Статьи | Металлолом — Part 115

С повышением температуры и увеличением времени 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.

Карбидо – и нитридообразующие элементы (Cr, Mo, W, V, Nb, Ti, 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 нитридооб – разующих элементов объясняется наличием нерастворен- ных 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 d зависит от размера частиц и их количества (формула Зинера и Смита):

Где г — радиус частиц; / — их объемная доля.

6*

83

Следовательно, чем больше объемная доля нераство – ренных 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 нитридообра – зующими элементами, имеющими различную температуру перехода соответствующих фаз в твердый раствор.

Рис. 44 иллюстрирует влияние труднорастворимых ни­тридов и карбидов на рост зерна аустенита стали типа 15Г2 (зерно выявлено методом вакуумного травления).

Необходимо отметить, что углерод, азот и алюминий, не связанные в карбиды и нитриды, а находящиеся в твердом растворе— аустените, способствуют росту его зерна. Также

Рис. 44. Влияние карбоннтридных фаз [а — нет; б —AlN; в — AlN; V(C, N)1 на размер зерна аустенита стали типа 15Г2, Х50 (Э. Э. Блюм, М. И. Гольдштейи). Температуры нагрева, °С: 7 — 980; 2— 1050 ; 3—1100; 4—1150; 5—1200

Увеличивают склонность к росту зерна бор, марганец и кремний. Мнения о природе влияния перечисленных эле­ментов на увеличение склонности к росту зерна противо­речивы.

В. Д. Садовский с сотрудниками считают, что образова­ние аустенита при нагреве может проходить по двум кон­курирующим механизмам фазовых преьращений: кристал­лографически неупорядоченному и упорядоченному.

При неупорядоченном механизме обра­зования аустенита полиморфное ct—7-превращение сопро­вождается перекристаллизацией, т. е. изменением величи­ны и ориентации вновь образующихся зерен у-фазы по от­ношению к исходной ос-фазе. При упорядоченном механизме переход не сопровождается перекристалли­зацией, которая протекает при более высоких температу­рах вследствие первичной рекристаллизации фазонакле – панного 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 структуре (феррито-карбидная смесь — ФКС) имеет место только неупорядоченный механизм перекристаллизации. При ис­ходной упорядоченной структуре (мартенсит, бейнит, вид – манштеттовый феррит) может наблюдаться тот или другой механизм перекристаллизации. В этом случае реализация одного из них будет определяться легированностью стали и скоростью нагрева.

ФПС

1

I §

I

Мартенсит ФКС

Аустенит

Исходная неупорядоченная структура

В практике термической обработки конструкционных и ин­струментальных сталей наиболее часто нагреву для аусте – нитизации подвергается сталь, имеющая исходную кристал­лографически неупорядочен­ную структуру феррито-кар – бидной смеси (феррито-пер – литная, перлитная, перлит­ная с избыточными карби­дами). Схема неупорядочен­ного (нормального) меха­низма образования аустени­та представлена на рис. 37. При нагреве стали выше критических точек[7] происхо­дит полиморфное превраще­ние, при этом, как полагают многие ученые (И. Н. Ки – дин, М. А. Штремель, С. С. Дьяченко, М. Л. Бернштейн и др.), зародыши аустенита всегда образуются по сдви-

Рис. 37. Схема перекристаллизации г0В0МУ МеХЭНИЗМу, HO ЭТОТ стали с исходной неупорядоченной ¦> J

Структурой при нагреве н охлаждении Процесс СОВПадаеТ C реКрИ–

Сталлизацией наклепанного при фазовом превращении аустенита. 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) .

Изменения размера зерна стали при описанном меха­низме перекристаллизации иллюстрируют структуры, при­веденные на рис. 38. Необходимо отметить, что процесс фазовой перекристаллизации при неупорядоченной исход­ной структуре феррито-карбидной смеси в углеродистых и легированных сталях практически мало различается. Об-

> Ш! шш

Рис. 38. Микроструктура стали ЗОХГСА при неупорядоченном (нормальном) механизме перекристаллизации, Х200 (В. Д. Садовский):

А — исходная неупорядоченная крупнозернистая феррнто-перлнтная структу­ра; б — мелкозернистая феррито-перлитная структура после перекристалли­зации с нагревом выше Асз и охлаждения с печью

Разовавшееся 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 аусте – нитной области, когда происходит рост зерен аустенита, их собирательная рекристаллизация.

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 подкалки 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 фазрвой перекристаллизации при нагреве исходно упорядоченной структуры заметно сложнее, чем «нормальный» механизм перекристаллизации.

При определенных условиях сталь теряет способность к перекристаллизации при ос—7-превращении. Нагрев

Рнс. 39. Структурная наследственность в стали 37XH3T, Х300 (В. Д. Садов­ский):

А — исходная упорядоченная структура — мартенсит; б — восстановление крупного зерна аустенита при медленном нагреве (2 °С/мин) выше Ac3

Крупнозернистой упорядоченной структуры выше Ac3 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 наследственно= стью в стали. Изучению этого сложного явления посвя­щены фундаментальные работы В. Д. Садовского с сотруд­никами. На этих работах базируется излагаемый ниже материал. Структурная наследственность освещена также в работах Н. Н. Липчина и С. С. Дьяченко с сотрудниками.

На рис. 39 приведены структуры, иллюстрирующие яв­ление структурной наследственности в легированной ста­ли. Исходное крупное зерно перегретой и закаленной ста­ли (рис. 39, а) может сохраниться после повторной закал­ки от нормальной температуры Ac3 +(30—50°), т. е. вос­станавливается исходное зерно, а перекристаллизации стали не происходит (рис. 39, б). Такая картина наблюда­ется лишь при определенном легировании стали и скорос­тях повторного нагрева.

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:

Быстрый на – Умеренный Медленный

Грев нагрев нагрев

Высоколегированные. . + + +

Легированные…. + — + Низколегированные н

Углеродистые…. —[8] — —

Аустенитной структуры и измельчению зерна» (В. Д. Caj довский). Образовавшийся при упорядоченном а-^у-пере – ходе аустенит фазово наклепан. С повышением температу­ры нагрева выше Tp происходит его рекристаллизация, и

Рис, 40. 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 «-^-перехода, структурная наслед­ственность стали не проявляется. При этом а->-у-переход совпадает с рекристаллизацией и Зерно сразу же получа­ется мелким, т. е. реализуется нормальный неупорядочен­ный механизм перекристаллизации.

В работах Н. Н. Липчина с сотрудниками отмечается, что специальные карбиды хрома, молибдена, вольфрама, ванадия и титана, выделяясь при нагреве по границам мартенситных кристаллов, задерживают процесс рекристал­лизации до температуры растворения карбидов в аусте­ните.

Структурная наследственность хорошо проявляется в конструкционных сталях типа ЗОХГСА, 37XH3A, 20Х2Н4А и т. п. Наиболее вероятно проявление структурной наслед­ственности при термической обработке предварительно пе­регретых сталей, содержащих добавки сильных карбидо- образующих 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, мар- тенситно-стареющие 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 рекристалли – зуется. Так, при повторном нагреве под закалку быстроре­жущей стали независимо от скорости нагрева при аустени – тизации происходит восстановление исходного зерна и наблюдается нафталинистый излом. В мартенситно-старею – щих сталях восстановление крупного зерна происходит при обычной технологии их термической обработки.

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:

In NMe Nx = ——— 1П УMe УX’ (17>

Где N1ме и Nx — концентрация в мольных долях легирую­щего элемента Me, углерода и азота X; AG мехп— свобод­ная энергия образования соединения; уме и ух — коэффи­циенты термодинамической активности Me и X.

Для низколегированных сталей уравнение (17) можно представить в виде

XgLmx = Ig [%Ме][%Х]» = – (QIT) + С, (18)

J Tl

Где LMexn — произведение растворимости или константа равновесия данного соединения; [% .MeJ, [% Xj—содер­жание Me и X в аустените, % (п0 массе); QhC — постоян­ные, характеризующие соответственно карбид (нитрид) и сталь.

В табл. 4 по данным различных авторов приведены эм­пирические уравнения произведения растворимости некото­рых карбидов и нитридов.

Таблица 4. Уравнения растворимости карбидов и нитридов в аустените низкоуглероднстых сталей (0,1 % С)

Фаза	Произведение растворимости	Логарифм произведения р астворимости
VC0i75	[% V] [%С]0’75	—7600/7+5,76
VN	[%V] [% N]	—8330/7+3,40
NbC0i87	Г % Nb] [%С]0’87	—7700/7+3,18
NbN	F % Nb] [% N]	—10230/7+4,04
TiC	[% Ti] [%С]	—10475/7+5,33
TiN	[% TiJ [% NJ	—15 660/7+4,25
ZrC	[% Zr] [%С]	—8464/7+4,23
ZrN	[% Zr] [% N]	—14 900/7+3,68
AlN	1% Al] [% N]	—7300/7+1,50

По данным таблицы можно ориентировочно рассчитать темпера­туры растворения карбидов н нитридов для определенных содержаний карбндообразующих элементов. Температура растворения зависит не только от химической природы даииой фазы, но и от состава стали. При этом невозможно указать конкретную температуру растворения карбида или нитрида безотносительно к составу стали. Находящиеся в аустените карбндо-, ннтридообразующие элементы (марганец, хром, молибден н др.) уменьшают коэффициент термодинамической активно­сти углерода и азота (см. рис. 28), что, согласно уравнению (17), уве­личивает произведение растворимости карбидов н нитридов, т. е. спо­собствует переходу этих фаз в аустенит. Легирование стали некарби – дообразующнми элементами (кремнием, никелем, кобальтом) будет, наоборот, увеличивать коэффициент термодинамической активности угле­рода н азота, т. е. затруднять растворение карбидов и нитридов в аустените.

Необходимо подчеркнуть, что отмеченное влияние карбндообразу­ющих 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 н нитрида следует учитывать, что раньше перейти в аустенит могут лишь менее сильные карбндо – или ннтрндообраэователи. Так, при растворении в аустените карбида VC увеличивать его растворимость будут марганец н 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 н, следовательно, его карбид TiC перейдет в аустенит при более высокой температуре, чем карбид VC.

По уравнению (17) можно рассчитать растворимость карбидов и нитридов в сталях различного состава при лю­бых температурах. Для этого необходимо зна^ь значения стандартной свободной энергии образования карбидов и нитридов (см. табл. 1), а также коэффициенты термоди­намической активности элементов в железе (см. гл. IV, п. 6).

81

По этим данным построена диаграмма растворимости карбида ванадия в аустените (рис. 41), по которой можно определить равновесные концентрации ванадия в аустени­те при разных температурах, если известно содержание углерода в аустените. На рис. 42 представлены данные по растворимости карбонитридов ванадия, ниобия, титана и нитрида алюминия в аустените (сталь 0,1 % С, 1,5 %Мп, 0,1 % Me и 0,03 % N). Левая кривая для каждого элемен­та характеризует растворимость его карбида, правая — практически чистого нитрида. Заштрихованная область со­ответствует образованию 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

6—970

Нагрева под закалку растворяются карбонитриды ванадия. Следует также отметить, что карбиды и нитриды хрома еще легче переходят в состав аустенита при более низких

1?,/% Me, 0,15%С, a,OJ% N

О 0,02 0,04 0,06 0,08 Н, Температура,°С_

Рис. 41. Диаграмма растворимости карбида ванадия в аустените при разных температурах, ЪС (М. А. Гервасьев, М. И. Гольдштейи):

/—900; 2 — 1000; 3—1100;