4. Структура и свойства легированного феррита

Рис. 19. Распределение атомов внедрения в твердом растворе железа:

1 — атомы в атмосферах Котт­релла; 2 — атомы в твердом растворе (В. И. Саррак,. С. О. Суворова, В. И. Ширя­ев)

Феррит — одна из основных фаз во многих сталях. В кон­струкционных сталях его доля составляет около 95 %, по­этому знание свойств легированного феррита позволит пра­вильно оценить общий уровень свойств сталей.

Легированный феррит представляет собой многокомпо­нентный твердый раствор по типу замещения и внедрения легирующих элементов и примесей в а-железе. Изучению свойств легированного феррита посвящены работы совет­ских ученых А. П. Гуляева, В. С. Меськина, М. М. Штейн – берга и др.

Дислокационные теории упрочнения твердых растворов при легировании (Мотта и Набарро, Флейшера) не дают для сплавов железа совпадения расчетов с экспериментом.

Эмпирически установлено, что количественная оценка упрочнения железа при легировании возможна на основе аддитивного вклада упрочняющего влияния отдельных ле­гирующих элементов на свойства а-твердого раствора же­леза. Так, при одновременном легировании а-феррита ато­мами нескольких (4—5) легирующих элементов их влияние на упрочнение может быть просуммировано:

/=1

Где Kt – коэффициент упрочнения феррита, представляю­щий собой прирост предела текучести при растворении в нем 1 % (по массе) t-того легирующего элемента: С*—кон­центрация t’-того легирующего элемента, растворенного в феррите, % (по массе).

Значения Ki для легирующих элементов, входящих в со­став феррита, приведены ниже:

Элемент C+N P Si Ti Al Cu Mn Cr Ni Mo V

Kf, МПа/1’%

(по массе) . . "4670 690 85 80 60 40 35 30 30 10 3

Необходимо отметить, что при оценке упрочнения фер­рита по приведенной формуле следует брать концентрацию легирующего элемента, растворенного в феррите, а не со­держание этого элемента в стали.

На рис. 20 представлено влияние концентраций элемен­тов замещения на свойства железа высокой чистоты. Эти данные показывают, что в области малых концентраций наибольшее упрочняющее влияние оказывает фосфор, тог­да как хром, находящийся в феррите, в наименьшей степени упрочняет железо.

Прочность феррита сильно зависит от диаметра зерна d. Эта зависимость определяется соотношением Холла— Петча: o^Gi+Kyd-1’2,

Где Oi — напряжение трения или предел текучести в отсут­ствии сопротивления со стороны границы, т. е. предел те­кучести монокристалла; Ky—коэффициент, характеризу­ющий вклад границ зерен в упрочнение.

В графическом выражении зависимости aT=f(d~112) (рис. 21) ст,- представляет собой отрезок, отсекаемый на оси ординат при d~~1/2 =0 (d = оо), a Ky характеризуется тан­генсом угла наклона прямолинейной зависимости.

Рис. 20. Зависимость предела текучести, железа от содержания легирующих элементов замещения (Аллен)

Значение ст,- феррита будет зависеть от твердорастворно – го упрочнения, плотности дислокаций, наличия дисперс­ных частиц, a Ky от наличия примесей внедрения в твердом растворе, блокировки дислокаций примесями, угла разо- риентировки границ. Для низкоуглеродистых сталей, фер­рита технической чистоты значения Ky составляет 0,57—0,73, а для железа высокой чистоты 0,16—0,19 МПаКм.

(6)

Таким образом, чем меньше размер зерна, тем выше должна быть прочность феррита. Эффективность зерногра – ничного упрочнения определяется степенью измельчения зерна.

Важнейшей характеристикой стали является значение порога хладноломкости Тхл или температуры перехода Гпр из вязкого в хрупкое состояние, характеризующее склон­ность стали к хрупкому разрушению.

Влияние размера зерна на склонность сталей и сплавов к хрупким разрушениям вытекает из известной схемы А. Ф. Иоффе, работ советских школ под руководством Н. Н. Давиденкова и Я – Б. Фридмана. Математическая связь критерия разрушения с размером зерна видна из со­отношения

А с учетом уравнения Холла — Петча

Где р — коэффициент, характеризующий характер нагру – жения материала; G — модуль сдвига железа; 7 — эффек­тивная поверхностная энергия трещины.

Если левая часть приведенных соотношений меньше пра­вой, то материал не будет склонен к хрупкому разрушению. Отсюда видно, что повышение всех факторов, приводящих к упрочнению (рост а,, сгт), а также увеличение размера зерна d, прочности блокирования дислокации Ky будут увеличивать левую часть соотношений и, следовательно, приводить к охрупчиванию материала. Поскольку при уп­рочнении значения ст; и K7 растут, то компенсирующим фактором этого вредного влияния может быть лишь умень­шение размера зерна d.

Более того, измельчение зерна положительно сказывает­ся не только на склонности к хрупким разрушениям, но оно одновременно приводит к упрочнению в соответствии с уравнением Холла—Петча. От степени уменьшения значе­ний d по сравнению с возрастанием ст;, ат и Ky будет зави­сеть суммарное влияние упрочнения на склонность стали к хрупким разрушениям. Поскольку значения Ky, Р, 7 меня­ются по-разному в зависимости от легирования, термичес­кой обработки и температуры испытания, то количествен­ная оценка по этим соотношениям затруднена. •

Преобразование соотношений дало возможность свя­зать критическую температуру перехода из вязкого в хруп­кое состояние Тщ, с размером зерна d:

Тп9 = А-ВЫсГ1’2, (9)

Где А и В — коэффициенты, мало зависящие от темпера­туры.

Уравнение дает линейную зависимость Tnp от Ind-1’2. Такая зависимость в настоящее время получена эксперимен­тально для феррита многих сталей (рис. 22).

Многочисленные исследования легированного феррита показывают, что собственно упрочнение феррита при леги­ровании отрицательно сказывается на склонности его к хрупким разрушениям. Однако влияние легирующих эле­ментов на температуру перехода индивидуально.

На рис. 23 приведены данные по влиянию марганца, кремния, хрома, ванадия и никеля на порог хладноломкос­ти железа Г50. В области малых концентраций легирую­щих элементов замещения температура перехода несколь-

О Z Ч в_ 8 Рнс. 23. Влияние легирующих элементов на тем – Легирующий

Пературу перехода T50 железа (А. П. Гуляев) элемент, 7о

Ко снижается, а при большем их содержании заметно повы­шается. Никель в отличие от других легирующих элементов при всех концентрациях существенно понижает порог хлад­ноломкости. Концентрация легирующих элементов, до ко­торой понижается порог хладноломкости феррита для вана­дия и хрома, составляет <1 °/о, для кремния <0,8 %, для марганца <2%; в реальных сталях эти значения будут другими.

5. Структура и свойства легированного аустенита

49

В железоуглеродистых сталях аустенит, как стабильная структурная составляющая, существует лишь при темпера­турах выше Ac3. В специальных легированных сталях бла­годаря влиянию легирующих элементов на расширение 7-области, увеличению устойчивости переохлажденного аус – тенита и понижению мартенситной точки аустенит может быть одной из главных структурных составляющих сталей

В состоянии их эксплуатации. Поэтому знание свойств ле­гированного аустенита наиболее важно для таких высоко­легированных сталей, как нержавеющие, жаропрочные, не­магнитные и др.

Изменение свойств аустенитных сплавов при легиро­вании может быть обусловлено как влиянием легирующих элементов на свойства собственно твердого раствора— аус­тенита, так и их влиянием на стабилизацию аустенита к фа­зовым переходам, т. е. легирование может вызывать пре­вращение аустенита с образованием других фаз (например, а – и е-фаз в сплавах железо—марганец и а-фазы в сплавах железо—никель). Легированный аустенит под­разделяют на стабильный и нестабильный. При температуре выше начала мартенситного превраще­ния Mн нестабильный аустенит способен к фазовому прев­ращению— образованию мартенсита в результате прило­жения внешней нагрузки (деформации), т. е. деформация нестабильного аустенита вызывает мартенситное превраще­ние, так же как и охлаждение его ниже Ms. Стабильный аустенит не претерпевает фазового превращения под влия­нием деформации, при этом изменяется лишь его структура. В зависимости от того, какие легирующие элементы входят в состав аустенита и каково их количество, изменяется ус­тойчивость аустенита к распаду при деформации, т. е. сте­пень его нестабильности.

В этом разделе-рассмотрено влияние легирования на свойства собственно аустенита, т. е. легирование стабиль­ного аустенита. Фазовые превращения в нестабильных аус­тенитных сталях будут изложены в гл. XX.

Изменение свойств собственно аустенита при легирова­нии в общих чертах описывается теориями упрочнения твердых растворов. Так, упрочнение, определяемое пара­метром несоответствия по размерам, хорошо иллюстриру­ется рис. 24, на котором представлена зависимость измене­ния твердости AHV от параметра решетки Aa хромонике – левого аустенита при введении в него 1 % легирующих элементов замещения и внедрения. Упрочнение тем боль­ше, чем больше это несоответствие. Однако для элементов внедрения (С, N) и замещения (Mn, V, Со, Mo, W, Al, Cr, Ni, Si) эффективность упрочнения при одинаковых значе­ниях А а различна. Наибольший вклад в упрочнение аусте – яита вносят элементы внедрения, особенно азот. В отличие от a-железа растворимость азота в легированном аустени – те значительно выше и может превышать 1 % при комнат­ной температуре.

Эффективность влияния легирующих элементов на свойства аустенита определяется базовыми аустенитными композициями, на которых основан данный аустенит. Та­кими основными композициями являются Fe—Ni; Fe—Mn; Fe—Cr—Ni; Fe—Cr—Mn; Fe—Cr—Ni—Mn. Главными аустенитообразователями во всех перечисленных аустенит – ных композициях являются никель и марганец, а аустенит, полученный на их основе, называют соответственно никеле­вым и марганцовистым. Свойства их существенно различа­ются.

2600 2Z00 1800 То

О 20 40е,°/°

Рис. 25. Зависимость твердости HV марганцевого (Г38) и никелевого (Н36) аустенита от степени пластической де­формации 8 (В. С. Литвинов)

AHV

600

Г /

Г /.C+N Mo ^

Too

B </• J^w

1 I/ ^ о

Si

/. \ X

V ZOO

I J^u

/ ^Хмп

IlCk

T/ I I I

-0,01 О 0,01 О, OZ 0,03

Aa,Нм

Рис. 24. Зависимость упрочнения аусте­нита (AHV) от изменения параметра решетки (Да) при легировании хромо – никелевого аустенита 1 % (ат.) раз­личных элементов (К. Ирвин)

В работах И. Н. Богачева с сотр. установлено (рис. 25), что деформационное упрочнение значительно сильнее про­является на марганцевом стабильном аустените (Г38), чем на стабильном никелевом (Н36). Особенно существенно это различие при высоких степенях деформации. Так, де­формация е=50 % повышает твердость никелевого аусте­нита в 1,5 раза, а марганцевого в 2,6. Особенностью мар­ганцевого аустенита является его хладноломкость при низ­ких температурах (рис. 26), что аномально для сплавов с г. ц. к. решеткой. В никелевом аустените резкого падения ударной вязкости при всех температурах испытания вплоть до —196 0C не наблюдается. Легирование аустенита может влиять на его свойства. Так, введение хрома в марганце­вый аустенит заметно уменьшает его склонность к хрупким разрушениям, а легирование никелем практически не вли­яет на порог хладноломкости. •

4*

51

Существенная разница н свойствах марганцевого и никелевого аустенита объясняется различными значениями энергии дефектов упа­Ковки (ЭДУ) в этих сплавах. В марганцевом аустените значение энер­гии дефектов упаковки заметно меньше, чем в никелевом аустените. Как известно, энергия дефектов упаковки — одна из важнейших харак­теристик дислокационной структуры, определяющей свойства аустенита. Так, подвижность дислокаций (способность их к поперечному скольже­нию, легкость пересечений) зависит от энергии дефекта упаковки. При этом в сплавах с г. ц. к. решеткой этот фактор играет в упрочнении ббльшую роль, чем взаимодействие дислокаций с атомами внедрения и замещения и силы трения решетки.

Показателем энергии дефектов упаковки является вероятность их образования а; чем больше вероятность образования дефектов упаковки в сплаве, тем меньше энергия дефектов упаковки. В марганцовистом аустените значения энергии дефектов упаковки ниже, а вероятность их образования выше, чем в никелевом аустените (рис. 27). А это одно-

[_ •"*" """

Z0J

I

1 I

-200-150-100-50 О ^ucn °С

Рис. 26. Зависимость ударной вязкости от температуры испытания марганце­вого (1—3) и никелевого (4) аустенита (И. Н. Богачев):

Кси, мдж/мг

J Z 1

О

Ot-IO’

О -50 -100 -150

Рис. 27. Зависимость вероятности об­разования (а) и энергии дефектов упа­ковки (ДУ) марганцевого (Г38) и ни­келевого (Н36) аустенита от темпера­туры деформации (В. С. Литвинов, Д. А. Мирзаев)

/ — сплав Г40; 2 —Г40Н10; 3~ Г40Х10; 4 — Н36

Значно указывает на пониженную подвижность дислокаций, и, следова­тельно, более интенсивное деформационное упрочнение марганцовистого аустенита.

Необходимо отметить, что, изменяя содержание никеля и марганца в аустенитных сплавах на базе других композиций, можно существен­но менять энергию дефектов упаковки в аустените, т. е. изменять спо­собность аустенита к упрочнению при пластической деформации. При Этом легирование аустенита марганцем будет приводить к увеличению коэффициента деформационного упрочнения аустенитных сталей, а ле­гирование никелем, наоборот, уменьшать такое упрочнение. В чем при­чина такого влияния марганца на энергию упаковки аустенита, т. е. на его повышенную способность к деформационному упрочнению?

Как установлено В. С. Литвиновым при исследовании межатомно­го взаимодействия в сплавах методом ядерной гамма-спектроскопии (эффект Мессбауэра), основная роль марганца заключается в измене­нии взаимодействия атомов железа между собой. Под влиянием мар­ганца происходит перераспределение внешних электронов от атомов железа к атомам марганца, в результате чего d-электроны атомов же­леза принимают большее участие в связи. Изменение характера про­странственного распределения электронов является основным факто­ром в определении свойств железомарганцевых сплавов. Низкие значе­ния энергии дефектов упаковки, большая вероятность их образования и высокое упрочнение марганцевого аустенита — результат проявления характера межатомного взаимодействия в таких сплавах. Противопо­ложный характер перераспределения электронов между атомами ком­понентов в сплавах Fe—Mn и Fe—Ni обусловливает различие в свой­ствах аустенита и мартенсита этих сплавов.

Показано (рис. 28), что причиной хладноломкости железомарган – цевого аустенита является фазовый переход I рода — при этих темпе­ратурах граиецентрированная кубическая решетка (г. ц. к.) переходит в гранецентрироваииую тетрагональную решетку (г. ц.т.). Пока сохра­няется кубическая фаза, аустенит хладостоек, при появлении тетраго­нальных искажений у плотноупакованной структуры он становится хладноломким. Такие искажения в решетке обусловлены локализацией связи при понижении температуры. Следовательно, последнее является основной причиной хрупкости при низких температурах железомаргаи – цевого аустенита.

Таким образом, особые свойства марганцевых аустени-тных сталей И сплавов связаны с характером межатомного взаимодействия в их ре­шетке.

6. Термодинамическая активность углерода в железе

Легирование феррита и аустенита различными элементами существенно влияет на поведение углерода (растворимость в твердом растворе, диффузионную подвижность, способ­ность к выделению и т. д.). Наиболее полной характерис­тикой, определяющей поведение углерода в твердом раст­воре, является его термодинамическая активность.

(10)

Как известно, активность компонента щ связана с его атомной долей Ni соотношением

CLi = Vi Nu

Где yt — коэффициент термодинамической активности i-того компонента.

(H)

Коэффициент термодинамической активности компонен­та характеризует силы связи его с атомами матрицы, т. е. его подвижность в твердом растворе, способность компонен­та оставаться растворенным или выделяться из раствора в другую фазу. Многие процессы фазовых превращений, про­текающие в стали, определяются термодинамической ак­тивностью углерода и легирующих элементов. Так, в соот­ветствии с первым законом Фика, диффузионный поток Ji определяется градиентом концентрации (dCi/dx):

Ji = —А, фф (XlIdx),

Где А)фф — эффективный коэффициент диффузии.

Однако на практике зачастую наблюдается «обра т – н а я» или «восходящая» диффузия, т. е. диффу­зионный поток протекает из областей с меньшей концен­трацией данного элемента в области с более высокой его концентрацией. В общем виде движущей силой диффузион­ных процессов является не градиент концентрации, а гра­диент химического потенциала или свободной энергии (OGiJdx)

Ji Dn (OGiZdx). (12)

Истинный коэффициент диффузии

А. = А, фф [^1 (dat/dx) (13)

Где V — молярный объем фазы.

При легировании феррита и аустенита изменяется сво­бодная энергия углерода, которая связана с его актив­ностью:

G = RTlnac, (14)

Где R— газовая постоянная; T—абсолютная температу­ра, К.

Чтобы оценить влияние легирующего элемента на ак­тивность углерода в легированном твердом растворе а ? за состояние сравнения выбирают активность углерода в нелегированном железе ас, имеющем тоже содержание уг­лерода. Тогда изменение свободной энергии составит

AG = RT In {аЦас) = RT In (Vc Nchc Ne) =

— RT In (ус/ус) — RT In/с. (15)

Отношение коэффициентов термодинамической актив­ности углерода в легированном и нелегированном железе (7 с /V с ) представляет собой относительный коэффициент термодинамической активности углерода fс – Он характе­ризует влияние легирующего элемента на активность угле-" рода в железоуглеродистом сплаве.

Если f с>1, a Infc имеет знак «+», легирующий эле­мент повышает активность углерода в феррите и аустените, если же fc <1 ( Infc имеет знак «—»), то легирующий элемент, наоборот, понижает активность углерода в твер­дом растворе.

Изложенное дает основание считать, что диффузионный поток углерода в сплаве, определяемый градиентом свобод­ной энергии, зависит от изменения относительного коэффи­циента термодинамической активности:

К настоящему времени накоплен большой эксперимен­тальный материал по влиянию легирования на термодина­мическую активность углерода в аустените и относительно мало данных об активности углерода в легированном фер­рите. Это связано со значительными экспериментальными трудностями определения относительного коэффициента термодинамической активности углерода в феррите из-за значительно меньшего предела растворимости углерода в нем по сравнению с аустенитом.

Физическая сущность изменения коэффициента /с как в феррите, так и в аустените одна и та же и состоит в том, что легирующие элемен- ты, находящиеся в раст­воре, изменяют силы свя­зи или прочность связи между атомами металла и углерода. Карбидооб – разующие элементы бу­дут увеличивать проч­ность связи углерода с атомами легирующего элемента в твердом раст­воре, они повышают ве­роятность нахождения атомов углерода в меж­доузлиях вблизи узлов решетки, занятых атома­ми легирующего карби-‘ дообразующего элемен­та, «притягивают» к се­бе атомы углерода и понижают подвижность углерода в твердом раст­воре, то есть уменьшают его термодинамическую активность. Некарбидо-

Образующие элементы, замещающие атомы железа в твердом растворе, будут, наоборот, «отталкивать» атомы углерода, повышать их подвижность, т. е. увеличивают его термодинамическую активность, при этом будет проявлять­ся тенденция к выделению углерода из твердого раствора.

0,4

-0.4

-0,6

SL

^ Ni

– """ UL

— —-——^n"

\ ^^х^Сс

N4 Mo

N4V

I I

I I

Гл. Э

Tc 3,0 2,5 2,0

1,5

1,0 0,8

OtS

0,4

0,02 0,04 0,06 0,08 OJONj

Рис. 28. Влияние концентрации мольной долн (Njic) различных легирующих эле­ментов на относительный коэффициент термодинамической активности углерода в аустените прн 1000 °С (Ареннус)

0,2

О

-0,2

О, Z

Шэ

Обобщенные по данным различных исследователей дан­ные о влиянии легирующих элементов на относительный коэффициент термодинамической активности углерода в аустените приведены на рис. 28. Чем сильнее карбидообра- зующая способность легирующего элемента, т. е. чем левее по отношению к железу находится d-переходный металл в периодической системе, тем в большей степени понижается /с <1. Некарбидообразующие элементы в аустените Со, Ni, Si увеличивают значения fc >1. Подобные данные для феррита имеются лишь по влиянию кремния.

Влияние легирующих элементов на термодинамическую активность углерода в аустените имеет большое значение в таких процессах, как растворение карбидов, нитридов и карбонитридов в аустените, выделение их из твердого раст­вора при охлаждении, перераспределение элементов между фазами в процессе термической обработки.

В заключение необходимо отметить, что легирующие элементы оказывают влияние на термодинамическую ак­тивность углерода в твердом растворе лишь в том случае, если они растворены в этом твердом растворе, т. е. при оп­ределении возможности протекания того или иного процес­са благодаря изменению термодинамической активности необходимо учитывать содержание легирующих элементов, растворенных в твердом растворе, а не их общее содержа­ние в стали.