Файл: Завьялов, А. С. Влияние основных факторов на температуру разупрочнения и рекристаллизации сплавов железа.pdf

ные частицы были допольно высокой^ дисперсности, причем количе­ ство их, естественно, возрастало пропорционально повышению со­ держания в сплаве углерода.

На рис. 3 приведены кривые, показывающие влияние углерода на температуру рекристаллизации в железоуглеродистых сплавах, причем для чистого железа температура рекристаллизации приня­ та, равной 450°. На этом рисунке видно, что по мере повышения содержания углерода в стали повышается температура рекристал­ лизации и снижается разница между температурой рекристаллиза­ ции при различных степенях наклепа. Оказалось, что чем больше в стали углерода, тем при меньшей степени наклепа достигалось то предельное его значение, выше которого дальнейшее повыше­ ние степени наклепа уже переставало оказывать влияние на темпе­ ратуру рекристаллизации.

Рис. 3. Влияние содержания углерода в ста­ ли на температуру рекристаллизации (на­ клеп на 50 и 100%, продолжительность от­ жига 10 час.)

Наблюдаемое на рис. 3 повышение температуры рекристаллиза­ ции при повышении количества карбидных частиц (особенно

всплавах, содержащих свыше 0,5% С) по-видимому обусловлено

восновном двумя факторами: 1) карбидные частицы закрепляют скапливающиеся около них дислокации и вследствие этого затруд­ няют образование зародышей рекристаллизации; 2) карбидные ча-

19-

I

стиды, являясь барьерами для миграции границ зародышей рекри­ сталлизации, тормозят их рост до размеров доступных наблюдению.

Но углерод, содержащийся в твердом растворе, сильнее повы­ шает температуру рекристаллизации по сравнению с углеродом, содержащимся в карбидах. Об этом свидетельствуют приведенные в табл. 8 результаты эксперимента, полученные на никелевой аусте­ нитной стали 1Н24 (сплав № 1 в табл. 3.). Температура рекристал­ лизации определялась для двух состояний: 1) когда почти весь уг­ лерод был растворен в аустените; 2) когда в аустените оставалось всего примерно 0,02% С, а остальной углерод, в количестве 0,11%, содержался в цементите (содержание углерода в аустените опреде­ лено по разности между общим содержанием его в стали и содер жанием в цементите). В первом случае температура рекристалли­ зации оказалась выше, чем во втором.

Причиной влияния растворенного углерода может являться свя­ зывание вакансий его атомами и тем самым подавление диффузи­ онных процессов. Кроме того, атомы углерода, адсорбируясь на дислокациях, тормозят их, тем самым препятствуя актам перерас­ пределения и аннигиляции дислокаций.

Экспериментально было установлено также, что при содержа­ нии углерода около 1,2% при наклепе на 50 и 100% температура рекристаллизации при выдержке 10 час. и менее повышается до критической точки Aci и, следовательно, процесс рекристаллизации начинается при фазовом превращении.

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ТЕМПЕРАТУРУ

РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ

Приведенные в табл. 1—3 и на рис. 4—6 экспериментальные данные позволяют отметить, что некарбидообразующие элементы по

сравнению с карбидообразующими оказывают слабое влияние на температуру рекристаллизации.

Карбидообразующие элементы по степени влияния их на темпе­ ратуру рекристаллизации альфа-фазы (рис. 4 и 5) можно распо­ ложить в следующей восходящей последовательности: марганец (оказывает самое слабое влияние), хром, титан, молибден и воль­ фрам, ванадий. Следовательно, за исключением титана, они распо­ лагаются в соответствии со степенью сродства их с углеродом и с температурами образования и растворения их карбидов [5, 6]. Нарушение титаном этой строгой последовательности можно объ­ яснить тем, что его карбиды типа фаз внедрения TiC образуются еще в жидкой стали и при последующих нагревах ниже темпера­ туры плавления сплава не растворяются совсем или растворяются частично. Поэтому как титан, так и углерод, связанные в данные карбиды, могут оказывать более слабое влияние на процессы, про­ исходящие в альфа-фазе, по сравнению с их влиянием в твердом растворе. В пользу этого объяснения может служить факт более сильного повышения титаном температуры рекристаллизации в низкоуглеродистом сплаве по сравнению со среднеуглеродистой сталью (сплавы № 17 и 18 в табл. 1 и № 24 и 25 в табл. 2).

В аустенитных сталях кобальт и никель вообще не оказали су­ щественного влияния на температуру рекристаллизации (рис. 6), кремний понижает, а карбидообразующие элементы сильно повы­ шают ее, причем по степени влияния их можно расположить в следующей восходящей последовательности: марганец, хром, мо­ либден, вольфрам, т. е. тоже в соответствии со степенью сродства их с углеродом и с температурами образования и растворения карбидов.

Своеобразно влияние ниобия на температуру рекристаллизации гамма-фазы: при наличии его в стали в количестве 0,73% темпе­ ратура рекристаллизации понижается, а в количестве 3,36% повы­ шается.

Своеобразным оказывается влияние на температуру рекристал­ лизации аустенитных сталей и тех элементов, которые при некото­ рых температурах отжига вызывают дисперсионное твердение спла­ вов. Такими элементами являются алюминий, ванадий и титан.

Причины различного влияния легирующих элементов на темпе­ ратуру рекристаллизации будут рассмотрены после рассмотрения злияния их на процесс разупрочнения сплавов железа.

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ПРОЦЕСС

РАЗУПРОЧНЕНИЯ СПЛАСОВ ЖЕЛЕЗА

Специальными исследованиями в данной работе установлено, что начальная температура практически заметной ползучести спла­ вов железа находится в определенной зависимости от начальной температуры разупрочнения их при отжиге после наклепа, т. е. от

21

Рис. 4. Влияние легирующих элемен­ тов на температуру рекристаллиза­ ции сплавов железа, содержащих около 0,05% С

Содержание элемент} am fa

Рис. 5. Влияние легирующих элементов на темпе ратуру рекристаллизации перлитных сталей, со держащих около 0,35% С

начальной температуры возврата: чем выше начальная температу­ ра разупрочнения, тем выше начальная температура ползучести. Но начальная температура ползучести всегда лежит несколько ниже начальной температуры разупрочнения наклепального спла­ ва, причем в аустенитных сталях это различие более существенно, чем в сталях перлитных.

Рис. 6. Влияние легирующих элементов на температуру рекристаллизации аустенитных сталей типа 1Х14Н24

Следовательно, имеет существенное теоретическое и особенно практическое значение знание влияния легирующих элементов на температуру разупрочнения сплавов железа.

Ниже излагаются результаты изучения указанного вопроса. Все эксперименты проводились на сплавах, приведенных в табл.

1—3, где приведены начальные и конечные температуры разупроч­ нения и температура рекристаллизации. Полученные эксперимен­ тальные данные представлены на рис. 7—9*.

Чтобы не загромождать рис. 7 и 8 слишком большим количест­ вом кривых, на них показано влияние легирующих элементов лишь при высоком содержании их в сплаве.

В табл. 1 и на рис. 7 наблюдается следующая характерная осо­ бенность: в ферритных сплавах при наклепе на 100% по формуле

зации.

23

карбидообразующими элементами и слабым карбидообразующим элементом марганцем. Сплавы, легированные более сильными кар­ бидообразующими элементами, меньше упрочняются при наклепе, после наклепа их твердость оказывается ниже твердости даже не­ легированного сплава, но разупрочнение их происходит при более высоких температурах, чем сплавов, легированных некарбидообра­ зующими элементами. По твердости ферритные сплавы можно рас­ положить в следующей нисходящей последовательности: кремни-

Рис. 7. Влияние легирующих элементов на процесс разупроч­ нения сплавов железа, содержащих около 0,05% С

стый, никелевый, кобальтовый, марганцовистый, нелегированный, вольфрамовый, ванадиевый, молибденовый, титановый, хромистый; перлитные стали располагаются так: ванадиевая, кремнистая, ни­ келевая, вольфрамовая, молибденовая, марганцевая, хромистая, титановая, кобальтовая, углеродистая.

24

Следовательно, при наклепе малоуглеродистых сплавов сильнее

литных сталях, легированных любым из элементов, упрочнение бо­ лее сильное, чем нелегированной углеродистой стали. Особенно сильное упрочнение вызывают ванадий и кремний.

Упрочнение при наклепе обусловлено прежде всего повышением плотности различных дефектов, особенно дислокаций. Поэтому при­ веденные результаты исследований позволяют иметь представле­ ние, в каких сплавах особенно сильно возрастает плотность дефек­ тов при наклепе.

Из табл. 2 и рис. 8 следует, что разупрочнение наклепанной не­ легированной среднеуглеродистой стали, начинается при 325' и за­ канчивается при 600°.

Рис. 8. Влияние легирующих элементов на процесс раз­ упрочнения перлитных сталей, содержащих около 0,35% С

Кобальт и никель на температуру начала и конца разупрочне­ ния оказывают слабое влияние, причем кобальт несколько пони­

25

жает температуру начала резупрочнения. Марганец и кремний при­ мерно на 25—50° повышают эти температуры.

Более существенное влияние на процесс разупрочнения перлит­ ных сталей оказывают карбидообразующие элементы. Они сдви­ гают в область более высоких температур начало и конец разупроч­ нения. Особенно сильно повышают температуру начала разупроч1 нения, а следовательно и возврата, молибден и вольфрам, а окон­ чания— ванадий. Более слабый карбидообразующий элемент хром оказывает и более слабое влияние на ту и другую температуры разупрочнения. Относительно слабое влияние оказывает и титан. Кривая разупрочнения сплава, легированного титаном, идет почти параллельно кривой разупрочнения углеродистой стали, только, примерно, на 30 единиц выше ее по твердости. Такое влияние тита­ на вероятно обусловлено тем, что в сплавах железа, легированных только титаном, карбиды последнего возникают еще в жидкой ста­ ли и растворяются в значительных количествах лишь при темпера­ турах нагрева, близких к температуре плавления стали. Поэтому при нагреве наклепанного сплава титан не оказывает какого-либо влияния на процессы перераспределения примесных атомов и обо­ собления или растворения фаз. Но образовавшиеся карбидные час­ тицы оказывают, примерно, одинаковое во всей области темпера­ тур, лежащих ниже критической точки Аь упрочняющее действие на наклепанный сплав, что и обуславливает наблюдаемую на рис. 8 несколько более высокую твердость при всех температурах отпус­ ка стали, легированной титаном, по сравнению с углеродистой сталью.

В работах [5, 6] показано, что в сплавах железа по сродству с углеродом и по температуре образования и растворения образую­

Примерно в такой же восходящей последовательности карбидо­ образующие элементы в перлитных сталях оказывают влияние на начальную и конечную температуру разупрочнения. Из указанных элементов ниобий, тантал, титан, цирконий, гафний образуют кар­ биды типа фаз внедрения еще в жидкой стали; в значительных ко­ личествах растворяются эти карбиды лишь при температурах, близких к температуре плавления стали. Поэтому влияние их долж­ но быть аналогично влиянию титана. Необходимо учитывать, как это указано в [5], что в сталях, легированных не только этими эле­ ментами, но и такими карбидообразующими, как хром, молибден, вольфрам, ванадий, некоторая часть ниобия, тантала, титана, цир­ кония и гафния может войти в состав карбидов типа Ме7С3, Ме2зС<5 и других, не являющихся фазами внедрения, которые растворяют­ ся значительно ниже температуры плавления сплава.

На рис. 9 приведены кривые изменения в зависимости от темпе­ ратуры отжига твердости наклепанных аустенитных сталей. Рису-

26