Закаленной стали. Карбидообразование при отпуске сталей

Влияние легирования на процессы, происходящие при отпуске

В процессе аустенитизации происходит растворение (частичное или полное) частиц вторичной фазы (карбидов, нитридов, карбонитридов, интерметаллидов и др.) и переход легирующих элементов в раствор, т.е. легирующие элементы могут находиться в твердом растворе железа или в карбидной фазе. Кроме этого они могут также присутствовать в составе неметаллических включений (Cr, Mn, Al, Zr, V, Ti в виде оксидов – MnO, SiO₂, Al₂O₃, Cr₂O₃, V₂O₃, B₂O₃, ZrO, TiO₂ или сульфидов - MnS, ZrS).

К карбидообразующим легирующим элементам относятся: Fe, Mn, Cr. Mo, W, Nb, V, Zr, Ti - по возрастающей степени сродства к углероду и устойчивости карбидных фаз.

К легирующим элементам, не участвующим в процессе карбидообразования (некарбидообразующим), относятся: (Ni, Co, Al, Si, Cu).

В связи с тем, что температура диссоциации частиц вторичной фазы, образованной сильными КОЭ (Ti, Nb, Zr, V) достаточно высокая (»1150-1250⁰С),за исключением ванадия, который переходит в твердый раствор при»950⁰, при традиционных режимах нагрева под закалку такие легирующие элементы будут находиться в связанном состоянии (в частицах вторичной фазы). Поэтому в практике термообработки используют повышенные температуры аустенитизации для частичного растворения таких частиц вторичной фазы и перевода легирующих элементов в твердый раствор с последующим выделением их при отпуске в виде дисперсных частиц карбидов. При этом используют повышенные температуры аустенитизации, когда достигается максимально возможная степень растворения частиц вторичной фазы, но еще не происходит интенсивного роста аустенитного зерна. В случае интенсивного охлаждения металла с температуры аустенитизации - после закалки (или ускоренного охлаждения) фиксируется пересыщенный твердый раствор – мартенсит (по углероду, азоту, легирующим элементам), в котором при последующем нагреве (отпуске) происходит распад твердого раствора с выделением частиц вторичной фазы (карбидов, карбонитридов и др.), многие из которых относятся к фазам внедрения и образуются между переходными металлами и углеродом (азотом).

Фазы внедрения образуются при соотношении атомных радиусов компонентов R_нем/R _мет = 0,41…0,59 (карбиды типа TiC; NbC; ZrC; VC; WC; Mo₂C; W₂C), а в том случае, если это соотношение будет R_нем/R _мет >0,59 фазы внедрения не образуются, а возникают карбиды со сложной атомно-кристаллической структурой (карбиды железа, марганца, типа Me₃C, хрома - Cr₃C₂; Cr₇C₃; Cr₂₃C₆ - при концентрации хрома менее 2% образуется легированный цементит, а при большем содержании образуется Cr₇C₃).

Следует отметить, что эффект дисперсионного твердения при отпуске или старении могут вызывать частицы вторичной фазы, размер которых £100 нм (10--100 ангстрем), а расстояние между ними не более 20…100 нм (200…1000 А). Такими частицами вторичной фазы чаще всего являются – VC; VN; NbC; NbN; V(C,N) и др.

По кристаллохимической структуре карбиды, наиболее часто встречающиеся в сталях, можно разделить на несколько групп:

1. Карбиды цементитного типа с орторомбической решеткой (отвечающие составу (Fe,Me)₃C, где Ме может быть хром (<1,8 %), марганец (<1,8 %), молибден (<0,4 %), вольфрам (<1,0 %), ванадий (<0,3) %, титан, ниобий, тантал (<0,25 %), и др., которые растворяются в цементите. При этом концентрация КОЭ в легированном цементите выше, чем в аустените. Элементы, которые не образуют карбидов, находятся преимущественно в аустените, а концентрация их в легированном цементите ниже среднего содержания в стали. При малом содержании таких КОЭ - Mn, Cr, W, Mo они растворяются в цементите, заменяя в нем атомы железа. Марганец может заменить в Ц все атомы железа, хром до 25%, молибден до 3%, вольфрам - до 0,8-1,0%. Более сильные КОЭ - титан, ниобий, ванадий и др. практически не растворяются в цементите, образуя собственные карбиды.

2. Фазы внедрения(специальные карбиды - образуются в сталях, когда концентрация легирующих элементов превышает предел их растворимости в цементите):

а) карбиды типа МеС, имеющие кубическую решетку, где Ме могут быть ниобий, тантал, ванадий, цирконий;

б) карбиды типа МеС и Ме₂С, имеющие гексаганальную решетку, где Ме могут быть молибден, вольфрам;

3. Карбиды типа Ме₂₃С₆ с кубической решеткой:

а) кубический карбид хрома и его производные с общей формулой (Cr,Me)₂₃C₆: где Ме железо, марганец, молибден, ванадий, вольфрам, никель;

б) кубический карбид молибдена (вольфрама) типа Fe₂₁(Mo,W)₂C₆:

4. Тригональный карбид хрома (Cr,Me)₇C₃, где: Ме –железо, марганец, молибден, ванадий, вольфрам, никель.

5. Двойные карбиды общей формулы Ме₆С: типа Ме_n ¹Ме_n² С и типа Ме_n ¹Ме_2n² С, где: Ме¹ - железо, кобальт, никель; Ме² –вольфрам, молибден, хром, ванадий.

В связи с тем, что диффузионная подвижность легирующих элементов существенно меньше, чем углерода и азота, то при температурах отпуска примерно до 400⁰С в пересыщенной матрице не происходит перераспределения легирующих элементов.

Скорость протекания первой стадии распада мартенсита мало изменяется при легировании такими элементами как хром, молибден, вольфрам, кремний. При введении больших количеств никеля температура распада понижается, а при введении алюминия температура начала распада значительно повышается.

Легирование существенно изменяет кинетику второй стадии распада М, замедляя рост карбидных частиц и сохраняя пересыщенность твердого раствора до более высоких температур отпуска. Вторая стадия распада значительно замедляется и сдвигается в сторону более высоких температур (до ~400-450⁰С вместо ~150-300⁰С в углеродистых сталях) такими элементами, как хром, молибден, ванадий, вольфрам, кобальт, кремний.

Выделение метастабильного e-карбида в легированных сталях происходит при более высоких температурах (в углеродистой стали могут быть уже при ~20⁰С, а в легированной при ~120-140⁰С). Цементитные выделения в кремнистых сталях появляются лишь при ~370⁰С

При температурах выше 450⁰С начинается перераспределение легирующих элементов и образование специальных карбидов. Возможны два механизма их образования:

· концентрация легирующих элементов при повышении температуры отпуска в цементите увеличивается и цементит перестраивается в специальный карбид;

· специальный карбид образовывается самостоятельно, при этом зарождение на дефектах значительно легче.

При этом следует отметить, что из-за существенно меньшей диффузионной подвижности легирующих элементов частицы специальных карбидов значительно дисперснее цементита. Карбидообразование легированных частиц вторичной фазы также проходит через стадии метастабильных карбидов. При выделении специальных карбидов в сталях происходит повышение пределов текучести, пропорциональности, твердости. Это явление получило название вторичное твердение. Обычно такой эффект наблюдается при отпуске 500-650⁰С (для цементита при 350-400⁰С). Важным фактором является и то, что при вторичном твердении повышается пластичность и вязкость, что обусловлено частичным растворением и сфероидизацией частиц цементита.

Легирование также влияет и на скорость коагуляции карбидных частиц. Никель ускоряет, а хром, молибден, вольфрам, ванадий замедляют коагуляцию.

Легирующие элементы (хром, кремний и др). повышают температуру распада и остаточного аустенита до 500-600⁰С.

Литература:

1. Курдюмов Г. К., Утевский Л. М., Энтин Р. И. Превращения в железе и стали.

2. Новиков И. И. Теория термической обработки металлов.

3. Богачев И. Н. Пермяков В. Г. Отпуск закаленной стали.М.: Машгиз, - 1950.

4. Белоус М.В., Черепин В.Т., Васильев М.А. Превращения при отпуске стали. М.-Свердловск.:Металлургия,1973.-232с

5. Стародубов К.Ф.Процессы, происходящие при отпуске стали. Изд. ВЦСПС, ПРОФИЗДАТ, 1960.-32с

6. Дейнеко Л.Н.Исследование процессов структурообразования при упрочняющей термической обработке трубных сталей. Сб. трудов межд.н.-практ. конф. «Химия в строительных материалах и материаловедение в ХХ1 веке», том 2, Шымкент, 2008.-С.60-67

7. Дейнеко Л.Н. Исследование влияния различных факторов на уровень предела текучести малоуглеродистых сталей.\ В сб. докладов 1Х Международного н.-т. конгресса термистов и металловедов «Оборудование и технологии термической обработки металлов и сплавов», том 1, Харьков: ННЦ «ХФТИ», 2008.-С.218-232

8. Дейнеко Л.Н. ВЛИЯНИЕ ПРОЦЕССОВ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ НА ИЗМЕНЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ТЕРМИЧЕСКИ УПРОЧНЕННЫХ МАЛОУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ ПРИ ОТПУСКЕ \\ Строительство, материаловедение, машиностроение: Сб. научн. трудов. Вып.58, Cерия Стародубовские чтения 2011, – Днепропетровск, ПГАСА, 2011. – C.232-261

9.Попова Н.М Карбидный анализ стали М.: Оборонгиз. 1957.-100с

Фрактография изломов ударных образцов (KCV) из стали 15ХСНД толщиной 30 мм в зависимости от

режима термической обработки и температуры испытания

					-20^0С
					-40^0С
а) Термическое упрочнение (ТУ) в воде с tв=98^0С	б) ТУ + отпуск 300^0С,1ч	в) ТУ + отпуск 500^0С,1ч	г) ТУ + отпуск 600^0С,1ч	д) ТУ + отпуск 700^0С,1ч	Температура испытания образцов

Рисунок 1.8 - Изломы ударных образцов (световые фрактограммы), изготовленных из толстолистовой малоуглеродистой стали 15ХСНД

Дата добавления: 2014-10-23