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

’нок н данные табл. 3 показывают, что в аустенитных сталях резкое

.влияние на температуру начала и конца разупрочнения оказал хром: в стали 1Х14Н24 разупрочнение начинается при 600° и закан­ чивается при 1100°, а в несодержащей хрома стали 1Н24—соответ­ ственно при 300 и 700°: В сталях, содержащих 3,60 и 6,64% хрома, разупрочнение начинается при 400° и заканчивается при 800—900°.

Легирование стали 1Х14Н24 марганцем и кобальтом до 4% не приводит к заметному изменению кривых разупрочнения.

Алюминий и кремний в ряде случаев несколько понижают тем­ пературу начала разупрочнения стали типа 1Х14Н24, но значитель­ но повышают твердость ее при наклепе и, несмотря на более низ­ кую начальную температуру разупрочнения, твердость стали, леги­ рованной ими, при всех температурах отжига остается более высо­ кой, чем эталонной нелегированной ими стали 1Х14Н24.-Темпера­ туру окончания разупрочнения эти элементы повышают.

Алюминий значительно повышает твердость после отжига в об­ ласти температур 400—700°, причем максимального значения твер­ дость достигает после отжига при 600°. Это повышение твердости обусловлено дисперсионным твердением, вызванным образова­ нием высокоднсперсных частиц интерметаллического соединения

(Ni, Fe)3Al.

Дисперсионное твердение наблюдается и в стали, легированной титаном; в этой стали максимальная твердость достигается после отжига при 700°. В данном случае дисперсионное твердение, как показал фазовый химический и рентиноструктурный анализ, вы­ звано образованием высокодисперсных частиц интерметаллидов

(Ni, Fe)2Ti и (Ni, Fe)3Ti.

Существенно повышает твердость наклепанной аустенитной ста­ ли молибден. При этом начальная температура разупрочнения не повышается, но заметно повышается температура отжига, соответ­ ствующая окончанию разупрочнения для сплава с 5,85% моли­ бдена.

Более сильное влияние на процесс разупрочнения оказал вана­ дий, причем при содержании его в стали в количестве 3,5% наблю­ дается дисперсионное твердение, достигающее максимума после отжига при 600°. Высокую твердость имеет сталь после отжига при температурах, лежащих выше температуры окончания разупроч­ нения.

Сильно задерживает разупрочнение стали также ниобий при со­ держании 3,36%: только после отжига при 700° начинается плав­ ное снижение твердости, а окончание разупрочнения достигается лишь после отжига при 1200°. Но в количестве 0,73% ниобий ока­ зал обратное влияние — разупрочнение закончилось после отжига при 900°. Твердость после окончания разупрочнения оказалась выше, чем в стали без ниобия.

На рис. 7—9 видно, что температура рекристаллизации во всех сплавах лежит на ниспадающем участке кривых и конечная темпе­

:28

ратура разупрочнения во всех случаях значительно выше темпера­ туры рекристаллизации.

Исследования показали, что во всех изучавшихся сплавах тем­ пература отжига, вызывающего полное разупрочнение, соответст­ вует завершению собирательной рекристаллизации и началу вто­ ричной рекристаллизации.

Приведенные выше данные позволяют отметить, что хромонике­ левые аустенитные стали, легированные молибденом или вольфра­ мом, являются хорошим жаропрочным материалом, качество кото­ рого может еще улучшиться при введении в сталь ванадия. Для устранения межкристаллитной коррозии в данные стали целесооб­ разно вводить ниобий или титан. При этом необходимо учитывать, что если они введены в количестве, достаточном не только для свя­ зывания в карбиды всего углерода, но и для образования интерметаллидов, то при длительной работе изготовленных из таких ста­ лей агрегатов рабочая температура должна быть ниже температу­ ры коагуляции этих интерметаллидов.

О ПРИРОДЕ ВЛИЯНИЯ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ТЕМПЕРАТУРУ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ В СПЛАВАХ ЖЕЛЕЗА

Приведенные выше экспериментальные данные о влиянии на процесс разупрочнения и на температуру возврата и рекристалли­ зации всех основных элементов, применяемых для легирования пер­ литных и аустенитных сталей, в том числе теплоустойчивых и жа­ ропрочных, позволяют коснуться природы этого влияния.

Процесс рекристаллизации может протекать лишь благодаря процессу диффузии. Следовательно, легирующие элементы, кото­ рые повышают энергию межатомных связей и снижают диффузион­ ную подвижность атомов, должны повышать температуру рекри­ сталлизации. Этим, в первую очередь, и обусловлено повышение температуры рекристаллизации хромом, молибденом, вольфрамом. Особо следует остановиться на влиянии ванадия. Температура ре­ кристаллизации в сплаве, содержащем 0,05% углерода и 0,22% ванадия, оказалась на 20° выше, чем в сплаве, содержащем 0,36% углерода и 0,30% ванадия. Это, вероятно, обусловлено тем, что в сплаве, содержащем 0,36% С, почти весь ванадий был в карби­ дах, а в сплаве, содержащем 0,05% С, подавляющая часть ванадия оставалась растворенной в феррите.

Понижение температуры рекристаллизации при введении 3,5% ванадия в аустенитную сталь обусловлено снижением содержания углерода в аустените вследствие перехода его в карбиды и силь­ ным измельчением ванадием зерна стали: зерна были мелкими {№ 8 и более мелкие) и этим стали, содержащие ванадий, резко отличались от других аустенитных сталей.

Хотя карбиды, закрепляя скапливающиеся около них дислока­ ции, затрудняют образование зародышей рекристаллизации, но в данном случае над влиянием данного фактора преобладало влия­ ние снижения содержания в аустените углерода и измельчения зер­

29

на стали. Следует отметить, что в работе не изучено влияние ва­ надия на плотность различных дефектов, прежде всего дислокаций, а количество дефектов существенно влияет на температуру рекри­ сталлизации.

Своеобразным оказалось и влияние ниобия в аустенитной стали. При введении ниобия в количестве 0,86% он понизил температуру рекристаллизации с 760 до 715°, а при введении его в количестве 3,36% он повысил температуру рекристаллизации до 775°.

Причина такого влияния ниобия, вероятно, объясняется следую­ щим. В стали, в которую он вводился, содержится 0,12% С; для связывания этого углерода в карбиды NbC требуется около 1,0% Nb. Образование данного карбида вызывает резкое снижение содержания углерода в твердом растворе, что и вызывает пониже­ ние температуры рекристаллизации. Повышение содержания нио­ бия свыше 1,0% начинает уже повышать температуру рекристал­ лизации. Объяснить это повышением содержания ниобия в аусте­ ните нельзя, так как результаты фазового химического и рентгено­ структурного анализов показали, что почти весь ниобий содер­ жится в карбидах и интерметаллидах (Ni, Fe)2 Nb. Следовательно, отмеченное повышение ниобием температуры рекристаллизации обусловлено образованием большого количества высокодисперсных частиц интерметалла типа фаз Лавеса (Ni, Fe)2 Nb, которые, зак­ репляя скапливающиеся около них дислокации, затрудняют обра­ зование зародышей рекристаллизации и миграцию их границ.

Кстати, переход никеля из аустенита в интерметаллиды не мо­ жет понизить температуру рекристаллизации, так как повышают ее лишь первые 1—2% никеля (см. табл. 1 сплавы №1 , 6 и 7,

втабл. 2 сплавы № 3, 12 и 13 и в табл. 3 сплавы № 5 и 6).

Ваустенитной стали, легированной алюминием в количестве 2,92% (табл. 3), образуются интерметаллиды (Ni, Fe)3 А1; в ней

произошло сильное повышение температуры рекристаллизации. Вероятной причиной этого является то, что группировки атомов алюминия в твердом растворе, а также и возникшие высокодис­ персные частицы интерметаллида (Ni, Fe)3 А1 тормозят дислокации и вследствие этого, препятствуя актам перераспределения и анниги­ ляции дислокаций, затрудняют образование зародышей рекристал­ лизации и рост их до размеров, доступных наблюдению, .

Фазовый химический и рентгеноструктурный анализы образцов изучавшихся аустенитных сталей, после наклепа подвергавшихся отжигу в интервале 700—1150° через каждые 50°, позволил устано­ вить, при каких температурах, какие карбиды и интерметаллиды образуются в этих сталях.

В стали 1Х14Н24 образуются только карбиды типа Ме23С6, при­ чем максимальное количество их образуется при температуре при­ мерно 800°; повышение температуры нагрева понижает количество этих карбидов, а при температуре 1150° они отсутствуют полностью. В [5] было установлено, что указанные карбиды, так же как и кар­ биды типа Ме3С могут полностью раствориться при температурах

30

значительно ниже 1150°, если содержание углерода в них не превы­ шает предельной растворимости его в железе при этих температу­ рах.

Аналогичные данные были получены и для сталей типа 14 -24 легированных кобальтом. В сталях, легированных кремнием, уста­ новлены так же карбиды типа Ме6С, а в легированных алюми­ нием, наряду с карбидами Ме2зСб, установлены интерметаллиды ти­

карбидом в них является МегзСб. Аналогичная картина наблюдает­ ся и в сталях типа 14—24, легированных вольфрамом.

Всталях 14—24, содержащей 0,86% ниобия, образуются карби­ ды NbC и Ме23Сз, причем последние при температуре 850° и более высоких образуются в незначительном количестве.

Всталях 14—24, содержащей 3,36% ниобия наряду с карбидами NbC и Ме2зСй (последнего образуется немного), в больших количе­

ствах образуется интерметаллическая фаза типа фаз Лавеса Nb (Ni, Fe)2, имеющая кубическую решетку, изоморфную с решет­ кой TiNi2. Эта фаза сохраняется даже при нагреве стали до 1150°; температуру полного растворения ее установить не удалось. Кар­ биды Me23C6 при температурах выше 850° в данной стали не обра­ зуются.

В сталях 14—24, легированных титаном, наряду с карбидами TiC и Ме23С6 (последнего при взятом содержании в стали углерода и титана образуется очень немного) возникают в значительном ко­ личестве интерметаллиды (Ni, Fe)2 Ti и (Ni,Fe)3Ti.

Полученные результаты фазового химического и рентгенострук­ турного анализов, в сочетании с приведенными в табл. 3 и на рис. 6 данными, позволяют сделать вывод, что образование в аусте­ нитных сталях карбидов понижает температуру рекристаллизации, а образование интерметаллидов, в химическом составе которых преобладают элементы, оказывающие слабое влияние на темпера­ туру рекристаллизации, повышает эту температуру.

Такое влияние образования карбидов, по-видимому, обусловлено понижением содержания в аустените углерода и карбидообразую­ щих элементов, сильно повышающих температуру рекристаллиза­ ции; влияние данного фактора преобладает над влиянием обра­ зующихся частиц карбидов, закрепляющих дислокации.

Отмеченное влияние образования высокодисперсных частиц интерметаллидов обусловлено закреплением этими частицами дис­ локаций, что затрудняет образование зародышей рекристаллиза­ ции, а также барьерной ролью данных частиц, препятствующих миграции границ, возникших зародышей рекристаллизации и их росту до размеров, доступных наблюдению.

31