Растворение карбидов и нитридов в аустените

Лекция № 4. Фазовые превращения в легированных сталях

Образование аустенита при нагреве

Процесс аустенитизации при нагреве легированных сталей состоит из:

1. Полиморфного a g - превращения;

2. Растворения в аустените цементита и специальных карбидов, нитридов и интерметаллидов;

Рекристаллизации зерен аустенита.

Перекристаллизация стали

Образование аустенита при нагреве может происходить по двум конкурирующим механизмам фазовых превращений:

1. Кристаллографически неупорядоченному;

Упорядоченному.

При неупорядоченном механизме образования аустенита полиморфное a g - превращение сопровождается перекристаллизацией, т.е. изменением величины и ориентации вновь образующихся зерен g - фазы по отношению к исходной a - фазе.

При упорядоченном механизме переход не сопровождается 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.

При исходной неупорядоченной структуре (феррито – карбидная смесь – ФКС) имеет место только неупорядоченный механизм перекристаллизации. При исходной упорядоченной структуре (мартенсит, бейнит и т.д.) может наблюдаться тот или другой механизм перекристаллизации. В этом случае реализация одного из них будет определяться легированностью стали и скоростью нагрева.

Исходная неупорядоченная структура

Если нагреву для аустенитизации подвергается сталь, имеющая исходную неупорядоченную структуру феррито – карбидной смеси (феррито – перлитная, перлитная, перлитная с избыточными карбидами), то при нагреве ее выше критических точек происходит полиморфное превращение. В процессе которого зародыши аустенита всегда образуются по сдвиговому механизму, также этот процесс совпадает с рекристаллизацией 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).

Образовавшееся зерно аустенита во всех сталях мелкое.

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 зерна аустенита, их собирательная рекристаллизация.

Исходная упорядоченная структура

Структурная наследственность в стали

Данный 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 и сварных соединений. Механизм фазовой перекристаллизации при нагреве исходной упорядоченной структуры заметно сложнее, чем «нормальный» механизм перекристаллизации.

При определенных условиях сталь теряет способность к 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.

Исходное крупное зерно перегретой и закаленной стали может сохраниться после повторной закалки от нормальной температуры Ас₃ + (30 – 50 ^оС), т.е. восстанавливается исходное зерно, а перекристаллизации стали не происходит. Такое явление 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 (см. таблицу № 1)

Таблица № 1.

	Быстрый нагрев	Умеренный нагрев	Медленный нагрев
Высоколегированные	+	+	+
Легированные	+	-	+
Низколегированные и углеродистые	-	-	-

Чем более легирована сталь, тем шире диапазон скоростей нагрева, при которых проявляется структурная наследственность. Легирование влияет на критическую скорость нагрева, при которой наблюдается восстановление исходного крупного зерна при повторном нагреве выше Ас₃ и не происходит образования мелкозернистого аустенита.

При достаточно быстром (> 100 – 200 ^оС/мин.) 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. По мере уменьшения скорости нагрева в большей степени получают развитие процессы отпуска и нормальный, контролируемый диффузией механизм образования аустенита, сопровождающийся измельчением зерна. При достаточно медленном (1 – 2 ^оС/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. Увеличение скорости нагрева ведет к нарушению упорядоченности в процессе формирования (роста) аустенитной структуры и измельчению зерна. Образовавшийся при упорядоченном a g - переходе аустенит фазово наклепан. С повышением температуры нагрева выше Т_р происходит его рекристаллизация и зерно аустенита измельчается.

При промежуточных умеренных скоростях нагрева (100 – 150 ^оС/мин), когда успевает пройти полный распад мартенсита до начала a g - перехода, структурная наследственность в стали не проявляется. При этом a g - переход совпадает с рекристаллизацией и зерно сразу же получается мелким, т.е. реализуется нормальный неупорядоченный механизм перекристаллизации.

Специальные карбиды Cr, Mo, W, V, Ti , выделяясь при нагреве по границам мартенситных кристаллов, задерживают процесс рекристаллизации до температуры растворения карбидов в аустените.

Структурная наследственность хорошо проявляется в конструкционных сталях типа 30ХГСА, 37ХН3А, 20Х2Н4А и т.п. Наиболее вероятно проявление структурной наследственности при термической обработке предварительно перегретых сталей, содержащих добавки сильных карбидообразующих элементов – Ti, V, Nb.

Отпуск перед окончательным быстрым нагревом под закалку исключает проявление структурной наследственности. При медленном нагреве влияния предварительного отпуска не наблюдается, так как он протекает в процессе самого нагрева под закалку.

В высоколегированных сталях (быстрорежущие, мартенситно – стареющие, нержавеющие мартенситные стали и др.) структурная наследственность проявляется в широком диапазоне скоростей нагрева, т.е. не только при быстром или медленном нагреве, но и при промежуточных умеренных скоростях нагрева. Таким образом, в данных сталях структурная наследственность наблюдается в обычно принятых на практике условиях нагрева, так как восстановленное зерно аустенита длительное время не рекристаллизуется. Также следует отметить, что в мартенситно – стареющих сталях восстановление крупного зерна происходит при обычной технологии их термической обработки.

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.

Находящиеся в аустените карбидо- и нидридообразующие элементы (Mn, Cr, Mo и др.) уменьшают коэффициент термодинамической активности углерода и азота, что способствует переходу карбидных и нитридных фаз в аустенит.

Легирование стали некарбидообразующими элементами (Si, Ni, Co) будет наоборот, увеличивать коэффициент термодинамической активности углерода и азота, т.е. затруднять растворение карбидов и нитридов в аустените.

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 TiC перейдет в аустенит при более высокой температуре, чем карбид VC.

Для всех элементов (особенно Ti) 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. 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.

Повышение температуры растворимости карбидов в аустените с увеличением содержания углерода обусловлено повышением активности углерода в аустените вследствие роста его концентрации в твердом растворе и увеличения коэффициента термодинамической активности.

Рост зерна аустенита

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 стали. В некоторых сталях (например, в магнитомягких, 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- и нитридообразующих элементов объясняется наличием нерастворенных в аустените дисперсных карбидов и нитридов, оказывающих барьерное действие на 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:

d = (4/3)(r/f)

где:

r – радиус частиц;

f – объемная доля частиц.

Чем 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.

Углерод, азот и алюминий, не связанные в карбиды и нитриды, а находящиеся в твердом растворе – аустените, способствуют росту его зерна. Также увеличивают склонность к росту зерна бор, марганец и кремний.

Дата добавления: 2018-06-01; просмотров: 2152; Мы поможем в написании вашей работы!

Поделиться с друзьями:

Мы поможем в написании ваших работ!