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

степени около 7зЭти данные однозначно свидетельст­ вуют о том, что значение рж 7з характерно для проте­ кания процесса старения матрицы с высокой плотно­ стью дислокаций, т. е. мартенсита или холоднодеформированного феррита, и обусловлено дрейфом атомов легирующих элементов (алюминия, титана, молибдена, меди), пересыщающих твердый раствор, к дислокациям в поле создаваемых ими напряжений. При этом на пер­ вой стадии старения происходит образование сегрега­ ций из атомов пересыщающих элементов вокруг дисло­ каций, что приводит к понижению энергии дефекта упаковки и расщеплению полной дислокации на частич­ ные. Закрепление дислокаций атмосферами примес­ ных атомов приводит к интенсивному упрочнению ста­

малым пластическим деформациям.

Рост в третьем направлении устойчивых двумерных зародышей частиц интерметаллидной фазы, образо­ вавшихся в результате расщепления дислокаций, соот­

вышение сопротивления стали большим пластическим деформациям (ЯУ; ст0,2; сгв) в связи с увеличением объ­ ема упруго искаженной матрицы вокруг когерентно ра­ стущей частицы. Разупрочнение при перестаривании обусловлено потерей когерентности частиц с матрицей и уменьшением плотности дислокаций.

Следует отметить, что в соответствии с приведенной схемой в процессе старения в сталях с невысокой энер­ гией дефектов упаковки (т. е. легированных хромом, кобальтом и кремнием) при высокой плотности дисло­ каций в о. ц. к. матрице преимущественным будет гете­ рогенное зарождение на дислокациях даже изоморф­ ных фаз.

Энергия активации процесса дисперсионного твер­ дения зависит от состава стали и плотности дислокаций в матрице. Общеизвестные факты ускорения процессов старения и снижения энергии активации в деформиро­ ванном материале могут быть объяснены увеличением диффузионной подвижности атомов по дислокационным трубкам. Аналогичную роль играет также повышенная плотность дислокаций в структуре мартенсита.

91

Наличие резко выраженного двухстадийного харак­ тера процесса старения было обнаружено также авто­ рами работы [89] при исследовании хромоникелевых сталей с добавками титана, меди и молибдена. Было

0Х20Н6МД2Т и 0Х15Н5Д2Т возрастает в процессе от­ пуска, тогда как на второй стадии остается постоянной и равной: (2= 238+8кДж/(г-атом) (57+ 2ккал/(г-атом)

видимому, наличие первой стадии процесса старения двухфазной стали обусловлено легированием ее молиб­ деном, атомы которого при небольшом содержании не выделяются в виде самостоятельной фазы, а образу­ ют скопления на дислокациях.

Г л а в а IV

ХРУПКОСТЬ ВЫСОКОХРОМИСТОГО ФЕРРИТА

1. 475-градусиая хрупкость. Механизм и кинетика

Известно, что длительные выдержки высокохромистых (^15% Сг) ферритных сталей в интервале температур 400—550° С приводят к сильному охрупчиванию мате­ риала, которое, как правило, сопровождается заметным увеличением твердости (рис. 31). Наиболее ярко паде­ ние пластичности проявляется при отпуске в интервале

кость». Процессы, приводящие к охрупчиванию, разви­ ваются также в ферритной составляющей двухфазных сталей, ограничивая тем самым температурный интер­ вал их применения. Естественно, что в зависимости от количества 6-феррита в структуре влияние их на об­ щий уровень пластических и прочностных свойств ста­ ли может сказываться более или менее сильно.

Изучению этой очень интересной и практически чрезвычайно важной проблемы посвящены работы мно­

92

гих исследователей, которые для объяснения природы охрупчивания металла выдвинули ряд гипотез. Внача­ ле предполагалось, что решающую роль в процессе охрупчивания играют примеси, наличие которых приво­ дит к выделению дисперсных частичек типа нитридов, оксидов или фосфидов. Однако это предположение не могло объяснить того факта, что интенсивность охруп­ чивания возрастает по мере увеличения содержания

J

Рис. 31. Влияние температу­ ры отжига (100 ч) па свой­ ства стали X28

отпуска Температура; °С

хрома в сплаве. Исследование очень чистых сплавов, полученных в результате вакуумной выплавки, а также применение сильных раскислителей позволило авторам [90, 91] сделать уверенный вывод о том, что явление

о том, что 475-градусная хрупкость вызывается процес­ сами, аналогичными протекающим при естественном старении дюралюминиевых сплавов [92]. Действитель­ но, эти явления казались очень похожими по характеру изменения некоторых физических свойств и по сравни­ тельно медленному возрастанию твердости хромистых сталей во время отпуска. Высказывалось также мнение о том, что 475-градусная хрупкость вызвана возникно­ вением нестабильной промежуточной фазы, переходящей впоследствии в о-фазу [90, 91]. Предположение о свя­ зи 475-градусной хрупкости с процессами сигмаобразования имеется и в работе [93], в которой также ут­ верждается, что причиной охрупчивания является одно­ фазный распад твердого раствора железохромистого феррита при отпуске без выделения избыточных фаз и образования упорядоченных структур определенного химического состава.

93

По мнению авторов [18] хрупкость при 475° С обу­ словлена процессами, аналогичными начальным ста­ диям старения, когда вследствие малой диффузионной подвижности атомов при низких температурах еще не могут образоваться самостоятельные выделения сг-фа- зы с обособленными границами, а сохраняется когерент­

По нашему мнению, эти предположения недостаточ­ но убедительны, так как даже кратковременный нагрев до 700° С стали, охрупченной при 450—500° С, полностью восстанавливает ее исходную пластичность, а именно этот температурный интервал является областью наи­ большей устойчивости о-фазы.

Несколько очень интересных исследований было вы­ полнено в начале пятидесятых годов рядом зарубежных авторов. Фишер, Дулис и Кэррол [91] изучали кинети­ ку процессов охрупчивания стали с 27% Сг. Они пока­ зали, что падение ударной вязкости наблюдается лишь после часового старения металла при 475° С, а полное охрупчивание наступает через 50 ч. Оно сопровождает­ ся заметным уменьшением удельного электросопротив­ ления и увеличением удельного объема и коэрцитивной силы металла. Перестаривание не было обнаружено даже после четырехлетнего старения. Электрохимичес­ кое растворение образцов, охрупченных в течение дли­

в осадке наряду с нитридами и карбидами хрома немаг­ нитную субмикроскопическую фазу с о. ц. к. решеткой

О

и параметром 0,2878 нм (2,878 А) (среднее между пе­ риодами железа и хрома), что соответствует примерно 70% (по массе) Сг. Размеры частиц этой фазы после

скорости роста охрупчивающих выделений. Интересно, что увеличение времени выдержки с 10000 до 34000 ч

94

не привело к повышению твердости, хотя по данным электронномикроскопического исследования количество выделившихся частиц выросло за это время более чем вдвое без изменения их размеров. Это явление авторы

ственные за упрочнение. Повышение температуры наг­ рева выше 500° С приводит сначала к потере когерент­ ности, а затем и к растворению выделившейся фазы, в результате чего пластичность охрупченного металла восстанавливается до исходного уровня.

Вильямс и Пакстон, изучавшие малоуглеродистые сплавы железа с 14,8—79,5% Сг [45], показали, что ра­

нитометрических измерений (4jt/s и точки Кюри 0) они пришли к выводу о том, что 475-градусная хрупкость ферритных высокохромистых сталей обусловлена ста­ рением за счет разрыва растворимости системы Fe—Сг при этих температурах. Построенная ими диаграмма состояния системы Fe—Сг приведена на рис. 13. Сог­ ласно этой диаграмме, температура эвтектоидного прев­ ращения составляет 520° С (для сплавов с содержанием хрома не менее 50% она равна 590°С). Таким образом, единственным практическим способом предотвращения 475-градусной хрупкости, по мнению авторов [45], яв­ ляется создание тройных сплавов Fe—Сг—Si или Fe— Сг—Мп, так как каждый процент кремния и марганца понижает температуру протекания эвтектоидной реак: ции на Юэ-15 град (согласно приведенным в этой рабо­ те данным, сталь Х25С5 не стареет при 480°С).

Подробное исследование области несмешиваемости

95