Файл: Сокол, И. Я. Двухфазные стали.pdf

4. Влияние титана

Как следует из диаграммы состояния системы Fe—Ti, сплавы с 2,5—7% Ti могут упрочняться в результа­ те закалки с последующим отпуском вследствие обра­ зования титаинда железа Fe2Ti (е-фазы), которая име­ ет структуру фазы Лавеса с гексагональной решеткой

с уменьшением растворимости титана в феррите, леги­

ются Г—П зоны, которые через 20 мин превращаются

кие пластинчатые выделения Fe2Ti (преимущественно на дефектах решетки).

Граница растворимости титана в легированном фер­ рите сдвигается в сторону меньших его концентраций настолько, что эффект дисперсионного твердения мо­ жет наблюдаться уже при 1% Ti и 3% Ni.

Увеличение содержания никеля и кремния приводит к усилению эффекта упрочнения даже при постоянной концентрации титана в стали (рис. 27). В мартенситностареющих и хромоникелевых ферритных и аустенито­ ферритных сталях титан является одним из наиболее сильных упрочнителей о. ц. к. матрицы. При этом его влияние как пересыщающего элемента в хромоникеле­ вых сталях усиливается благодаря увеличению количе-

1 РЖ «Металлургия», 1969, № 8, реф. 8И103.

80

ства 6-феррита в структуре, так как обычно содержание титана в двухфазных сталях заметно ниже предела его растворимости в аустенитной составляющей (2,5% при 18% Сг и 25% Ni). Поэтому степень упрочнения титан­ содержащих дисперсионно твердеющих сталей с у + 6-

Рис. 27. Влияние никеля (а) н кремния (б) па упрочнение закаленных сплавов

Fe—Ti при 500° С

структурой, как правило, прямо пропорциональна количеству 6-феррита.

Естественно, что повышение прочностных свойств при старении сопровождается падением пластичности, что особенно ярко проявляется в однофазных матери­ алах с крупным зерном.

5.Влияние алюминия

Вдвойных сплавах железа с 15—20% (по массе) А1 при старении могут выделяться когерентные с матри­ цей упорядоченные частицы РезА1 ((Згфаза), имеющие о. ц. к. решетку с удвоенным по сравнению с а-железом периодом. Однако практическое значение имеют лишь те стали, в которые алюминий введен совместно с ни­ келем. В этом случае выделяющейся фазой будет N1A1

пада частицы выделений сопрягаются с матрицей по плоскостям {100}.

В работах [79, 80] приведены результаты исследо­ ваний процессов дисперсионного твердения Fe—Ni—А1 н Fe—Сг—Ni—А1 сталей мартенситного и аустенито­ мартенситного (переходного) классов. Применение ме­ тода просвечивающей электронной микроскопии позво­

в структуре присутствовали одновременно мелкие рав­

(60—80 А), и более крупные — до 30 нм (300 А) пласти­ ны фазы Ni3Al, закономерно расположенные по опре­ деленным кристаллографическим направлениям матри­ цы, причем связь ориентировок образующихся фаз

имели ВИД (110)матр| I (110)(Mi,Fe)Al| I (111)NiaAI .

Следует отметить одно важное, на наш взгляд, об­ стоятельство. В. М. Кардонский и М. Д. Перкас под­ твердили высказанное в работе [53] предположение о том, что природа упрочнения мартенситных и феррит­ ных сталей при дисперсионном твердении одинакова. Это следовало из результатов анализа микроэлектронограмм состаренной стали 0FI8IO2, имеющей мартен­ ситную структуру с высокой плотностью дислокаций и ферритную структуру, близкую к равновесной (раз­ личный характер исходной структуры достигается пу­ тем изменения скорости охлаждения от 900°С). При этом состояние исходной о. ц. к. матрицы сказывается на кинетике процесса, характере выделения дисперсных частиц и общем уровне прочности и, особенно, на пла­ стичности стали [79, 81]. ■

6. Старение высокохромистого феррита, легированного титаном и алюминием

Во многих промышленных нержавеющих сталях алюминий присутствует вместе с титаном, который вво­ дится для повышения стойкости против межкристал-

82

лптной коррозии в количестве, превышающем стехиометрическое. Процессы выделения в о. ц. к. матрице при старении ферритных и аустенито-ферритных высоко­ хромистых нержавеющих сталей подробно исследова­ лись в работах В. М. Кардонского, Ю. О. Меженного, И. Я. Сокола, В. Б. Спиридонова и др. [37; 31, с. 37— 49; 82; 83]. Было показано, что структура фаз, образу­ ющихся в результате дисперсионного твердения, может быть различной в зависимости от состава сплава. Так, для стали марок 1X2IH5T, 0Х20Н9С2БТЮ, 0Х24Н4Т выделяющиеся при 550—600° частицы стабильной интерметаллидной фазы типа Fe3Al имеют упорядочен­ ную кубическую структуру, кристаллографически сов­ падающую с решеткой о. ц. к. матрицы и имеющую удво-

О

енный параметр решетки [а = 2а0«0,57 нм (5,7 А)]. Состав этой фазы, по данным [37, 82, 84], прибли­

зительно соответствует соединению (Ni, Сг, Fe)3 (Ti, Al).

Согласно [81, 84], в сплавах типа 0Х24Н4Ю, Х24Н6Ю и 0Х24Н4ТЮ в интервале 475—600° С стабиль­ на также изоморфная с матрицей фаза типа № А1(а= = а0В2 (CsCl). При низкотемпературном (475—500° С) длительном (до 1600 ч) отжиге сталей 0Х24Н4Т и 0Х24Н4ТЮ была обнаружена [83] новая упорядочен­ ная фаза с учетверенным периодом решетки (а=4ао). Было предположено, что эта фаза появляется при од­

водит к образованию большой сверхструктурной ячей­ ки со 128 металлическими атомами. При повышении температуры старения выше 550° С эта метастабильная

700° С) — гексагональной фазой r]-Ni3Ti.

Повышение содержания углерода до 0,08—0,1%, по мнению Ю. А. Скакова и Ю. О. Меженного, способству­ ет повышению стабильности углеродсодержащей фазы, поэтому частицы NimTinC в промышленных сталях X21FI5T и Х20Б16МД2Т устойчивы вплоть до 700° С и обусловливают склонность этих сталей к охрупчива­ нию.

По нашему мнению, это утверждение кажется па­

радоксальным, поскольку сродство титана к углероду и азоту очень высоко, что приводит к образованию ста­ бильных нитридов и карбоиитридов и уменьшению кон­ центрации титана в твердом растворе при повышен­ ном содержании углерода в стали. По-видимому, для

О

(3,0 А). Так как атомный диаметр титана больше, чем алюминия, то, несмотря на однотипность решеток, фа­ за NiTi обусловливает большее несоответствие решеток матрицы и когерентных частиц и, следовательно, боль­ шую степень упрочнения при дисперсионном твердении по сравнению с NiAl при одинаковом пересыщении. По­ этому легирование титаном совместно с алюминием бо­ лее эффективно, чем введение в сталь только одного алюминия.

При совместном легировании большую роль играет соотношение концентраций алюминия и титана. Как видно из приведенных на рис. 28 данных, с увеличением отношения Al/Ti выделяющаяся фаза обедняется желе­ зом и титаном и обогащается никелем и алюминием,

84