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

ства пересыщающих атомов в стали степень упрочне­

температуры закалки. Следует отметить, что в структу­ ре стали с 3% Ti могут наблюдаться довольно крупные частицы %-фазы, в-фазы (Fe2Ti) и (в присутствии крем­ ния) — силицида титана.

Температурный интервал упрочнения высокохроми­ стых ферритных сталей за счет выделения интерметаллидных фаз составляет (в зависимости от времени ста­ рения и конкретного состава стали) 450—650° С с мак­ симумом при 500—600° С. Таким образом, области дис­ персионного твердения и расслоения о. ц. к. твердого раствора железохромистого феррита (475-градусная хрупкость) частично перекрываются, что явилось при­ чиной противоречивости мнений различных исследова­ телей о природе охрупчивания феррито-аустенитных сталей. Более подробно эта проблема рассмотрена в п. 3

гл. IV.

7.Влияние молибдена

Вдвойных сплавах Fe—Мо предел растворимости молибдена в феррите при 600—700° С составляет около

10% (по массе), поэтому упрочнению при старении подвержены лишь сплавы с большим содержанием это­ го легирующего элемента. Введение никеля, кобальта или кремния приводит к заметному уменьшению рас­

и после старения показали, что после идентичной тер­ мической обработки из твердого раствора кремний-мо- либденового феррита выделяется на 0,7% (ат.) Мо боль­ ше, чем в двойном сплаве.

85

Электронномикроскопическое исследование показа­ ло, что выделяющейся фазой при нагреве закаленного сплава Fe — 10% Мо— 1 % Si является Fe2Mo, диско­ образные частицы которой лежат в плоскости {ПО}.

По данным фазового химического и рентгенострук­ турного анализов осадков, электролитически выделен­ ных в метаноловом электролите, основной упрочняющей фазой является Fe2Mo с примесью небольшого количе­ ства Fe7Mo6.

Особый интерес к изучению сплавов железа с мо­ либденом и другими добавками в настоящее время свя­ зан с тем обстоятельством, что молибденсодержащие мартенснтно-старегощие стали являются конструкцион­ ным материалом, сочетающим высокую прочность с до­ статочной вязкостью и надежностью. Поэтому наибо­ лее полно процессы упрочнения о. ц. к. матрицы при введении в сталь молибдена исследованы в сплавах си­

возникать зоны с г. ц. к. решеткой, имеющие форму дис­

метастабильной гексагональной фазы Ni3Mo, имеющей форму округлых частиц. При перестаривании происхо­ дит образование равновесной фазы Лавеса Fe2Mo со

Согласно данным Хорнбогена [86], в бинарных сплавах железа с молибденом имеется область рассло­ ения твердого раствора (аналогично системе Fe—Сг), причем частицы богатого молибденом твердого раство­ ра (тф-фазы) быстрее выделяются в центре зерен (ге­ терогенное зарождение облегчено благодаря присут­ ствию вакансий). В Fe—Сг—Ni—Мо сталях с содержа­ нием менее 3% Мо старение не завершается истинным выделением, так как даже после перестаривания види­ мых изменений в структуре фольг при прямом элек­ тронномикроскопическом исследовании не наблюдается

[81].

86

В мартенситно-стареющих сталях молибден, как пра­ вило, вводится совместно с кобальтом. Роль последнего

типа Н12К15М10 и Н16К15М5 в интервале температур 420—460° С образуются гомогенно зарождающиеся метастабильные выделения с упорядоченным расположе­ нием атомов молибдена и структурой ю-фазы (несколь­ ко искаженная о. ц. к. решетка).

Эта промежуточная фаза исчезает при более высо­ кой температуре отпуска (520°С).

8. Влияние меди

Довольно широкое применение меди в качестве ле­ гирующего компонента обусловлено ее положительным воздействием как на прочностные, так и на коррозион­ ные свойства стали. В о.ц. к. матрице упрочнение наб­

увеличении концентрации меди свыше 1% повышается твердость малоуглеродистых сталей в нормализован­ ном состоянии вследствие эффекта дисперсионного твердения в процессе охлаждения от температуры аус­ тенитизации, поэтому максимум прироста твердости пос­ ле старения уменьшается. Прямые электронномикрос­ копические исследования показали, что при старении малоуглеродистых хромоникелевых и малолегирован­ ных медьсодержащих сталей частицы выделений пред­ ставляют собой почти чистую медь (точнее е-фазу — твердый раствор железа в меди с содержанием послед­ ней не менее 99,7%) [81, 88]. На начальных стадиях старения частицы имеют сферическую форму, а при увеличении продолжительности отпуска они становятся стержнеобразными с отношением длины к радиусу в пределах от 10 до 50.

Выделение частиц при старении малоуглеродистых ферритных сталей наблюдалось как на дислокациях,

87

так и по всему объему зерна [88]. В то же время в ста­ лях с 0,3% С и в мартенситной стали Х17Н4М2Д преи­ мущественно происходит гетерогенное зарождение час­ тиц на дислокациях [81]. В высокохромистых феррит­ ных сталях скорость протекания процессов распада пересыщенного твердого раствора, как правило, значи-

Рнс. 30. Упрочнение сплавов Fe—25% Сг—Си в процессе старения при 550° С

тельно ниже, чем в малолегированных сталях. Однако максимально достигаемая степень упрочнения в резуль­ тате старения сталей типа Х25 с повышенным содержа­

мость меди в высокохромистом феррите: сталь Х25ДЗ оставалась чисто ферритной даже после нагрева до 1050° С. Результат легирования медыо — уменьшение склонности сталей к перестариваиию.

Следует отметить, что хотя степень упрочнения о. ц. к. матрицы за счет выделения частиц меди замет­ но ниже, по сравнению с упрочнением интерметаллидами типа NiTi или NiAl, высокая коррозионная стойкость (особенно под напряжением) и повышенные пластиче­ ские свойства состаренного металла делают медьсодер­ жащие нержавеющие стали весьма перспективными для использования во многих отраслях техники.

9. Влияние других элементов

Алюминий, титан, молибден и медь являются наибо­ лее важными легирующими элементами, приводящими к упрочнению о. ц. к. матрицы вследствие дисперсионно­

88

го твердения. Кроме того, повышение прочности наб­ людается при старении сталей, содержащих хром, фосфор, ванадий, бериллий и ряд других элементов. Структура высокохромистых сталей была достаточно подробно рассмотрена в предыдущих главах. В систе­ ме Fe—V образуется о-фаза, изоморфная с-фазе FeCr и приводящая к охрупчиванию стали. Резкое снижение пластичности в состаренном состоянии существенно ог­ раничивает область применения сталей с бериллием, фосфором, мышьяком и сурьмой. В последнее время бор все шире используется для микролегирования и по­ вышения пластичности стали и сплавов при высоких температурах; однако образование хрупких боридов при содержании в сплаве свыше 0,1% В практически не позволяет применять бор в качестве упрочняющего элемента. Необходимо также отметить, что, как пра­ вило, в дисперсионно твердеющих сталях одновременно присутствуют не менее двух элементов-упрочнителей, поэтому после старения в структуре может наблюдать­ ся сразу несколько различных фаз.

10. Кинетические особенности процесса старения в мартенситных и ферритных сталях

Детальное изучение кинетики процесса дисперсион­ ного твердения хромоникелевых и никелевых сталей со структурой мартенсита и феррита позволило В. Б. Спи­ ридонову сделать ряд интересных выводов о механиз­ ме упрочнения [81]. Было показано, что характерной особенностью кинетических кривых старения мартен­ ситных сталей является наличие двух стадий изменения свойств, причем средняя скорость процесса на быстрой (первой) стадии примерно на два порядка превышает скорость на медленной стадии. Кривые зависимости из­ менения свойств от времени старения могут быть опи­ саны известным выражением

89

В соответствии с известными формулами Фпка для процессов, которые контролируются нормальной диф­ фузией атомов легирующих элементов за счет градиен­ та концентраций, степень превращения пропорциональ­

на VDx, т . е. показатель р в кинетическом уравнении (6) должен быть равен '/г-

для ферритной матрицы и только на второй стадии про­ цесса старения для мартенситной, тогда как на первой стадии старения Сг—Ni, Ni—Мо и Ni—Со—Мо мартен­ сита показатель степени в кинетическом уравнении близок к 73. Интересно, что повышение плотности дис­ локаций в ферритной стали Х24Н6Ю в результате хо­ лодной деформации привело к появлению стадии бы­ строго изменения свойств при старении с показателем

90