Программа «Инновационные технологии производства высокопрочных труб из нержавеющих сталей и сплавов на основне нанотехнологий» (стр. 2 )

Для получения более высокого комплекса механических свойств, а также для формирования некоторых специальных свойств (коррозионной стойкости, жаропрочности, износостойкости, жаростойкости) в стали специально дополнительно вводят другие элементы. Сплавы это металлы, в которые вводят легирующие элементы ( сталей более 50% ЛЭ - сплав).

ЛЭ это хим. элементы, которые специально вводят в сплав для придания ему заданной структуры и свойств.

Примеси это хим. элементы, которые переходят в сплав в процессе его изготовления как тех. добавки или составляющие шихтовых материалов (фосфор, сера, оксиды, немет. включения).

Легирующие элементы (ЛЭ) образуют с железом тв. р-ры замещения (кроме B, C, N), и множество различных фаз. ЛЭ оказывают влияние на крит. точки А3 и А4.

Все ЛЭ делятся на аустенитообразующие и ферротообразующие ( по соответствию ЛЭ решетке аустенита или феррита).

Аустенитообразующие ЛЭ расширяют γ-область, понижают точку А3 и повышают точку А4 железа. (Ni, Mn,Co Cu, N). Такое легирование приводит к существования при комн. температуре аустенита, образуется класс аустенитных сталей типа Г20, Х18Н10Т, ХН77ЮТ, Х18А1.

Диаграммы Fe-Ni, Fe-Mn (см. рис).

Ферритообразующие ЛЭ сужают γ-область, повышают точку А3 и понижают точку А4 железа. (Al, Cr, Mo, W.Nb, Zr, V, Ti,Si).

Диаграммы Fe-Cr, Fe-V (см. рис)

Многие ЛЭ образуют с железом интерметаллидные соединения, интерметаллиды. Это FeAl, NiAl (фазы Юм-Розери) FeCr CrMn, CoV ,CoCr (сигма-фазы) АВ2, MgCu2, MgNi2 (фазы Лавеса), А3В, Ni3Al, Ni3Ti (g´-фазы).

По отношению к углероду ЛЭ делятся на некарбидообразующие ЛЭ (Al, Si, Ni, Co, Cu) и карбидообразующие ЛЭ (по мере увеличения карбидообразующей способности) Fe, Mn, Cr, Mo, W, V, Nb, Ta, Ti, Zr, Hf.

Карбидообразующие ЛЭ растворятся в цементите, образуют легированный карбид (Fe, Me)3С.

Специальные карбиды металлов также легируются другими элементами, входящими в состав тв. раствора.

Карбиды хрома Cr23C6 (ГЦК), Cr7C3, (Cr, Mе)23C6, (Cr, Ме)7C3,

Карбиды ванадия, ниобия, титана, циркония VC или MeC (ГЦК)

Карбиды молибдена, вольфрама МоС, WC, MeC, Мо2С, W2C, Me2C (ГПУ). Из рассматриваемых карбидов одним из самых твердых является карбид VC (21000-24000 МПа). Он легче других растворяется в аустените, создавая необходимое для упрочнения пересыщение тв. раствора. Титан связывает углерод в трудно растворимые карбиды (Траств 1200С).

Лекция3

Процессы, происходящие при нагреве стали с феррито-карбидной структурой (ФКС), образование аустенита при нагреве,

рост зерна аустенита при нагреве.

Аустенизация - процесс нагрева стали до температур, соответствующих Т существования аустенита. Особенности аустенизации зависят от исходной структуры, Т, скорости нагрева и хим. состава стали.

Рассм. ФП при нагрев выше Ас1:

0,8% С П( Ф+Ц) =А обратное эвтектоидное превращение

Превращение состоит из двух одновременно притекающих процессов: полиморфного и растворения Ц в А.

0,3 %С П+Ф = А+Ф, полиморфное, обр. эвтектоидное, затем Ф постепенно превращается в А, содержание С в нем при этом уменьшается по GS

1,0%C П+Ц=А+Ц полиморфное, обр. эвтектоидное, затем до Аст происходит растворение Ц

Изменение структуры.

Основные превращения, происходящие до А1,-сфероидизация (С) и коалесценция (К) карбидов. С - процесс, превращающий пластинчатые частицы Ц в глобулярные. К-процесс роста крупных частиц за счет более мелких. Скорость развития процессов С и К контролируется объемной диффузией углерода. Конечная структура процессов С и К –зернистый перлит (600-650,10ч)

Выше А1. Механизм процесса превращения П в А состоит в зарождении зерен А и их росте. Первоначальные зародыши А при нагреве чуть выше Ас1 образуются сдвиговым путем a→g, образуется низкоуглеродистый аустенит, в котором растворяется Ц, при этом содержание углерода приближается к равновесному. Затем сдвиговый механизм заменяется механизмом роста зародышей А на межфазной границе раздела Ф\Ц. Рост участков А в результате полиморфного превращения протекает быстрее, чем растворение Ц, поэтому в структуре стали сохраняется некоторое количество Ц (см. рис). В участках, прилегающим к частицам Ц концентрация С в А выше, для его выравнивания (гомогенизации) требуется время.

Кинетика превращения. Образование А в изотермических условиях начинается после инкубационного периода, сначала скорость образования А растет, достигает максимума, а затем снижается. Кинетику представляют в виде обобщенной диаграммы «температура-время», в виде диаграммы изотермического образования А (см. рис, кривые построены экспериментально по образцам нагретым до различных Т)

Скорость превращения зависит от Т, от содержания С, легирования, от исходного состояния (структуры) стали. Чем больше содержание С, тем быстрее протекает процесс аустенизации. Введение хрома, молибдена, ванадия и др КОЛЭ задерживает процесс из-за существования карбидов ЛЭ и легированного Ц. Чем тоньше ФЦ структура, тем быстрее протекает процесс, тем меньше пути диффузии, тем большее возникает зародышей А. Предварительная сфероидизация перлита замедляет процесс.

Интервал температур, в котором протекает превращение П в А тем шире, чем выше скорость нагрева. Поэтому при скоростном нагреве (например, ТВЧ) Т нагрева для аустенизации д. б. выше, чем при медленном печном нагреве.

Размер зерна аустенита является важнейшей характеристикой стали. При охлаждении после аустенизации продукты превращения формируются в пределах каждого аустенитного зерна. Поэтому размер зерна существенно влияет на их дисперстность, а, сл-но, на свойства. Чем крупнее зерно, тем грубее продукты превращения, тем ниже прочность стали. Укрупнение зерна А отрицательно сказывается на пластичности, ударной вязкости, сопротивлению хрупкому разрушению. При ТО стремятся получить мелкозернистые структуры.

Размер зерна аустенита обусловлен температурой нагрева, продолжительностью выдержки при ней, склонностью стали к росту зерна при нагреве.

Размер зерна определяется в мкм или в баллах (балл-количество зерен, помещающихся на 1мм2 шлифа). Стали с номером 1-5 (250-60 мкм) относятся к крупнозернистым, с номером 6-15 (40-2 мкм) к мелкозернистым. Материалы с зерном менее 100нм наз. наноструктурными или накристаллическими наноматериалами (имеют особые свойства)

При нагреве выше Ас1 число зародышей А на границе Ф/Ц достаточно велико, начальное зерно А мелкое. При увеличении Т или времени выдержки происходит собирательная рекристаллизация, зерно увеличивается, одни зерна растут за счет других, более мелких. Рост зерна А происходит самопроизвольно и вызывается стремлением системы к уменьшением св. энергии из-за сокращения поверхности, границ зерен.

Рост зерна сдерживают карбиды (особенно титана, ванадия,) легированного цементита (в заэвт. сталях), частицы AlN (в раскисленных алюминием сталях), участки Ф (в доэвт. сталях).Склонность к росту зерна зависит от способа выплавки и раскисления стали, используемой шихты (содержания примесей-барьеров). Выплавка стали в электропечи дает более мелкое зерно, чем при мартеновской выплавке. Вакуумнодуговой и электрошлаковый переплавы, обеспечивают получение сталей высокой чистоты, увеличивают рост зерна

Продолжительный нагрев приводит к образованию очень крупного зерна, перегреву стали. Перегретая сталь имеет крупнокристаллический хрупкий излом, низкие мех. св-ва. К пережогу приводят выдержки при излишне высоких Т, в окислительных атмосферах, что приводит к оплавлению приграничных объемов зерна, к резкому снижение пластичности и прочности. Пережог в отличие от перегрева не поддается исправлению ТО.

Влияние величины зерна на свойства стали. Чем мельче зерно, тем лучше мех. свойства стали: выше прочность, ниже порог хладноломкости. Все методы, вызывающие измельчение зерна (легирование КОЛЭ, раскисление, высокие скорости нагрева и т. д.) повышают конструктивную прочность стали. Крупное зерно стремятся получать только в электротехнических, трансформаторных сталях, чтобы улучшить их магнитные, электротехн. свойства.

Общая характеристика превращений при охлаждении аустенита.

Диаграмма изотермического превращения аустенита

Если доэвтектоидную. сталь нагреть выше Ас3, а заэвтектоидную сталь выше Аст, получить аустенит, а затем переохладить его ниже А1, по аустенит претерпевает эвтектоидное превращение А→Ф+Ц. Формированию эвтектоида может предшествовать избыточное выделение феррита или аустенита. Для описания кинетики превращения переохлажденного А используются экспериментально построенные (при постоянной Т до полного распада А) диаграммы изотермического превращения А в координатах время - температура-степень распада (ТТТ-time-temp-transf) см рис.

Инкубационный период -- время в течение которого А экспериментально не фиксируется. Длительность инкуб. периода характеризует устойчивость переохлажденного А.(продолжительность от неск сек до мин в зависимости от легирования). С увеличением переохлаждения его устойчивость А быстро уменьшается, достигает минимума, и далее вновь возрастает (из-за замедления диффузии). При переохлаждении А до температуры равной Мн, диффузионные процессы подавляются и образование А→Ф+Ц становится невозможным. Протекает бездиффузионное мартенситное превращение А→М.

В зависимости от степени переохлаждения различают три температурные области превращения: перлитную, промежуточную, мартенситную. (см. рис. перл. обл. от А1 до «носа» кривой 550 → перлит; промеж обл. от «носа» до Мн → бейнит; ниже Мн → мартенсит).

Лекция 4

ПЕРЛИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ

Перлитное превращение(ПП) –диффузионное превращение - распад аустенита при небольших переохлаждениях ниже А1с с образованием феррито-карбидной структуры. Продукт превращения перлит - смесь феррита(О,02мас.%С) и цементита (6,6мас.%С). А→Ф+Ц

При охлаждении в первую очередь возникает Ц, его зародыши возникают на границах аустенитных зерен. А обедняется по С и испытывает полиморфное превращение γ-α (ГЦК-ОЦК), при этом кристаллы Ф зарождаются на границе с А.. В результате происходит колониальный совместный рост кристаллов Ц и Ф, образуется перлитная колония. В доэвт. сталях при изотермическом превращение А сначала выделяется феррит, в заэвтектоидных- цементит.(рис. диаг)