мо-содержаших
коррозионно-стойких сталях в зависимости от температуры
и времени старения
Сталь Термообработка Параметр решетки, нм
02Х17Н13М3 (316L) 650 °С, 1500 ч 1,0569
±
0,0002
815 °С, 15 ч 1,0676
±
0,0002
07Х17Н12М2 (316) 815 °С, 15 ч 1,0569
±
0,0002
815 °С, 3000 ч 1,0676
±
0,0002
900 °С, 150 ч 1,0676
±
0,0002
06Х16Н16М2 (316)
800 °С, 1000−10000 ч
1,0680
Увеличение параметра решетки карбида связывают с возраста-
нием количества растворенных атомов Мо в решетке карбида
М
23
С
6
, так как молибден имеет большой фактор размерного несо-
ответствия с элементом, формирующим матрицу (в карбиде
М
23
С
6
− с хромом) (табл. 25.41).
436
Таблица 25.41
Относительное несоответствие атомных радиусов
основных и легирующих элементов при распаде твердых растворов
аустенитных хромоникелевых сталей и сплавов с образованием
карбидных и интерметаллидиых фаз
Фаза
Формула
соединения
Атомный ради-
ус элемента,
формирующего
матрицу выде-
ления, r
0
, нм
Атомный
радиус
входящего
в фазу эле-
мента r, нм
r − r
0
,
нм
Фактор
размерного
несоответ-
ствия
,%ε
0
0
r
rr −
=
Fe
−
0,127
− − −
Сr
−
0,128
− − −
Ni
−
0,124
− − −
Карбид (Cr,Fe,Nb,Mo)
23
C
6
0,128 0,127;
−0,001;
0,8;
0,140; 0,012; 9,4;
0,147 0,019 14,8
σ
FeCr 0,127 0,128 0,001 0,8
Fe(Cr, Mo) 0,127 0,128;
0,140
0,001;
0,013
0,8;
10,2
Fe (Cr, W) 0,127 0,128;
0,141
0,001;
0,014
0,8;
11,0
λ
Fe
2
(Mo, Nb) 0,127 0,140; 0,013; 10,2;
0,147 0,020 15,7
γ
′
Fe
2
Ti 0,127 0,145 0,018 14,2
Fe
2
W 0,127 0,141 0,014 11,0
Ni
3
Al 0,124 0,143 0,019 15,3
Ni
3
(Al, Ti) 0,124 0,143;
0,145
0,019;
0,021
15,3;
16,9
Фаза с
решеткой
типа М
6
С
NiNb
2
0,124 0,147 0,023 18,5
Ni(Nb, Mo)
2
0,124 0,147 0,023 18,5
0,140 0,016 12,9
При старении аустенизированной стали карбиды М
23
С
6
выделя-
ются в последовательности: вначале на границах зерен, некоге-
рентных двойниковых границах, когерентных двойниковых грани-
цах и, наконец, в теле зерна (рис. 25.87), причем если в стали с ма-
437
лым содержанием углерода (316L) карбиды М
23
С
6
располагаются в
основном по границам зерен (рис. 25.88, а), то длительное старение
стали с большим содержанием углерода (316) приводит к относи-
тельно равномерному выделению мелких частиц М
23
С
6
в матрице
на дислокациях (рис. 25.88,б), хотя цепочки дендридоподобных
карбидных частиц присутствуют и на границах. Холодная дефор-
мация увеличивает скоростью зарождения карбидных частиц и
ускоряет их рост. Это объясняется возрастанием мест их зарожде-
ния, а именно дислокаций и различных дефектов решетки кристал-
ла, а также повышенной диффузией в матрице, насыщенной дисло-
кациями.
Рис. 25.87. Последовательность выделений карбида М
23
С
6
в коррозионно-стойкой стали 316L, аустенизированной при 1090 °С, 1,5 ч
Рис. 25.88. Морфология и распределение частиц карбида М
23
С
6
в сталях
316L (а) и 316 (б) после старения при 650 °С в течение 1500 ч (a) и 3000 ч (б)
438
Ориентация внутризеренных частиц М
23
С
6
по отношению к ре-
шетке аустенита следующая:
{100}
γ
|| {100}
6
C
23
M
, <100>
γ
|| <100>
6
C
23
M
. (25.22)
Карбид М
6
С. В карбиде часть атомов Сr замещается на атомы
Мо, и примерный состав его в стали 316 (Сr
3
Мо
3
)С.
Частицы М
6
С формируются на поздних стадиях распада аусте-
нита. Примерная реакция образования карбида М
6
С в стали 316
следующая:
М
23
С
6
(Fe, Cr)
21
Mo
2
C
6
M
6
C. (25.23)
σ-Фаза. В Fe−Cr−Ni сталях, содержащих легирующие элементы,
например Мо, состав этой фазы выглядит как Fe(Сr, Мо) или
(Fe, Ni)(Cr, Mo), т.е. часть атомов Сr замещена атомами Мо, а ато-
мов Fe − атомами Ni. Параметр решетки σ-фазы а существенно
увеличивается с ростом температуры старения, а с практически не
зависит от термообработки.
Области стабильности σ-фазы в стали 316 видны на рис. 25.85 и
25.86. Сначала σ-фаза появляется в тройных точках, затем по гра-
ницам зерен, а при длительном старении при высоких температу-
рах − на некогерентных гра-
ницах двойников и, наконец,
зарождается в зерне на оксид-
ных включениях (рис. 25.89).
Во многих исследованиях по-
казано, что σ-фаза не зарож-
дается гомогенно в аустенит-
ной матрице.
Холодная деформация ста-
ли перед старением ускоряет
процесс образования σ-фазы.
Ориентация частиц σ-фазы и
аустенитной матрицы в ос-
новном произвольная, однако
часто встречаются такие:
Рис. 25.89. Выделение σ-фазы в стали
316 после старения при 815 °С, 3000 ч
+ Mo
650 °C / 1500 ч
+ Мо
439
(111)
γ
|| (001)
σ
и <011>
γ
|| <140>
σ
. (25.24)
χ-Фаза. Полагают, что χ-фаза имеет в составе растворенный уг-
лерод и может рассматриваться либо как интерметаллид, либо как
карбид (см. табл. 25.39). Фаза χ встречается во многих сплавах пе-
реходных металлов, обычно она связана с σ-фазой и имеет ОЦК
кристаллическую решетку типа α-Mn. В системе Fe−Cr−Ni−Мо па-
раметр решетки этой фазы был определен примерно равным
0,892 нм, что соответствовало составу Fe
36
C
12
Mo
10
. Однако в зави-
симости от количества легирующих элементов, исходной термооб-
работки и т.д. состав и параметр решетки выделения весьма сильно
изменяются.
Области стабильности χ-фазы представлены на рис. 25.85 и
25.86. В низкоуглеродистой стали 316L (см. рис. 25.85) выделение
χ-фазы опережает образование σ-фазы, С-образная кривая ее суще-
ствования распространяется в области более высоких температур, а
процесс формирования χ-фазы продолжается дольше, чем образо-
вание карбидов. В высокоуглеродистой стали 316 (см.
рис. 25.86) χ- и σ-фазы выделяются в одном и том же температур-
ном интервале, однако при очень длительном старении.
С увеличением времени старения процесс выделения χ-фазы
происходит в последовательности: образование ее на границах зе-
рен и некогерентных двойниковых границах, а при длительной вы-
держке (более 100 ч) − в зерне. Морфология χ-фазы распространя-
ется от прутикообразных до глобулообразных массивных частиц,
похожих по внешнему виду на σ-фазу.
По некоторым данным предварительная холодная деформация
ускоряет зарождение χ-фазы, причем выделение их происходит
преимущественно в зерне в виде прутикообразных частиц, коге-
рентных с матрицей. Часто χ-фаза образуется на плоских дефектах
и вблизи карбидных частиц (рис. 25.90). Кристаллографическая
ориентация частиц χ-фазы по отношению к аустенитной матрице
определена как
(111) (110)
γχ
и
011 110
γχ
<><>
. (25.25)
440
Рис. 25.90. Морфология частиц χ-фазы в состаренной стали 316L:
а − прутикообразные выделения после старения 815 °С, 1500 ч;
б − зарождение χ-фазы на частицах M
23
C
6
после старения 730 °С, 1500 ч
Фаза Лавеса (λ). Полагают, что главной причиной появления
фазы Лавеса Fe
2
Mo является чисто геометрический фактор. Темпе-
ратурная область стабильности
λ-фазы лежит ниже 850 °С (см.
рис. 25.85). Фаза Лавеса выделяется в виде равноосных частиц или
кластеров частиц в матрице, а также в виде отдельных частиц на
границах зерен (рис. 25.91). Холодная деформация лишь незначи-
тельно ускоряет формирование фазы Лавеса. Повышение содержа-
ния углерода существенно задерживает ее появление (см.
рис. 25.86).
Предполагаемые механизмы фазовой нестабильности коррози-
онно-стойких сталей типа 316.
Схематическая диаграмма фазовых
реакций при старении коррозионно-стойких сталей 316
L и 316 при-
ведена на рис. 25.92. Процесс распада твердого раствора (аустени-
та) и формирования новых фаз можно представить следующим об-
разом: сначала при температурах ниже 900 °С в результате пере-
сыщения аустенитной матрицы углеродом выделяется карбид
М
23
С
6
, а затем М
6
С, χ-, λ- и σ-фазы.
Формирование карбидов происходит быстро вследствие сегре-
гации карбидообразующих элементов вдоль мест первичного обра-
зования карбидов, а именно границ зерен, а также высокой диффу-
зионной подвижности межузельного углерода. С уменьшением со-
держания углерода в твердом растворе начинается формирование
Соседние файлы в папке Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс)