6. Влияние легирующих элементов на полиморфизм железа. Классификация сталей по структуре отжига.

Влияние элементов на полиморфизм железа

Расширение g-области элементами, образующими твердые растворы внедрения, объясняется большей их растворимостью в ГКЦ решетке, а расширение g-области при образовании твердых растворов замещения –близостью их кристаллического строения аустениту. Такие элементы могут расширить g-область до комнатных и более низких температур. Стали со стабильной аустенитной структурой во всем температурном интервале вплоть до плавления называются аустенитными.

Если области a-и d-растворов смыкаются, то структура с ОЦК решеткой стабильна во всем интервале температур. Такие стали называются ферритными.

Четкого объяснения влияния л.э. на полиморфизм железа нет. Подмечено только, что элементы с атомным радиусом больше, чем у Fe-, сужают g-область.

Свыше определённого содержания марганца, никеля и других элементов, имеющих гранецентрированную кубическую решетку, – состояние существует как стабильное от комнатной температуры до температуры плавления, такие сплавы на основе железа называются аустенитными. При содержании ванадия, молибдена, кремния и других элементов, имеющих объемно-центрированную кубическую решетку. Выше определённого предела устойчивым при всех температурах является α– состояние. Такие сплавы на основе железа называются ферритными. Аустенитные и ферритные сплавы не имеют превращений при нагреве и охлаждении.

Классификация сталей по равновесной структуре отжига

1.            Стали доэвтектоидные;

2.            -----«----- эвтектоидные;

3.            -----«----- заэвтектоидные;

4.            -----«-----ледебуритные;

5.            -----«-----ферритные    нет a®g;

6.            -----«-----аустенитные  нет a®g;

7.            -----«-----полуферритные частичное a® g превращение.

 

7. Влияние легирующих элементов на растворимость углерода в аустените, температуру эвтектоидного превращения, устойчивость переохлажденного аустенита. Классификация  сталей по структуре нормализации.

Подавляющее количество л.э. уменьшают растворимость углерода в аустените и концентрацию углерода в эвтектоидной стали, т.е. сдвигают точки E и S влево (исключение – сильные карбидообразователи типа V и Ti); элементы, расширяющие g-область снижают температуру А₁(например, Ni, Mn); элементы, сужающие g-область – повышают температуру А₁ (например, Cr, Si).

Все легирующие элементы превращают температуры эвтектического и эвтектоидного превращения в интервал температур в соответствие с правилом фаз Гиббса.

Диаграмма изотермического превращения аустенита эвтектоидной стали.

На диаграмме можно выделить следующие области: 1) область устойчивого аустенита (для стали, содержащей 0,8 % С, выше А_С1); 2) область переохлажденного аустенита; 3) область начавшегося, но еще не закончившегося превращения А => П; 4) область закончившегося превращения А => П; 5) область начавшегося, но еще не закончившегося мартенситного превращения (между М_н–M_к); 6) мартенситная область (ниже М_к).

Область, расположенная слева от кривой начала распада аустенита (область переохлажденного аустенита), определяет продолжительность инкубационного периода, характеризующую устойчивость переохлажденного аустенита. С увеличением переохлаждения его устойчивость быстро уменьшается, достигая минимума (для эвтектоидной стали около 550 °С), и далее вновь возрастает.

В зависимости от степени переохлаждения аустенита различают три температурные области превращения: перлитную (переохлаждение до 500 °С), мартенситную (переохлаждение ниже М_н — для эвтектоидной стали ниже температуры 240 °С) и промежуточного (бейнитного) превращения (переохлаждение для эвтектоидной стали в интервале от 500 до 240 °С).

По структурам после нормализации различают следующие классы легированных сталей: перлитный М+Ф, мартенситный а+М, аустенитный а+Ф (в интернете еще пишут,что ферритный и ледебуритный).

 

8. Хромистые, никелевые и хромоникелевые стали. Структурные диаграммы легированных сталей.

Никелевые стали.

Особенностью сплавов Fe-Ni с высоким содержанием никеля является медленный распад аустенита при низких температурах. Об этом свидетельствует наличие по крайней мере трёх разных диаграмм состояния Fe-Ni.

Наиболее часто приводится диаграмма (рис.1) . Равновесие в области α+γ достигается при выдержках до двух лет.

При содержании Ni от 5 до 35 % при охлаждении на воздухе γ→α превращение идёт по мартенситному механизму, при медленном нагреве превращение α→γ+α осуществляется диффузионным путём. При быстром нагреве возможно α'+γ превращение как обратное мартенситное и только потом гетерогенный распад на α+γ-фазы: α'→γ'→α+γ

Ni- один из полезнейших легирующих элементов сталей, повышающий их прокаливаемость, прочность, запас вязкости одновременно. В этом отношении Ni- восьмое чудо света. Ni- основной легирующий элемент хладостойких и жаропрочных сталей.

Система Fe-Ni - основа сплавов с особыми физическими свойствами: инварные сплавы, элинварные сплавы, например 36Н(36%Ni, Fe-ост), 32HKD (32%Ni, 4%Co, 1%Cu) суперинвар, 44НХТЮ( 44%Ni, 5%Cr, 2,5%Ti, 0,7%Al) элинвар и т.д..

Особенности аустенитных сталей с высоким содержанием Ni  является наличие двойников  в структуре после закалки и отжига (рис. 4).

Введение никеля в стали (Fe+C) приводит к смещению точки S влево и вниз, а точки E - влево и вверх, т.е. содержание углерода в эвтектоиде уменьшается, точка А₃ понижается, а точка А_ст - повышается. Так при 5% никеля точка S соответствует 650° С и 0,2% С.

Хромистые стали.

Хром пожалуй самый распространнённый легирующий элемент сталей. Он повышает прочность, износостойкость, прокаливаемость, при содержании более 13% делает сталь коррозионностойкой.

σ фаза - электронное соединение с концентрацией валентных электронов равной 7. Решетка - слоистая тетрагональная С30 (аналог β-уран). Ее образование в сплавах ведет к потере пластичности.

В сталях в зависимости от содержания Cr и С присутствуют 3 типа карбидных фаз (Fe,Cr)₃C, (Cr,Fe)₇C₃, (Cr,Fe)₂₃C₆ (с увеличением содержания Cr)[соответственно с орторомбической, тригональной и сложной кубической решеткой].

Особенности фазовых превращений сплавов Fe-Cr-C определяются тем, что С расширяет, а Cr сужает γ-область. Поэтому в зависимости от содержания Cr и С могут быть стали: при 0,5% С с повышением содержания  Cr доэвтектоидные, заэвтектоидные, ледебуритные, полуферритные, ферритные.

Микросруктура хромистых сталей с высоким содержанием С –более тёмная матрица+ карбиды. Причём ее вид практически одинаков после закалки или отжига.

Сложно-легированные Cr-Ni стали.

Изобразить в пространстве д.с. Fe-Cr-Ni уже невозможно. А промышленные стали содержат (всегда!) и другие элементы. Поэтому на практике пользуются так называемыми структурными диаграммами. При этом учитывают, что л.э. действуют или как Cr(т.е. сужают γ-область), или как Ni (расширяют ее) с разной интенсивностью.

Подсчитывается как бы приведённое содержание Cr и Ni. Интенсивность влияния л.э. учитывается введением коэффициентов, определяемых на основании опыта.

Cr_экв=E_Cr=Cr + 2Si + 1,5Mo + 5V + 5,5Al + 1,75Nb + 1,5Ti + 0,75W

Ni_экв=E_Ni=Ni + 0,5Mn + 30C + 30N + 0.3Cu

Построенные таким образом диаграммы (структурные) справедливы для определенного состояния (рис.8).

Очень часто определяемые по таким диаграммам структуры являются метастабильными и при других обработках меняют свою структуру.

Например, сталь 08*18Н9- сталь аустенитного класса. Такую структуру она имеет в литом и закалённом состоянии. Уже при наклёпе (например, прокатке при комнатной температуре) появляется α-фаза по мартенситному механизму- мартенсит деформации.

 

9. Структуры отожженных, нормализованных и закаленных сталей.

Структура,   образующаяся   при   непрерывном   охлаждении стали, может быть предсказана на основе анализа С-диаграммы. Если эвтектоидную сталь нагреть до температуры выше А_С1, при которой она полностью приобретает структуру аустенита, а затем охладить до комнатной температуры, то по­лучится структура, зависящая от скорости охлаждения. При малой скорости V₁ продолжительность пребывания углероди­стой стали при высокой температуре (несколько ниже А_С1) та­кова, что распад аустенита завершается образованием крупно-пластинчатого перлита. Такой процесс называется отжигом. Практически он осуществляется путем охлаждения стали в печи с большой тепловой инерцией, что приводит к получению срав­нительно малой твердости отжигаемой стали. Скорость охлаж­дения равна по порядку величины 0,1 К/с. На рис. 240 на кри­вой v₁ показано замедление ох­лаждения в области распада, ко­торое обусловлено выделением те­пла при превращении аустенит>перлит. В случае V₂>V₁ превра­щение начинается при более низ­кой температуре и приводит к получению тонкопластинча­того перлита с большей твердо­стью. На практике для получе­ния такой структуры часто ох­лаждение ведут на воздухе со скоростью порядка 1 К/с. Такая обработка называется нормализацией.   Можно   представить себе скорость охлаждения   V₃   (> V₂), при которой только часть  аустенита распадается   и   образуется тонкопластинчатый перлит. В этом случае оставшийся аустенит, охладившись ниже точки М_Н (230 °С), превратится в мартенсит. Сохранится и небольшое количество остаточного аусте­нита. На кривой V₃ получается замедление охлаждения в двух температурных интервалах, в которых образуются соответст­венно перлит и большая часть мартенсита (близко к 230 °С). При скорости V₄>V₃, как видно из рис. 240, распад аустенита практически не начинается и аустенит только превращается и мартенсит. Остается некоторое количество остаточного аустенита. Такая операция называется закалкой стали.

 

10. Диаграммы железо - углерод и железо - графит. Факторы, стабилизирующие цементит и графит.

Если в равновесии с жидкой фазой, аустенитом  и ферритом  нахо­дится графит, то равновесие является стабильным.  В случае, когда и равновесии с этими фазами, т. е. растворами на базе железа, находится цементит, равновесие является метастабильным. В обоих случаях равновесию любого сплава Fe—C задан­ного   состава   соответствует   ми­нимум    термодинамического   по­тенциала,   но    его   минимальное значение   в   случае   стабильного равновесия   меньше,   чем   в слу­чае метастабильного равновесия. На рис. 203 схематически по­казано      изменение     свободной энергии в стабильной и метастабильной  системе в функции  со­держания    углерода    при   высо­кой    температуре,    при   которой в    равновесии   находится   аустенит. Видно, что уменьшение сво­бодной    энергии    (ΔF)    должно приводить   к  распаду цементита (графитизации).    Видно    также, что содержание углерода в аустените в стабильной системе (С') ниже, чем в метастабильной (С). Сказанное относится и к равновесию феррита с графитом или цементитом.