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

при введения ванадия, кремния, алюминия и ни­ келя и понижается при добавках марганца, меди и мо­ либдена, причем экспериментальные результаты удов­ летворительно согласуются с теоретическими оценками, сделанными на основе термодинамических расчетов.

Правильность представленной на рис. 13 диаграммы была подтверждена в дальнейшем работами ряда ис­

время как 100 ч старения при 350 и 550° С не вызывают упрочнения.

В последние годы в нашей стране и за рубежом выполнен ряд работ, авторы которых для изучения природы 475-градусной хрупкости применили современ­ ные методы исследования тонкой структуры сплавов [95—99]. В первую очередь необходимо отметить рабо­ ты Е. 3. Винтайкина с сотрудниками, которые изучали весьма чистые сплавы железа с 24—40% Сг методом малоуглового рассеяния нейтронов [95—96]. Нейтроно­ графическое исследование сплавов системы Fe—Сг имеет неоспоримое преимущество перед рентгенострук­ турным благодаря тому, что эти компоненты существен­ но различаются по рассеивающей способности нейтро­ нов, тогда как разница в рассеянии ими рентгеновских лучей весьма невелика.

Результаты этих исследований однозначно подтвер­ дили предположения авторов работы [45] о существо­ вании области расслоения твердого раствора в системе Fe—Сг. В то же время не подтвердились данные работ [100, 101], авторы которых высказывали предположе­ ния об образовании в результате старения упорядочен­ ной сверхструктуры Fe3Cr (типа Fe3Al). На нейтронограммах образцов стали Х28 вакуумной выплавки после отпуска в течение 1-—200 ч при 475° С не было об­ наружено никаких сверхструктурных линий, а отчетли­ во наблюдалось только малоугловое рассеяние, интен­ сивность которого возрастала по мере увеличения про­

96

ских Г—П зон, размер которых, по данным [96], сос-

О

тавляет около 0,6—1,7 нм (6—17А) (табл. 9).

Прямое электронномикроскопическое исследование фольг стали Х21, выполненное Блэкберном и Наттннгом [98], показало, что выделения образуются по плоскостям {100} матрицы в направлении < 1 0 0 > (аналогично Г— П зонам в сплавах А!—4% Си) н видны уже после 80— 100 ч отпуска закаленной стали при 475° С.

Рис. 32. Малоугловое рассеяние нейтронов от образцов стали Х28:

а — после закалки с 900° С (/) и отжига при 475° С в течение ], 4, 50 и 200 ч

Т а б л и ц а 9

ВЛИЯНИЕ ВРЕМЕНИ ВЫДЕРЖКИ ПРИ .175° С

НА СВОЙСТВА СПЛАВА Х28 (27,3% Сг, 0,003% С, 0,01% Si, 0,01% Мп, 0,003% S, 0,001% Р)

Такой малый размер Г—П зон и сравнительно невы­ сокая скорость их роста в процессе изотермической вы­ держки объясняются спинодальным характером распада твердого раствора Fe—Сг. Расслоение происходит в ус­ ловиях малой диффузионной подвижности атомов, что обусловливает медленный рост зон и медленное измене­ ние концентрации хрома и железа в зонах и матрице. Результаты исследования малоуглового рассеяния образ­ цов сплавов Х28 и Х40 после различной термообработки показали, что интенсивность расслоения твердого раство­ ра при старении при 500° С уменьшается при увеличении температуры исходной закалки от 600 до 1300° С (рис. 32,6 [96]). Эти данные лишний раз подтверждают обо­ снованность предположений о спинодальном характере распада, поскольку увеличение концентрации закалоч­ ных вакансий, которая повышается по мере увеличения температуры закалки, должно было бы привести к уско­ рению процесса распада твердого раствора по механиз­ му зарождения и роста второй фазы.

При спинодальном распаде,согласно Кану [102], для начала процесса необходимо наличие концентрационной неоднородности компонентов. Следовательно, исходная скорость процесса распада твердого раствора будет тем выше, чем больше степень ближнего расслоения Fe—Сг сплавов, которая, по данным [96], понижается по мере повышения температуры закалки. Приведенные выше ре­ зультаты хорошо согласуются с известными данными о том, что теплота смешения сплавов системы Fe—Сг по­

спектре не был обнаружен далее после 1050 ч выдержки. В то лее время необходимо отметить, что в работе Чандра и Шварца [99], изучавших процесс расслоения Fe—Сг сплавов с 24—60% (ат) Сг при помощи эффекта Мессбауэра, наличие спинодального распада было подтверледено лишь для сплава с 60% Сг, тогда как сталь Х24, по мнению авторов, распадается по механизму зароледения и роста. В этой лее работе подсчитан предел растворимости хрома в леелезе, который оказался равен

98

12% (ат.) при 475° С. Эти данные практически полностью совпадают с результатами исследований Лаигеборга [104], который установил, что 475-градусной хрупкости подвержены стали с содержанием более 13% (ат.) Сг.

Следует подчеркнуть, что до середины шестидесятых годов в технической литературе господствовало пред­ ставление о том, что процесс возникновения и развития 475-градусной хрупкости возможен лишь после весьма

^хл,

Рис. 33. Влияние времени выдержки при отпуске на твердость (о) и по­ рог хладноломкости (б) стали Х28

длительного отжига высокохромистых сталей в интерва­ ле температур 400—500° С (см. например, [42—46]). В то же время почти совершенно не изученным оставалось влияние кратковременных выдержек на структуру и свойства высокохромистых сталей.

Во многом это объясняется тем, что падение пластич­ ности и ударной вязкости при комнатной температуре наблюдалось лишь после сравнительно длительных вы­ держек закаленной стали при 475—500° С, поэтому при­ веденные Вильямсом и Пакстоном [45] данные о повы­ шении твердости стали Х28 после I ч отжига при 475° С (рис. 33, а) не привлекли особого внимания исследовате­ лей к этому явлению. Практически первыми в этом на­ правлении оказались исследования А. П. Окенко с со­ трудниками [ 105., 106], в которых было четко показано наличие двух стадий процесса охрупчивания. Этот вывод был сделан на основании результатов определения поро­ га хладноломкости и твердости стали марок Х25Т и Х28 в зависимости от режима термообработки. Как видно из

данных, приведенных на рис. 33, б, первая стадия проте­ кает практически с самого начала изотермической вы­ держки при 475° С и в основном заканчивается через 10—15 мин. Вторая стадия — расслоение твердого раст­ вора с образованием высокохромнстых комплексов—-на­ блюдается после более продолжительных выдержек (не менее 1 ч) и приводит к дальнейшему существенному из­ менению механических и физических свойств стали.

Вначале предполагалось, что причиной повышения порога хладноломкости хромистых сталей на первой ста­ дии отпуска является упорядочение твердого раствора с образованием сверхструктуры Fe3Cr. В пользу этой ги­ потезы свидетельствовали результаты прямого электронномикроскоппческого исследования: в фольгах из стали Х25Т после 10 мин выдержки при 475° С и деформации около 2 % наблюдались парные дислокации [105]. Не противоречит этому предположению также характер за­ висимости изменения удельного сопротивления и моду­ ля упругости стали от времени отпуска [107]. Авторы работы [108] на основании комплексного исследования ряда хромистых сталей (применялись методы определе­ ния ударной вязкости, макро- и микротвердости, гальвапомагнитпого эффекта, коэрцитивной силы, удельной теп­ лоемкости и др.) подтвердили наличие двух стадий про­ цесса 475-градусного охрупчивания и связали первый этап с образованием при коротких выдержках (до 1 ч) упорядоченных зон пониженной пластичности преимуще­ ственно в приграничных участках хромистого феррита. По мнению авторов [108], об этом свидетельствует, в частности, замедление процесса охрупчивания в началь­ ной стадии отпуска при 475° С по мере увеличения про­

растворением карбидов типа Ме23Се по границам зерен и блоков, что приводит к обогащению хромом пригранич­ ных зон, ускоряя начало упорядочения в этих микрообъ­ емах. Выравнивание концентрации хрома по телу зерна при увеличении продолжительности высокотемператур­ ного нагрева приводит к задержке процесса упорядоче­ ния.

Однако после опубликования работ [95, 96], одно­ значно исключавших подобное истолкование процесса, внимание многих исследователей вновь стали йривлекатъ примеси, так как теперь влияние содержания хрома и

100

продолжительности выдержки на охрупчивание металла уже получило исчерпывающее объяснение благодаря теории расслоения. Подробное исследование причин хрупкости хромистых ферритных сталей было выполне­ но Ю. О. Меженным и Ю. А. Скаковым [109]. Они по­ казали, что ведущую роль в процессе охрупчивания на первой стадии отпуска иг­

твердость и пластичность закаленных с 1100° С образцов сплава 0X24 в сильной степени зависела от скорости ох­ лаждения. Закалка в 10%-ном водном растворе NaOH обеспечивала более высокую скорость охлаждения и бо­ лее низкую твердость, чем закалка в воде, в ходе кото­ рой частично успевает пройти процесс распада феррит­ ного твердого раствора, сильно пересыщенного азотом, с образованием зонной структуры и атмосфер Коттрел­ ла на дислокациях. В последнем случае кратковремен­ ный нагрев при 475° С приводил к понижению твердости вследствие исчезновения зонной структуры. Последую­ щее образование пластинчатых выделений Cr2N [струк­ тура упорядоченного орторомбического нитрида хрома

О

с параметрами решетки а=0,274 им (2,74А), 6=0,476 нм

О О

(4,76 А), с=0,44 им (4,40 А) была расшифрована по мнкроэлектронограммам], которые отчетливо наблюда­ лись уже после 3—5 мин отпуска, приводит к возраста­ нию твердости и хрупкости (табл. 10).

101