Фазовые превращения в легированных сталях

2. Фазовые превращения в легированных сталях

2.1. Влияние легирующих элементов на образование аустенита при нагреве

Процесс аустенитизации при нагреве легированных сталей состоит из полиморфного a® g - превращения, растворения в аустените цементита и специальных карбидов, нитридов и интерметаллидов, рекристаллизации зерен аустенита.

2.1.1. Структурная перекристаллизация стали при полиморфном a®g
превращении

В.Д. Садовским с сотрудниками показано, что образование аустенита при нагреве может проходить по двум конкурирующим механизмам фазовых превращений: кристаллографически неупорядоченному и упорядоченному.

При неупорядоченном механизме образования аустенита полиморфное a®g превращение (фазовая перекристаллизация) сопровождается структурной перекристаллизацией – изменением величины, формы и ориентации вновь образующихся зерен g-фазы по отношению к исходной a-фазе. При упорядоченном механизме фазовый переход не сопровождается структурной перекристаллизацией, которая протекает при более высоких температурах вследствие первичной рекристаллизации фазонаклепанного при сдвиговом превращении аустенита.

Главным фактором, определяющим возможность того или иного механизма перекристаллизации, является тип исходной структуры, а точнее ее кристаллографическая упорядоченность. При исходной неупорядоченной (равновесной) структуре (ферритокарбидная смесь - ФКС) имеет место только неупорядоченный механизм перекристаллизации. При исходной упорядоченной (неравновесной) структуре (мартенсит, бейнит, видманштетт) может наблюдаться тот или другой механизм перекристаллизации. В этом случае реализация одного из них будет определяться легированностью стали и скоростью нагрева.

Исходная неупорядоченная структура

В практике термической обработки конструкционных и инструментальных сталей наиболее часто нагреву для аустенитизации подвергается сталь, имеющая исходную кристаллографически неупорядоченную структуру ферритокарбидной смеси (феррито-перлитная, перлитная, перлитная с избыточными карбидами). Схема неупорядоченного (нормального) механизма образования аустенита представлена на рис. 2.1. При нагреве стали выше критических точек происходит полиморфное превращение, при этом, как полагают многие ученые, зародыши аустенита всегда образуются по сдвиговому механизму.

В результате объемных изменений возрастает дефектность аустенита. Образующийся аустенит наклепан при фазовом превращении. Фазонаклепанный аустенит – термодинамически неравновесная структура, поэтому идет процесс его первичной рекристаллизации, который переводит структуру в равновесное состояние. Процесс образования зародышей аустенита совпадает с процессом его рекристаллизации, поэтому при переходе через критическую точку образуется мелкое зерно аустенита. Процессы фазового перехода и рекристаллизации при таком механизме совпадают. Дальнейший нагрев в аустенитной области будет приводить к росту зерна аустенита (собирательной рекристаллизации).

Рекомендуемые материалы

Необходимо отметить, что процесс фазовой перекристаллизации при неупорядоченной исходной структуре ферритокарбидной смеси в углеродистых и легированных сталях практически мало различается. Образовавшееся зерно аустенита во всех сталях мелкое. Правда, чем выше скорость нагрева, тем мельче получается зерно, так как скорость образования зародышей новой фазы возрастает быстрее, чем скорость их роста. Существенное различие между углеродистой и легированной сталью проявляется при повышении температуры в аустенитной области, когда происходит рост зерен аустенита, их собирательная рекристаллизация.

Рисунок 2.1 – Схема перекристаллизации стали с исходной неупорядоченной структурой при нагреве и охлаждении

Исходная упорядоченная структура. Структурная наследственность в стали

Рассматриваемый случай имеет особо важное значение для легированных сталей, так как иногда они подвергаются термической обработке, имея исходную крупнозернистую упорядоченную структуру (мартенсит и бейнит), полученную в результате закалки при охлаждении проката, поковок, отливок, сварных соединений. Нагрев стали с исходной структурой мартенсита или бейнита – нередкое явление также при повторной закалке перегретых легированных сталей. Механизм перекристаллизации при нагреве исходно упорядоченной структуры заметно сложнее, чем «нормальный» механизм перекристаллизации.

При определенных условиях сталь теряет способность к структурной перекристаллизации при a®g-превращении. Нагрев крупнозернистой упорядоченной структуры выше Ас₃ может вызвать образование зерен аустенита той же формы, размера и ориентации, что и исходное зерно стали, т.е. происходит восстановление исходного зерна. Такое явление называют структурной наследственностью в стали. Изучению этого сложного явления посвящены фундаментальные работы В.Д. Садовского с сотрудниками, а также работы Н.Н. Липчина и С.С. Дьяченко с сотрудниками.

В зависимости от легирования и скорости нагрева можно сгруппировать стали по степени проявления структурной наследственности. Ниже по данным В.И. Зельдовича показано влияние легирования и скорости нагрева на проявление структурной наследственности (знак «плюс» означает проявление структурной наследственности, а «минус» – ее отсутствие) в стали:

Чем более легирована сталь, тем шире диапазон скоростей нагрева, при которых проявляется структурная наследственность в стали. Легирование влияет на критическую скорость нагрева, при которой наблюдается восстановление исходного крупного зерна при повторном нагреве выше Ас₃ и не происходит образования мелко зернистого аустенита. Для легированной стали на рисунке 2.2 приведена схема, упрощенно показывающая процесс формирования зерна при нагреве и охлаждении стали с исходной упорядоченной структурой.

При достаточно быстром (сотни градусов в секунду) нагреве закаленной и неотпущенной стали реализуется особый кристаллографически упорядоченный механизм образования аустенита, сходный с обратным мартенситным превращением в высоколегированных сплавах, в результате чего происходит восстановление зерна исходной структуры. Образовавшийся при упорядоченном a®g переходя аустенит фазово наклепан. С повышением температуры нагрева выше Т_р происходит его первичная рекристаллизация и только тогда зерно аустенита измельчается.

При быстром нагреве (100-200 °С/с) температура первичной рекристаллизации Т_р лежит намного выше температуры фазового a®g перехода (рис. 2.2).

                                                                       Время

Рисунок 2.2 – Схема перекристаллизации стали с исходной упорядоченной структурой

при нагреве и охлаждении

При промежуточных умеренных скоростях нагрева (100-150 °С/мин), когда успевает пройти полный распад мартенсита до начала a®g-перехода с образованием кристаллографически неупорядоченной структуры, структурная наследственность стали не проявляется. При этом a®g-переход совпадает с рекристаллизацией и зерно сразу же получается мелким, т.е. реализуется нормальный неупорядоченный механизм a®g превращения, сопровождающийся структурной перекристаллизацией. При достаточно медленном
(1-2 °С/мин) нагреве многих сталей аустенит образуется также кристаллографически упорядоченным механизмом, в результате чего и при таком нагреве наблюдается восстановление зерна исходной структуры, т.е. резко выраженная структурная наследственность. Причины наследования крупного зерна исходной a-фазы и, соответственно, несовпадения температур полиморфного превращения и первичной рекристаллизации следующие:

1) при медленном нагреве уменьшается плотность дислокаций еще при подходе к критической точке, т.е. уменьшается движущая сила процесса рекристаллизации;

2) успевают выделиться карбиды, нитриды, карбонитриды которые выделяясь при нагреве по границам мартенситных кристаллов, задерживают процесс рекристаллизации, сдвигая его в область более высоких температур, при которых происходит растворение этих фаз в аустените (работы Н.Н. Липчина с сотрудниками).

Структурная наследственность хорошо проявляется в конструкционных сталях типа ЗОХГСА, 37ХНЗА, 20Х2Н4А и т.п. Наиболее вероятно проявление структурной наследственности при термической обработке предварительно перегретых сталей, содержащих добавки сильных карбидообразующих элементов - титана, ванадия, ниобия. Одна­ко необходимо оговориться, что не все легированные стали склонны к этому явлению при медленном нагреве. Быстрый нагрев, приводящий к структурной наследственности в конструкционных легированных сталях, может реализоваться на практике при электронагреве или нагреве тонких изделий в соляных ваннах с последующей кратковременной выдержкой. Следует подчеркнуть, что отпуск перед окончательным быстрым нагревом под закалку исключает проявление структурной наследственности. При медленном нагреве влияния предварительного отпуска, естественно, не наблюдается, так как он протекает в процессе самого нагрева под закалку.

В высоколегированных сталях (быстрорежущие, мартенситностареющие, нержавеющие мартенситные стали и др.) структурная наследственность проявляется в широком диапазоне скоростей нагрева, т. е. не только при быстром и медленном нагреве, но и при промежуточных умеренных скоростях нагрева. Следовательно, в таких сталях структурная наследственность наблюдается в обычно принятых на практике условиях нагрева, так как восстановленное зерно аустенита длительное время не рекристаллизуется. Так, при повторном нагреве под закалку быстрорежущей стали независимо от скорости нагрева при аустенитизации, происходит восстановление исходного зерна и наблюдается нафталинистый излом. В мартенситностареющих сталях восстановление крупного зерна происходит при обычной технологии их термической обработки.

Чтобы избежать явления структурной наследственности при нагреве перегретой стали, нужно перед нагревом иметь исходную кристаллографически неупорядоченную структуру. В этом случае реализуется кристаллографически неупорядоченный механизм a®g перехода, при котором получается мелкое зерно аустенита. Исходную неупорядоченную структуру можно получить после предварительного высокого отпуска или отжига.

2.1.2. Растворение карбидов и нитридов в аустените

Растворение карбонитридных фаз в аустените при термической обработке определяет многие свойства стали (устойчивость переохлажденного аустенита, прокаливаемость и закаливаемость, разупрочнение, при отпуске, дисперсионное упрочнение и др.).

Растворение фаз, в частности карбидных и нитридных частиц, осуществляется путем перехода атомов из нестабильной фазы в стабильный при данной температуре твердый раствор – аустенит.

Термодинамические условия равновесия карбидных и нитридных фаз в твердом растворе позволяют определить равновесные концентрации элементов в твердом растворе, т.е. растворимость при данной температуре. Термодинамические условия растворения специальных карбидов и нитридов в аустените характеризуются следующим уравнением:

,

где N_Me и N_x – концентрация в мольных долях легирующего элемента Me, углерода и азота Х; ΔG_MeXn – свободная энергия образования соединения; g_Ме и g_Х – коэффициенты термодинамической активности Me и X.

По указанному выше уравнению можно рассчитать растворимость карбидов и нитридов в сталях различного состава при любых температурах. Для этого необходимо знать значения стандартной свободной энергии образования карбидов и нитридов, а также коэффициенты термодинамической активности элементов в железе.

Растворимость карбидов и карбонитридов в аустените выше, чем нитридов. На рис. 2.3 представлены данные по растворимости карбонитридов ванадия, ниобия, титана и нитрида алюминия в аустените (сталь содержит 0,1 % С, ,5 % Mn, 0,1 % Me, 0,03 % N). Левая кривая для каждого элемента характеризует растворимость его карбида, правая – практически чистого нитрида. Заштрихованная область соответствует растворению комплексных соединений – карбонитридов. Для всех элементов (особенно титана) растворимость карбидов значительно больше, чем нитридов. Нитриды титана практически не растворяются в аустените при всех температурах. Трудно растворимы в аустените нитриды ниобия и алюминия. При реальных температурах нагрева под закалку растворяются карбонитриды ванадия. Следует также отметить, что карбиды и нитриды хрома еще легче переходят в состав аустенита при более низких температурах, чем карбиды и нитриды ванадия. Большое влияние на растворимость карбидов в аустените оказывает углерод. На рис. 2,4 приведены такие данные для карбидов ванадия, ниобия, титана и циркония. Повышение температуры растворимостикарбидов в аустените с увеличением содержания углерода обусловлено повышением активности углерода в аустените вследствие роста его концентрации, в твердом растворе и увеличения коэффициента термодинамической активности.

Рисунок 2.4 – Растворимость карбидов ванадия (а), ниобия (б), титана (в),

циркония (г) в аустените при разных температурах в зависимости от содержания

углерода (указано в % на кривых) в стали

Температура растворения карбидов, нитридов, карбонитридов зависит не только от химической природы данной фазы, но и от состава стали. При этом невозможно указать конкретную температуру растворения карбида или нитрида безотносительно к составу стали. Находящиеся в аустените карбидо-, нитридообразующие элементы (марганец, хром, молибден и др.) уменьшают коэффициент термодинамической активности углерода и азота что, согласно приведенному выше уравнению увеличивает произведение растворимости карбидов и нитридов, т.е. способствует переходу этих фаз в аустенит. Легирование стали некарбидообраэующими элементами (кремнием, никелем, кобальтом) будет, наоборот, увеличивать коэффициент термодинамической активности углерода и азота, т.е. затруднять растворение карбидов и нитридов в аустените.

Необходимо подчеркнуть, что отмеченное влияние карбидообразующих элементов проявляется только в том случае, если они находятся в твердом растворе (аустените), а не в карбидной фазе. Поэтому при рассмотрении растворения того или иного карбида и нитрида следует учитывать, что раньше перейти в аустенит могут лишь менее сильные карбидо- или нитридообразователи. Так, при растворении в аустените карбида VC увеличивать его растворимость будут марганец и хром, карбиды которых растворились в аустените при более низкой температуре. Титан такого влияния на растворение карбида ванадия оказывать не будет, так; как он находится в периодической таблице левее ванадия и, следовательно, его карбид ТіС перейдет в аустенит при более высокой температуре, чем карбид VC.

2.1.3. Рост зерна аустенита при нагреве

С повышением температуры и увеличением продолжительности выдержки в аустенитной области происходит рост зерна аустенита. Движущей силой собирательной рекристаллизации аустенита является стремление системы понизить поверхностную энергию путем уменьшения протяженности границ зерен. В подавляющем большинстве сталей необходимо получить мелкое зерно аустенита, так как чем меньше размер зерна, тем выше прочность, сопротивление хрупкому разрушению и ряд других свойств сталей. В некоторых сталях (например, в магнитномягких трансформаторных сталях) стремятся получить, наоборот, крупное зерно. Легирование существенно влияет на размер зерна аустенита.

Рост зерна аустенита осуществляется по трем механизмам: 1) миграция границ зерен; 2) образование новых границ зерен; 3) слияние зерен.

Третий механизм связан с перестройкой дислокационной структуры. Первый и второй, – как с перестройкой дислокационной структуры, так и с перемещением атомов через границы.

На рост зерна аустенита влияют технологические факторы (температура, время выдержки, скорость нагрева) и химический состав сталей. Влияние легирующих элементов на рост зерна аустенита связано: 1) с затруднением перемещения дислокаций, из которых состоит граница зерен; 2) с изменением диффузионной подвижности атомов, определяемой энергией межатомного взаимодействия; 3) с изменением свободной энергии границ зерен.

Карбидо- и нитридообразующие элементы (Сг, Mo, W, V, Nb, Ті, Zr) тормозят рост зерна аустенита при нагреве, причем тем сильнее, чем более стойкую фазу образует элемент. Алюминий, связанный в нитрид, также сильно тормозит рост зерна. Такое влияние карбидо- или нитридообразующих элементов объясняется наличием нерастворенных в аустените дисперсных карбидов и нитридов, оказывающих барьерное действие на мигрирующую границу зерен. Растворение и коагуляция дисперсных фаз в аустените устраняют или снимают эффект барьерного действия частиц. Максимальный размер зерна аустенита, зависит от размера частиц и их количества, больше объемная доля нерастворенных частиц сохраняется в стали при нагреве и меньше их размер, тем более мелкозернистым получается аустенит. Для получения мелкозернистой стали в широком диапазоне температур нагрева наиболее эффективно легирование стали двумя или более карбидо- или нитридообразующими элементами, имеющими различную температуру перехода соответствующих фаз в твердый раствор.

Элементы С, N, B, образующие твердые растворы внедрения, понижают энергию межатомного взаимодействия в решетке аустенита и способствуют росту зерна аустенита, если они растворены в нем.

Такие элементы, как, например, Ni, Cu, W, Mo, Cr и др., повышающие энергию межатомного взаимодействия, тормозят рост аустенитного зерна. Наиболее сильное влияние оказывают элементы с менее достроенной d-электронной оболочкой. Кроме того, такие элементы как W, Mo, Ti и др. способствуют снижению свободной энергии границ зерен (поверхностной энергии) и тем самым уменьшают движущую силу собирательной рекристаллизации зерен аустенита.

Есть сведения, что Мn повышает свободную энергию границ и способствуют росту зерна аустенита. Таким образом, углерод, азот, бор, алюминий, не связанные в карбиды и нитриды, а находящиеся в твердом растворе-аустените способствуют росту его зерна. Также увеличивают склонность к росту зерна марганец и кремний. Мнения о природе влияния перечисленных элементов на увеличение склонности к росту зерна противоречивы.

2.2. Превращение переохлажденного аустенита

При закалке, нормализации и отжиге происходит распад переохлажденного аустенита, при этом возможны три типа превращений: перлитное, промежуточное, мартенситное. Легирующие элементы существенно влияют на кинетику и механизм этих превращений.

2.2.1. Влияние легирующих элементов на устойчивость переохлажденного
аустенита

Как известно, устойчивость переохлажденного аустенита к распаду характеризуется диаграммами изотермического превращения аустенита (С-образными кривыми начала и конца превращений). Изменение содержания углерода н легирование аустенита влияют на кинетику перлитного и промежуточного превращений и температуру мартенситного превращения.

На рис. 2.5 приведены такие диаграммы для углеродистых сталей с разным содержанием углерода. Устойчивость аустенита характеризуется С-образными кривыми начала и конца превращений. В доэвтектоидных и заэвтектоидных сталях перлитному превращению предшествуют линии выделения избыточных фаз (феррита и цементита соответственно).

Рисунок 2.5 – Диаграммы изотермического распада аустенита в углеродистых сталях:

а - доэвтектоидная сталь (0,45% С); б - эвтектоидная сталь (0,8% С);

в - заэвтектоидная сталь (1,2 % С)

По влиянию на устойчивость переохлажденного аустенита легирующие элемента можно разделить на некарбидообразующие и карбидообразующие.

Некарбидообразующие элементы (Ni, Al, Si, Cu) и слабый карбидообразующий элемент Mn, принципиально не меняя вид С-кривой, смещают ее по температуре превращения и повышают устойчивость аустенита, сдвигая линии по диаграмме вправо. Исключение составляет кобальт, который уменьшает время до начала распада.

Карбидообразующие элементы (Сr, Mo, W, V) существенно изменяют вид диаграммы и кинетику превращения, обусловливая четкое разделение перлитного и бейнитного превращений с появлением области повышенной устойчивости аустенита между ними. На рис. 2.6 приведены данные по влиянию никеля и хрома как некарбидообразующего и карбидообразующего элементов на характер диаграммы изотермического распада аустенита.

Разделение перлитного и промежуточного превращений на диаграмме распада вообще свойственно легированным сталям при наличии в их составе нескольких легирующих элементов независимо от их карбидообразующей способности, хотя при наличии карбидо-образователей эта особенность ярче проявляется.

Легирующие элементы по-разному влияют на перлитное, промежуточное и мартенситное превращения.

В перлитной области все легирующие элементы, за исключением кобальта, если они переведены в аустенит при нагреве, увеличивают устойчивость переохлажденного аустенита. Особенно эффективно увеличивают инкубационный период молибден и марганец, несколько слабее – хром и никель. Уменьшает его кобальт. В доэвтектоидных сталях легирующие элементы могут по-разному влиять на выделение избыточного феррита и образование феррито-карбидной смеси. Так, кремний и алюминий ускоряют процесс образования избыточного феррита, но замедляют распад на ферритокарбидную смесь, а марганец и никель замедляют оба процесса.

Увеличение содержания углерода существенно уменьшает скорость образования избыточного феррита в доэвтектоидных сталях и повышает скорость образования избыточного карбида в заэвтектоидных сталях, а скорость образования ферритокарбидной смеси максимальна при его концентрации, близкой к эвтектоидной. В бейнитной области наиболее эффективно увеличивают устойчивость аустенита углерод и азот. Легирующие элементы Мn, Сr, Ni, Мо, W и другие расширяют инкубационный период начала бейнитного превращения, но существенно в меньшей степени, чем они влияют на перлитное превращение. Как известно, бейнитное превращение в отличие от перлитного не завершается полным распадом аустенита, часть аустенита остается нераспавшейся. Легирование увеличивает количество остаточного аустенита при бейнитном распаде.

После легирования бейнитное превращение смещается в область более низких температур, в результате чего в высоколегированных сталях оно может совпадать с мартенситным превращением.

Также легирование может влиять на устойчивость переохлажденного аустенита  косвенно, в результате изменения размера зерна, размера и количества нерастворенной карбидной фазы, состава и дисперсности неметаллических включений и других факторов. Все они могут заметно влиять на распад аустенита в перлитной области, но практически не влияют на промежуточное превращение и температурный интервал мартенситного превращения. Так, перлитное превращение ускоряется за счет нерастворившихся в аустените карбидов, некоторых дисперсных неметаллических включений, уменьшения размера зерна.

Влияние легирующих элементов на устойчивость аустенита не аддитивно, т.е. при наличии в аустените нескольких элементов их действие не суммируется, а может очень существенно изменяться. Так, наиболее сильный эффект повышения устойчивости аустенита наблюдается при таких композициях легирования, как Cr-Ni, Сr-Ni-Mo, Сr-Mn,
Cr-Mn-V и др., причем соотношение легирующих элементов должно быть примерно
Сr: Ni = 2 : 3, а Сr: Мn = 1,5 : 2.

Легирующие элементы оказывают также сильное влияние на температуру начала мартенситного превращения М_н. Наиболее сильно понижает М_н марганец, несколько слабее действуют хром, ванадий, никель, молибден. Медь и кремний в количествах, применяемых в стали, мало влияют на положение мартенситной точки. Кобальт и алюминий повышают мартенситную точку. Углерод и азот сильно снижают температуру мартенситного превращения.

В зависимости от легирования сталей можно выделить шесть основных разновидностей диаграмм изотермического распада переохлажденного аустенита и соответствующих им термокинетических диаграмм (рис. 2.7).

Для углеродистых, а также некоторых низколегированных сталей, содержащих в основном некарбидообразующие элементы – никель, кремний, медь (рис. 2.7,а), изотермический распад аустенита характеризуется С-образными кривыми с одним максимумом. Перлитное и бейнитное превращения не разделены. при непрерывном охлаждении такой стали в зависимости от скорости охлаждения могут быть получены три типа структур: мартенсита (скорость охлаждения выше критической), мартенсита и феррито-карбидной смеси (ФКС) и только ФКС.

Для легированных сталей, содержащих карбидообразующие элементы – хром, молибден, вольфрам, ванадий и др. (рис. 2.7,б,г), диаграммы распада имеют две четко разделенные между собой области перлитного и промежуточного превращений, для каждой из которых характерны свой С-образные кривые. При содержании углерода до 0,4-0,5 % в конструкционных сталях (например, 20Х2Н4А, 45ХН2МФА, 30ХГСА, 38ХМ10А и др.) перлитное превращение сдвинуто вправо по отношению к бейнитному превращению (рис. 2.7,б), а при большем содержании углерода (инструментальные стали типа 7Х3, ШХ15, 9Х и т.п.), наоборот, перлитное превращение лежит левее бейнитного (рис. 2.7,г).

Рисунок 2.7 – Основные разновидности диаграмм (I - изотермические,

II - термокинетические) распада переохлажденного аустенита

(А.А. Попов, Л.Е. Попова):

а - углеродистые и низколегированные стали, не содержащие карбидообразующих элементов; б - легированные стали (до 0,4-0,5 % С), содержащие карбидообразующие элементы; в - легированные хромом, никелем, молибденом (вольфрамом) стали с низким содержанием углерода (до 0,2-0,25 %); г - легированные стали, содержащие карбидообразующие элементы (свыше 0,4.-0,5 % С); д - высоколегированные стали с высоким содержанием хрома; е - высоколегированные аустенитные стали. 1 - начало превращения; 2 - конец превращения; 3 - начало образования ФКС; 4 - начало образования продуктов промежуточного превращения; 5 - начало выделения карбидов

Для хромоникельмолибденовых и хромоникельвольфрамовых сталей (например, 12Х2Н4А, 18Х2Н4МФ, 25Х2Н4МА и др.) с содержанием углерода в пределах 0,15-0,25 % С (рис. 2.7,в) характерна весьма высокая устойчивость его в бейнитной области, вследствие чего перлитное превращение на диаграмме распада аустенита отсутствует.

В высоколегированных хромистых сталях типа 30Х13, 40Х13, 20Х17 и др. (рис. 2.7,д) бейнитное превращение может быть сильно заторможено и сдвинуто в область температур мартенситного превращения, вследствие чего на диаграммах распада аустенита имеется лишь перлитное превращение, а бейнитное отсутствует.

В сталях аустенитного класса, а именно высоколегированных сталях типа 37Х12Н8Г8МФБ (ЭИ481), 45Х14Н14В2М (ЭИ69) (рис. 2.7,е), благодаря высокому содержанию хрома, никеля, марганца и углерода температура начала мартенситного превращения лежит ниже комнатной, а распада аустенита по I и II ступеням практически не наблюдается. Из-за повышенного содержания углерода в аустените этих сталей при переохлаждении возможно образование избыточных специальных карбидов.

Необходимо отметить, что указанное разделение диаграмм в известной мере является условным, т.к. они не охватывают всего многообразия изотермических и термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита.

2.2.2. Влияние легирующих элементов на перлитное превращение

В легированных сталях перлитное превращение состоит из собственно полиморфного g®a перехода и диффузионного перераспределения углерода и легирующих элементов, в результате чего образуются специальные карбиды и феррито-цементитная смесь (перлит).

От того, какие легирующие элементы и в каком количестве находятся в исходном
g-твердом растворе, зависит скорость отдельных звеньев перлитного превращения, а следовательно, и кинетика его в целом.

Полиморфное превращение g®a (г.ц.к.®о.ц.к.) в перлитной области проходит по диффузионному механизму, путем неупорядоченного смещения атомов. Легирующие элементы, находясь в твердом растворе (в решетке аустенита), замедляют полиморфное превращение.

По данным Р.И. Энтина, замедление g®a-перехода под влиянием легирования обусловлено повышением энергии активации процесса самодиффузии железа и, следовательно, усилением межатомного взаимодействия в легированном у-твердом растворе.

Сильно тормозится g®a превращение при одновременном легировании железа хромом и никелем и в еще большей степени при дополнительном введении молибдена. кобальт ускоряет полиморфное g®a превращение, т.к. понижает энергию межатомного взаимодействия в решетке аустенита. Считают также, что кобальт увеличивает разность свободных энергий a- и g-фаз в отличие от других элементов, которые ее уменьшают, поэтому он повышает движущую силу g®a превращения.

Карбидообразование при перлитном превращении в стали является следствием перераспределения углерода и легирующих элементов между образующимися фазами: ферритом и карбидами. При наличии в составе стали карбидообразующих элементов могут возникать специальные карбиды, кроме цементита.

Специальные карбиды при наличии в составе растворенных сильных карбидообразующих элементов (ниобия, ванадия, хрома и др.) образуются в переохлажденном аустените до начала g®a-превращения; в избыточном феррите (в эвтектоидной и заэвтектоидной стали эта стадия отсутствует); в феррите эвтектоида (перлита). На каждой стадии получаются специальные карбиды, тип которых зависит от состава аустенита.

Если в состав стали входят карбидообразующие элементы IV и V групп V, Nb, Ті, Zr и при аустенитизации они переходят в твердый раствор, то на всех стадиях образуется карбид одного типа – MеC(VC, NbC, TiC, ZrC).

Схема распада аустенита и процесса карбидообразования при перлитном превращении в сталях с ванадием, ниобием, титаном и цирконием имеет вид:

 

где g - переохлажденный исходный аустенит; МеС_А - карбид, выделившийся в аустените; g¢ - аустенит после выделения карбида; a_п.и ^_ пересыщенный карбидообразующим элементом и углеродом избыточный феррит; a_р.и - равновесный избыточный феррит; МеС_ф - карбид, выделившийся в избыточном феррите; g_э - аустенит эвтектоидного состава; Fe₃C - цементит эвтектоида (перлита); a_п.э - пересыщенный феррит эвтектоида (перлита); a_р.э - равновесный феррит эвтектоида; МеС_э- карбид, выделившийся в феррите эвтектоида.

Образование карбида в переохлажденном аустените до начала g®a-превращения (МеС_А) объясняется уменьшением растворимости в аустените карбидообразующего элемента и углерода при понижении температуры.

Из схемы видно, что после полиморфного g®a-перехода образующийся феррит (как избыточный, так и эвтектоида) сначала пересыщен карбидообразующим элементом и углеродом, затем из него образуется карбид, после чего феррит по состоянию становится близким к равновесному; этот процесс длится несколько секунд.

Карбиды, выделившиеся на разных стадиях (МеС_А, МеС_ф и МеС_э), имеют разную форму и характер расположения.

В сталях, содержащих карбидообразующие элементы VI группы (Cr, Mo, W), процесс карбидообразования усложняется. Элементы этой группы в зависимости от содержания легирующего элемента в аустените могут образовывать несколько типов карбидов. В сталях с хромом - легированный цементит (Fe, Сr)₃С и специальные карбиды (Fe, Сr)₇С₃ и (Fe, Сr)₂₃С₆, в сталях с молибденом (вольфрамом) - карбиды (Fe, Мо)₂₃C₆, МоС, Мо₂С, (Fe, Мо)₆С (аналогичные карбиды образует вольфрам).

В хромистых сталях наряду с механизмом зарождения карбидов непосредственно в твердом растворе возможно образование карбидов по механизму «на месте» (in situ), при этом новый карбид зарождается из ранее образовавшегося карбида того же элемента, но имеет другое строение кристаллической решетки.

Вначале образуется карбид, который содержит меньшее количество атомов легирующего элемента, а затем за счет диффузии атомов легирующего элемента к карбиду идет перестройка кристаллической решетки и образуется новый карбид усложненного химического состава, происходит трансформация одного карбида в другой. Так, в хромистых сталях из легированного хромом цементита со сложной ромбической решеткой возможно образование карбида хрома (Fe,Cr)₇C₃ со сложной гексагональной решеткой: (Fe,Cr)₃C®(Fe,Cr)₇C₃. В высокохромистых сталях (более 12 % Cr) возможна реакция «на месте» (Fe,Cr)₇C₃®(Fe,Cr)₂₃C₆ с образованием карбида хрома со сложной г.ц.к. решеткой.

Некарбидообразующие элементы (Ni, Со, Si) непосредственного участия в процессах образования специальных карбидов не принимают. Как правило, они входят в состав цементита в количестве, равном их среднему содержанию в стали. Косвенное влияние их может состоять в воздействии на термодинамическую активность других элементов, т.е. на процесс их перераспределения при карбидоооразовании, Некарбидообразующие элементы тормозят перлитное превращение за счет замедления полиморфного g®a превращения.

Карбидообразующие элементы также замедляют g®a превращение, но они оказывают более существенное влияние на скорость перлитного превращения еще и потому, что они влияют на процесс перераспределения элементов при образовании специальных карбидов. Этот процесс контролируется диффузионной подвижностью элементов. Все карбидообразующие элементы имеют коэффициент диффузии в аустените на 4-5 порядков ниже, чем у углерода. Кроме того, они понижают термодинамическую активность углерода в аустените, т.е. они замедляют диффузию углерода. Но влияние легирования на диффузию углерода относительно невелико. Поэтому можно полагать, что процесс карбидообразования лимитируется подвижностью атомов карбидообразующих элементов. С понижением температуры превращения их подвижность становится небольшой и процесс образования специальных карбидов ниже 600-500 °С не идет. При более низких температурах развивается бейнитное превращение. Таким образом, карбидообразующие элементы тормозят перлитное превращение во-первых, за счет замедления полиморфного g®a превращения и, во-вторых, за счет замедления формирования специальных карбидов.

2.2.3. Влияние легирующих элементов на бейнитное превращение

Бейнитное (промежуточное) превращение по своим признакам – кинетике и механизму – носит черты как диффузионного, так и бездиффузионного превращения. Специфика бейнитного превращения в том, что оно развивается при температурах, когда скорость диффузии металлических атомов железа и легирующих элементов крайне низкая, а скорость диффузии углерода еще значительна.

Бейнитное превращение в легированных сталях состоит из диффузионного перераспределения углерода в аустените, бездиффузионного g®a-перехода и карбидообразования.

Кинетика бейнитного превращения характеризуется рядом особенностей. К ним относится наличие инкубационного периода, неполное превращение аустенита в изотермических условиях и сохранение некоторого количества остаточного аустенита.

Легирующие элементы, как правило, затрудняют бейнитное превращение, хотя их влияние на бейнитное превращение слабее, чем на перлитное. Это обусловлено тем, что при бейнитном превращении специальных карбидов не образуется и легирующие элементы влияют на превращение только через влияние на полиморфное g®a превращение.

Влияние легирующих элементов на бейнитное превращение проявляется в том, что при легировании увеличивается продолжительность инкубационного периода и снижается температура минимальной устойчивости переохлажденного аустенита. Как видно из рис. 2.8, наиболее существенно влияют на кинетику бейнитного превращения марганец и хром. Они наиболее сильно увеличивают продолжительность инкубационного периода, понижают температуру минимальной устойчивости переохлажденного аустенита и максимальную скорость превращения.

Механизм бейнитного превращения и морфология продуктов бейнитного превращения могут существенно зависеть от температуры превращения.

В углеродистых и некоторых низколегированных сталях в области повышенных температур на бейнитное превращение может накладываться перлитное превращение. В некоторых легированных сталях на бейнитное превращение накладывается мартенситное и тогда ниже М_н после окончания мартенситного превращения может происходить бейнитное превращение остаточного аустенита.

Промежуточное превращение в легированных сталях начинается с перераспределения углерода в аустените, идущего диффузионным путем. При этом в участках аустенита, обедненны углеродом, происходит g®a превращение. Этот процесс обусловлен повышением мартенситной точки при понижении содержания углерода. В участках аустенита, обедненных углеродом, мартенситная точка поднимается так высоко, что достигает температуры бейнитного превращения. Чем выше температура бейнитного превращения, тем выше содержание углерода в остаточном аустените.

Рисунок 2.8 – Влияние хрома, молибдена, вольфрама и марганца при температуре

максимальной устойчивости аустенита на продолжительность инкубационного

периода t, температуру минимальной устойчивости t_м.у и максимальную скорость

превращения v_max в бейнитной области

1-3 – сталь с 1,0 % С, 1,0 % Cr (1 – влияние Mn; 2 – Mo; 3 – W);

4 – сталь с 1,0 % С, 0,3 % Mn (влияние Cr)

Содержание углерода в a-фазе, наоборот, растет с понижением температуры бейнитного превращения. Различное влияние температуры бейнитного превращения на содержание углерода в g- и a-фазах обусловливает и разный характер карбидообразования при промежуточном превращении. При высоких температурах промежуточного превращения происходит выделение карбидов из g-фазы, а при низких – из пересыщенной a-фазы, причем при высоких температурах из аустенита выделяется карбид цементитного типа.

Возможность выделения карбидной фазы из обогащенного углеродом аустенита при промежуточном превращении возрастает по мере повышения содержания углерода в стали, а также при легировании в последовательности: кремний, марганец, хром, никель.

Если Вам понравилась эта лекция, то понравится и эта - Методы построения команды.

Кремний и алюминий, повышая термодинамическую активность углерода, способствуют его перераспределению в аустените, когда идет бейнитное превращение, остаточный аустенит обогащается углеродом до значительной величины. Так, в сталях с 0,3-0,6 % С содержание углерода в остаточном аустените при бейнитном превращении может возрасти в 2-3 раза.

Микроструктура продуктов промежуточного превращения – бейнит. Различают верхний бейнит, имеющий перистое строение, и нижний бейнит, характеризующийся наличием пластинчатого строения. Структура нижнего бейнита подобна структуре низкоотпущенного мартенсита. В низкоуглеродистых легированных сталях при высоких температурах бейнитного превращения возможно образование так называемых зернистых структур.

Для промежуточного (бейнитного) превращения характерно образование микрорельефа на полированной поверхности образца подобно рельефу при образовании мартенсита.

Структура бейнита хорошо разрешается только при больших увеличениях при использовании электронного микроскопа. При высоких температурах бейнитного превращения, когда образуется верхний бейнит, аустенит оказывается сильно пересышенным углеродом, и на границе феррит-аустенит происходит выделение из аустенита карбидов цементитного типа между ферритными пластинами. В нижнем бейните, который образуется при температурах, когда диффузия углерода идет медленно, пересыщенным углеродом оказывается a-твердый раствор, а не аустенит, углерод выделяется in situ в виде карбидов внутри ферритных пластин. Карбиды выстраиваются в более или менее правильный ряд в направлении, находящемся под углом приблизительно 60° к оси ферритных пластин, внутри которых они находятся.

Механические свойства существенно зависят от их структуры. Как правило, верхний бейнит имеет неблагоприятное сочетание механических свойств, низкое сопротивление хрупкому разрушению. Нижний бейнит имеет хороший комплекс механических свойств в ряде случаев превышающий свойства тех же сталей, обработанных путем закалки и отпуска на ту же прочность.

В последнее время получили распространение низкоуглеродистые бейнитные стали. Эти стали легируют элементами существенно повышающими устойчивость переохлажденного аустенита по перлитной ступени (Cr, Mn, Mo, W, иногда Si). В этих сталях при нормализации получается нижний бейнит и подавляется выделение избыточного доэвтектоидного феррита.