Сигма фаза в сталях

Обновлено: 06.05.2024

σ-фазы и родственные им соединения образуются переходными металлами и имеют тетрагональные или сложные ромбоэдрические элементарные ячейки, структура которых характеризуется наличием плотноупакованных слоев атомов, смещенных по отношению друг к другу и расположенных на относительно больших расстояниях. Такие фазы и родственные им соединения иногда называют топологически плотноупакованными.

Впервые σ-фаза типа FeCr была обнаружена в железохромистых сплавах как хрупкая составляющая. Она имеет тетрагональную решетку с элементарной ячейкой из 30 атомов, аналогичную решетке урана.

Как для электронных соединений, так и для σ-фаз невозможно установить определенный состав, поэтому существование этих фаз обычно связывают с определенными значениями электронной концентрации. Расчеты электронной концентрации с учетом s- и d-электронов дают 6,5-7,4 электронов/атом в большинстве известных σ-фаз, что позволяет считать эти фазы определенной группой электронных соединений. Установлено также, что σ-фазы образуются элементами при различии атомных радиусов R до 8 % (в системе Со-Мо - до 12 %).

Области существования о-фаз по концентрации и по температурам зависят от положения элементов в периодической системе Д.И. Менделеева: в системе Fe-Mo до 1400 °С, в Fe-Cr до 820 °С, выше которых они растворяются в твердом растворе. В σ-фазах двухкомпонентных систем могут легко растворяться атомы других переходных элементов.

В промышленных сталях и сплавах встречаются как σ-фазы относительно простого состава (например, в сталях типа Х25 σ-фаза типа FeCr), так и сложнолегированные композиции (например, в дисперсионно-твердеющих сложнолегированных сталях σ-фазы, содержащие Fe, Cr, Mo, Ni). В жаропрочных сплавах на никелевой основе σ-фазы имеют состав (Cr, Mo)_x(Ni, Co)_y, где х и у могут изменяться от 1 до 7.

Выделение σ-фазы происходит при длительных выдержках в интервале температур 500. 900 °С и является причиной сильного охрупчивания сталей и сплавов, уменьшает их пластичность и прочность.

Возможно существования σ-фаз в двойных системах d-nepeходных металлов Cr-Fe, Cr--Mn, Cr-Co; V-Mn, V-Fe, V-Co, V-Ni; Mo-Fe, Mo-Co.

Кинетика образования σ-фаз обычно описывается С-образной кривой (рис. 1.14), положение которой определяется составом сплава и его предысторией (литое или деформированное состояние, режим предварительной термической обработки, напряженное состояние и т.д.).

Рисунок 1.14 – Изотермическая диаграмма образования σ–фазы в жаропрочном сплаве на никелевой основе:

1 - σ-фаза отсутствует; 2 - σ-фаза выделяется.

Вредное действие σ-фаза оказывает на жаропрочные сплавы. Из-за присутствия σ-фазы резко снижается длительная прочность, так как большие количества тугоплавких элементов-упрочнителей выводятся из матрицы сплава. Кроме того, разрушение при повышенных температурах происходит предпочтительно вдоль границ σ-фазы, которые служат источниками зарождения и распространения трещин, ведущих к хрупкому разрушению.

Фазы Лавеса

Интерметаллические соединения состава А₂В называют фазами Лавеса. Эти фазы обычно имеют кубическую или гексагональную структуру. Они могут образовываться компонентами, расположенными в любом месте периодической системы.

Исследование большого числа фаз Лавеса показало, что основным фактором, определяющим их образование, является соотношение атомных размеров компонентов. Несмотря на главную роль размерного фактора при образовании фаз Лавеса, важное значение в их стабильности играет электронная концентрация, которая определяет, какая из возможных структур образуется, а также каковы размеры их областей гомогенности, хотя последние, как правило, незначительны.

Наиболее часто образуются в сталях и сплавах следующие интерметаллические фазы Лавеса: Fe₂Al, Zr₂Al, Fe₂Mo, Co₂Ti, Ni₂Ta, (Fe,Si)₂Mo, Fe₂(Ni,Nb) и др. Их присутствие часто сопровождается охрупчиванием при комнатной температуре, но менее опасно при повышенных температурах.

Более того, во многих теплостойких и жаропрочных сплавах удается использовать фазы Лавеса для упрочнения без существенного снижения вязкости и хрупкой прочности.

Большая Энциклопедия Нефти и Газа

Однако исследование механических свойств показало, что развитие сигма-фазы в большинстве случаев не приводит сталь в совершенно хрупкое состояние. Поэтому, если нет деформации металла во время или после работы, на практике аварии наступают редко. Там, где деформации возможны, количество легирующих элементов в стандартных сталях должно быть отрегулировано так, чтобы по возможности уменьшить образование сигма-фазы во время работы. [17]

В тех случаях, когда наряду с карбидной фазой в сталях может выделяться сигма-фаза , например в сталях 18 - 20 Мо, целесообразно проводить дополнительные испытания в других средах, например в 65 % - ном растворе азотной кислоты. [18]

В аустенитных хромоникелевых сталях, содержащих молибден, также может иметь место выделение сигма-фазы , но в меньшей степени. Сигма-фаза не образуется в сплавах, имеющих более высокое содержание никеля. В нестабилизированных аустенитных хромоникелевых сталях при рабочих температурах 450 - 750 С происходит выделение карбидной фазы. Хотя это не имеет особого значения с точки зрения сопротивления коррозии при рабочей температуре, в процессе остановки оборудования может иметь место межкристаллитная коррозия. Для борьбы с этим явлением хромоникелевые стали стабилизируют, вводя добавки ниобия или титана. [19]

Верхний предел содержания феррита определяется необходимостью предупреждения чрезмерного охрупчи-вания металла шва вследствие Образования сигма-фазы . При сварке корневых слоев, когда доля участия основ -, наго металла в формировании шва возрастает, содержание феррита повышают до 5 5 - 9 %, чтобы обеспечить нормальное количество феррита в шве с учетом перемешивания наплавленного металла с основным аустенит-ным. К электродам, обеспечивающим получение аусте-нитно-ферритной структуры металла шва, относятся электроды марок ЦТ-7, ЦТ-15 и др. Для выполнения корневых слоев применяются электроды с максимальным содержанием ферритнои составляющей. [20]

Эта же гипотеза, возможно, пригодна для объяснения коррозии, вызванной сеткой из сигма-фазы , поскольку аустенит с большим содержанием хрома и малым содержанием никеля обладает особой склонностью к превращению в сигма-фазу. [21]

В частности, для нержавеющих сталей, содержащих молибден, большое значение приобретает выпадение сигма-фазы . Эта фаза содержит значительно больше хрома и молибдена, чем твердый раствор, и при ее выпадении участки, окружающие ее, тоже сильно обедняются хромом. Поэтому появление в структуре сплава сигма-фазы делает его в определенных средах склонным к межкристаллитной коррозии. По мнению Варена [2], сетка выделений сигма-фазы приводит к межкристаллитной коррозии только в азотной кислоте, в то время как сетка карбидов вызывает сильную межкристаллитную коррозию и в других кислотах. [23]

Обнаружено два механизма адаптации к внешним нагрузкам: фазовые переходы с образованием и эволюцией сигма-фазы и образование пор по механизму ползучести. [24]

Стали обладают сравнительно устойчивой аустенитной структурой, что не исключает возможности образования в них при некоторых условиях сигма-фазы . [25]

Наиболее опасны следующие формы структурной нестабильности: отпускная хрупкость; сфероидизация; графитизация; выделение графита или образование сигма-фазы . [26]

Сталь характеризуется наличием сильных феррптнзлрующнх элементов ( Mo, Nb), делающих ее склонной к образованию дельта-феррита п сигма-фазы . Склонность к межкристаллитной коррозии отсутствует. Пластичность при холодной деформации - высокая. [27]

Единственным радикальным средством устранения уже образовавшейся ff - фазы является кратковременный нагрев сварных соединений до температур, при которых сигма-фаза становится неустойчивой и может растворяться в аусте-ните. Так, сигматизированную сталь 25 - 20 достаточно нагреть до 1000 С и выдержать в течение 2 - 4 ч, чтобы восстановить ее пластичность. [28]

При температуре стенок ниже 800 С, выдерживаемой в течение сравнительно долгого времени, происходит перекристаллизация металла труб ( выпадение сигма-фазы ), в связи с чем удорожается ремонт печи. [29]

В двухфазных сплавах, вроде хромоникельмолибденовых или титанистых, при нагреве до 850 быстро появляется третья фаза, известная под названием сигма-фаза . В этих сплавах при соответствующей температуре стабильной является область, где имеются гамма - и сигма-фазы. [30]

Показано, что дефекты типа трещин в сварных соединениях образуются вследствие их механической и геометрической неоднородности на фоне конкурирующих процессов эволюции распределения сигма-фазы и карбидов различного состава. Обоснованы максимально возможные отбраковочные размеры по остаточной толщине труб и показана недопустимость смещения осей сопрягаемых при ремонте труб. Показано, что расположение ремонтных сварных швов вблизи калачей может приводить к образованию пластических шарниров. Разработано и передано для использования на ОАО Уфаоргсинтез устройство, применение которого при ремонте исключает смещение осей свариваемых труб. [31]

Стали с К 1 имеют склонность к резкому снижению пластичности и ударной вязкости, а также к изменению структуры с выделением альфа-и сигма-фаз при старении в процессе эксплуатации. [32]

Этот метод, по мнению автора, пригоден для предварительной оценки склонности к межкристаллитной коррозии, в большей степени обусловленной выделением карбидов, чем сигма-фазы . [33]

При эксплуатации печей отдельные трубы часто выходят из строя не только в результате местных перегревов стенок, вызываемых неравномерным облучением, но и вследствие образования сигма-фазы . В связи с хорошей сопротивляемостью этой стали эрозии трубы из нее рекомендуется применять. Вследствие указанных особенностей стали Х23Н18 приварные калачи змеевика необходимо располагать непосредственно в топке, а не выносить их в специальную камеру, в которой температура стенок калачей может быть ниже 800 С. Кроме того, при размещении калачей змеевика вне топки на более холодных поверхностях будет происходить усиленное отложение кокса. [34]

При эксплуатации печей отдельные трубы часто выходят из строя не только в результате местных перегревов стенок, вызываемых неравномерным облучением, но и вследствие образования сигма-фазы . В связи с хорошей сопротивляемостью этой стали эрозии трубы из нее рекомендуется применять и на выходных участках из печи. Вследствие указанных особенностей стали Х23Н18 приварные калачи змеевика необходимо располагать непосредственно в топке, а не выносить их в специальную камеру, в которой температура стенок калачей может быть ниже 800 С. Кроме того, при размещении калачей змеевика вне топки наиболее холодных поверхностях будет происходить усиленное отложение кокса. [35]

Сравнительно с другими модификациями литой стали на базе стали 18 - 8 сталь 18 - 8 Ti характеризуется значительно более устойчивым дельта-ферритом и отсутствием образования сигма-фазы во время охлаждения. Это делает ее нечувствительной к влиянию массы во время охлаждения и обеспечивает сохранение ее вязкости в длительной службе при высоких температурах. [36]

Во всех трех сталях, благодаря наличию ферритообразующих элементов ( вольфрама, молибдена, титана, ниобия), существуют облегченные условия для появления остаточного феррита и сигма-фазы . [37]

Эта же гипотеза, возможно, пригодна для объяснения коррозии, вызванной сеткой из сигма-фазы, поскольку аустенит с большим содержанием хрома и малым содержанием никеля обладает особой склонностью к превращению в сигма-фазу . [38]

В аустенитных хромоникелевых сталях, содержащих молибден, также может иметь место выделение сигма-фазы, но в меньшей степени. Сигма-фаза не образуется в сплавах, имеющих более высокое содержание никеля. В нестабилизированных аустенитных хромоникелевых сталях при рабочих температурах 450 - 750 С происходит выделение карбидной фазы. Хотя это не имеет особого значения с точки зрения сопротивления коррозии при рабочей температуре, в процессе остановки оборудования может иметь место межкристаллитная коррозия. Для борьбы с этим явлением хромоникелевые стали стабилизируют, вводя добавки ниобия или титана. [39]

При медленном охлаждении стали от высоких температур в интервале температур 600 - 800 из твердого раствора железо-хром выделяется химическое соединение железо-хром, которое называется а-фаза. Сигма-фаза является твердой и хрупкой составляющей и поэтому сообщает металлу повышенную хрупкость. Степень хрупкости зависит от характера распределения о-фазы в структуре металла. Наиболее опасно выделение с-фазы по границам зерен. [40]

Анализ микроструктуры образцов стали, отобранных из сварных соединений труб печи пиролиза показал, что изначальная структура аустенита с небольшим содержанием карбидов хрома в процессе эксплуатации претерпевает изменения. Сначала образуется сигма-фаза на фоне растворения карбидов хрома. В дальнейшем при эксплуатации более 10000 часов наблюдается распад о-фазы с образованием мелкой сетки карбидной эвтектики и сети микротрещин, что и приводит к резкому охрупчиванию металла сварного шва. [41]

Анализ микроструктуры образцов стали отобранных из сварных соединений труб печи пиролиза показал, что изначальная структура аустенита с небольшим содержанием карбидов хрома в процессе эксплуатации претерпевает изменения. Сначала образуется сигма-фаза на фоне растворения карбидов хрома. В дальнейшем при эксплуатации больше 10 000 часов наблюдается распад сигма - фазы с образованием мелкой сетки карбидной эвтектики и сети микротрещин, что и привело к резкому охрупчиванию металла сварного шва. [42]

Наклеп ( холодная деформация трубы или сварного шва аустенитной стали) оказывает чрезвычайно сильное ускоряющее действие на образование а-фазы, если она выдерживается в диапазоне температур 650 - 875 С. В сварном шве сигма-фаза выпадает преимущественно по границам столбчатых кристаллов, а в деформированных швах и внутри кристаллов-по линиям ( плоскостям) сдвига между ними. В результате появления а-фазы прилегающие к ней участки аустенита содержат относительно меньшее количество хрома, кремния и других легирующих примесей. Вследствие этого в менее легированных участках аустенита растворимость углерода повышается и сигма-фаза не обнаруживается. [43]

Наклеп ( холодная деформация трубы или сварного шва аустенитной стали) оказывает чрезвычайно сильное ускоряющее действие на образование о - фазы, если она выдерживается в диапазоне температур 650 - 875 С. В сварном шве сигма-фаза выпадает преимущественно по границам столбчатых кристаллов, а в деформированных швах и внутри кристаллов - по линиям ( плоскостям) сдвига и между ними. В результате появления а-фазы прилегающие к ней участки аустенита содержат относительно меньшее количество хрома, кремния и других легирующих примесей. Вследствие этого в менее легированных участках аустенита растворимость углерода повышается и сигма-фаза не обнаруживается. [44]

В ниобиевых сталях фаза Fe2Nb окрашивается в голубоватый цвет. В хромистых и хромомарганцевых сталях сигма-фаза имеет светло-синий оттенок, феррит окрашивается в желтый цвет, карбиды - в темные цвета. В никелевых и молибденовых сталях феррит окрашивается в серый цвет. Холодный раствор применяют для травления перлита углеродистых сталей. Нитриды не травятся даже Е кипящем растворе. [45]

Сигма фаза в сталях

Различные явления, характерные для однофазных ферритных и аустенитных сталей: «475°-ная хрупкость», образование σ-фазы, мартенситное превращение, дисперсионноe твердение (карбидное и интерметаллидное) могут происходить в структурных составляющих двухфазных сталей феррито-аустенитного класса. В процессе нагрева происходит перераспределение легирующих элементов между фазами, что не может иметь место в однофазных сталях и что накладывает особый отпечаток на кинетику фазовых превращений. В зависимости от различного соотношения феррито- и аустенитообразующих элементов и различного распределения их в структурных составляющих степень стабильности твердых растворов — феррита и аустенита — является различной, и это определяет развитие одних и подавление других процессов.
В феррито-аустенитных сталях, как правило, ферритообразующих элементов больше в феррите, чем среднее содержание их в стали. Наоборот, аустенитообразующих элементов больше в аустените.
«475°-ная хрупкость». Процессы, известные под названием «475°-ная хрупкость», являются характерными для ферритных высокохромистых сталей. Они вызывают повышение твердости, снижение ударной вязкости, электросопротивления и, в ряде случаев, коррозионной стойкости.
Явление «475°-ной хрупкости» может происходить и в ферритной фазе феррито-аустенитных сталей, что ограничивает применение этих сталей температурой 400°С.
Изучению кинетики и природы этого явления посвящено значительное количество исследований советских и зарубежных авторов, однако до последнего времени природа этого явления не совсем ясна.
Из соответствующих гипотез можно выделить две, связанные: первая — с распадом α-твердого раствора, вторая — с образованием упорядоченных структур.
До последнего времени наиболее распространенной была гипотеза о распаде α-твердого раствора при 475°С. Причем одни авторы считали, что распад происходит без выделения фаз: в результате перегруппировки атомов образуются комплексы, богатые хромом. Искажения кристаллической решетки приводят к возникновению напряжений, которые и обуславливают изменение свойств. Другие авторы придерживались иной точки зрения: распад α-твердого раствора происходит с образованием богатых хромом метастабильных фаз. Причем некоторые из них считали, что мри этом возникает σ-фаза (последнее является маловероятным, по скольку 475°-ная хрупкость не сопровождается изменением магнитного насыщения, так как σ-фаза немагнитна, и возникновением новых характерных линий по рентгенограмме). Другие авторы полагали, что это промежуточные фазы, предшествующие образованию σ-фазы. Взаимодействие фаз и матрицы создает большие напряжения, приводящие к хрупкости.
В работах последних лет с применением более тонких методов физического эксперимента было показано, что хрупкость при 475°С связана с образованием упорядоченных структур определенного химического состава. В работе Taкеда и Нагаи приводятся данные об образовании в высокохромистых сталях сверхструктур типа FeCr (3 метастабильные ферромагнитные сверх-структуры Fe3Cr, FeCr и FeCr3). Процесс упорядочения при 475°С они противопоставляют процессу образования σ-фазы из неупорядоченного твердого раствора при более высоких температурах (800°С).
Наиболее убедительные и полные данные о природе 475°-ной хрупкости приведены в работе Окенко А.П., изучавшей кинетику образования и причины «475°-ной хрупкости» высокохромистых сталей Х25Т и Х28. Уже двухминутная выдержка при температуре 475°С приводит к повышению порога хладноломкости, понижению ударной вязкости, удельного электросопротивления. Наличие парных дислокаций на электронных микрофотографиях и сверхструктур типа Fe3Cr на нейтронограмме свидетельствуют об упорядочении твердого раствора. Упорядочение сопровождается увеличением параметра решетки α-фазы с 2,874 до 2,876 А.
При длительных выдержках упорядочение исчезает в связи с расслоением твердого раствора феррита и образованием фаз, имеющих ОЦК-решетку и содержащих хрома в 2 раза больше, чем в твердом растворе.
Таким образом, охрупчивание высокохромистого феррита при 475°С вызывается на ранней стадии упорядочением твердого раствора с образованием сверхструктуры, на более поздней стадии — распадом (расслоением) твердого раствора с образованием богатых хромом комплексов. Такое объяснение позволяет объединить имеющиеся в литературе противоречивые данные по этому вопросу.
Поскольку «475°-ная хрупкость» является недостатком ферритных и феррито-аустенитных сталей, то возникла необходимость избежать ее в технологические процессах при производстве сталей В связи с этим на заводе «Красный Октябрь» была снижена температура травления с 490 до 330° С и тем самым устранены условия охрупчивания стали. Надо иметь в виду, что травление является последней операцией перед поставкой стали.
Процессы, вызывающие 475°-ную хрупкость, обратимы. кратковременный нагрев до температуры 600—800° С с последующим охлаждением в воде восстанавливает пластичность, утраченную в результате 475°-ной хрупкости.
Образование σ-фазы. Высокотемпературная хрупкость в интервале 600—800° С ферритных, феррито-аустенитных и аустенитных сталей связана с выделением хрупкой немагнитной интерметаллидной σ-фазы.
По диаграмме состояния железо-хром образование σ-фазы начинается при концентрации хрома около 25%. Впервые обнаруженная в железохромистых сплавах в 1927 году Бейном и Гриффитсом как «хрупкая составляющая» σ-фазы с тех пор довольно широко изучена в различных сплавах. Имея переменный состав, она лишь приблизительно отвечает составу соединения FeCr, так как может растворять до 35% марганца, до 15%) молибдена, до 10% никеля и до 0,016% углерода. σ-фаза имеет тетрагональную решетку с 30 атомами на ячейку и параметрами а = 18,800, с = 4,544 А.
Известно, что присутствие кремния, марганца, молибдена и титана приводит к расширению области существования σ-фазы как по концентрации хрома, так и по температуре образования.
Николсон и Шортслив показали, что в промышленных сплавах не только специальные добавки (например, молибден) влияют на границы образования σ-фазы, но также и необходимые постоянные примеси, как кремний, марганец. Николсоном были получены данные о влиянии никеля на границу образования σ-фазы. По мере увеличения содержания никеля образование σ-фазы наблюдается при более высоких содержаниях хрома. Так, при содержании 8% никеля достаточно 18% хрома, а при содержании 20% никеля необходимо уже 21% хрома.
В отличие от никеля марганец, наоборот, способствует образованию σ-фазы при более низких концентрациях хрома (рис. 8).

В ряде работ отмечалось, что образование σ-фазы в процессе старения сопровождается уменьшением магнитной проницаемости, объема, ударной вязкости и интенсивным повышением твердости. Однако практическое использование высокой твердости таких сталей затруднено ввиду охрупчивания металла. Несмотря на большой экспериментальный материал, приведенный в литературе по фазовым превращениям, связанным с образованием σ-фазы, нет единого мнения о кинетике ее образования и механизме распада твердого раствора.
В работе Банных О.А., посвященной электронномикроскопическому исследованию распада аустенита в двухфазной стали, содержащей 18% хрома и 14% марганца, ведущей фазой в процессе превращения α → σ + γ является σ-фаза. Выделение и рост ее частиц приводят к обеднению прилегающих областей феррита и перестройке кристаллической решетки.
Необходимо отметить, что σ-фаза может возникнуть и в аустенитных сталях, однако скорость ее образования в феррите примерно в 20 раз выше скорости образования в аустените. Авторы упомянутых работ исследовали образование σ-фазы после длительного старения. В зависимости от легирования стали скорости процессов выделения σ-фазы различные. Поэтому исследование кинетических особенностей образования и растворения σ-фазы имеет большое практическое значение. Однако таких данных по наиболее распространенным хромоникелевым феррито-аустенитным сталям нет.
Дисперсионное твердение. Как показали исследования двухфазной хромоникелевой стали типа Х21Н5Т, вблизи температур 400 и 550°С она проявляет склонность к охрупчиванию. Это выражается в понижении ударной вязкости с 20—25 до 4 кгм/см2 в результате повышения порога хладноломкости выше комнатной температуры и увеличения твердости.
Большинство исследователей связывают охрупчивание этой стали с выделением интерметаллидной фазы типа Ni3(Ti, Al), Ni3Ti, NiAl, подобно тому, как это имеет место в дисперсионно-твердеющих сталях переходного класса (Х17Н7Ю, Х15Н9Ю и др.) и в аустенитных сталях типа Х15Н25. Эти стали содержат значительное количество никеля для обеспечения дисперсионного твердения за счет выделения никельсодержащих интерметаллидных фаз.
Максимальное упрочнение подобных сплавов достигается на той стадии распада, когда дисперсные выделения новой метастабильной фазы когерентны с матричным твердым раствором.
Наличие в сталях избыточного титана (сверх количества, необходимого для связывания углерода) и алюминия усиливает склонность к охрупчиванию в результате процессов дисперсионного твердения при старении. В промышленных плавках нержавеющих сталей алюминий всегда содержится в небольших переменных количествах, но его присутствием, как правило, пренебрегают при оценке фазовых превращений.
Исследования Спиридонова В.Б. показали, что в присутствии избыточного титана и алюминия в стали Х21Н5Т наблюдаются выделения мелкодисперсных фаз размером 80—100 А. При нагреве до температуры 600— 650° С происходит коагуляция выделений, сопровождаемая повышением ударной вязкости. В стали без титана, содержащей 0,36% алюминия, выделяющаяся фаза имеет период решетки 2,88 А и представляет соединение типа (Fe, Ni) Al. В сталях, содержащих 0,46—0,70% титана и до 0,20% алюминия, выделяющаяся фаза имеет период решетки, равный удвоенному периоду матрицы — 5,75 А.
Электронномикроскопическое исследование стали Х21Н5Т позволило вскрыть неравномерный характер выделений вследствие неоднородности в распределении легирующих элементов в областях, прилегающих к границам, и в зерне. С целью уменьшения этой неоднородности можно дополнительно легировать сталь бором и тем самым снизить степень охрупчивания.
Содержание углерода до 0,12% и карбидообразующих элементов, составляющих основу нержавеющих сталей — хрома, железа, а также введение специальных легирующих элементов с карбидообразующей способностью (титана, ниобия, молибдена, ванадия, марганца), могут вызвать дисперсионное твердение за счет выделения карбидных фаз.
Хром образует несколько модификаций карбидов: кубический — Cr23C6, гексагональный — Сr7С3, ромбический Cr23C2. В нержавеющих железохромоникелевых и железохромомарганцевых сталях наиболее устойчива модификация Cr23C6 с гранецентрированной решеткой, имеющей 116 атомов в одной элементарной ячейке. Марганец и железо — слабые карбидообразующие элементы — не образуют в нержавеющих сталях самостоятельных карбидов и, как правило, входят в состав сложного карбида хрома, замещая часть его атомов. Поэтому правильнее говорить о карбиде переменного состава M23C6.
Титан и ниобий (стабилизирующие добавки) в этом карбиде не растворяются и образуют самостоятельные карбиды типа TiC, NbC. Эффект твердения в высоколегированных аустенитных сталях связан с преимущественным образованием сложных карбидов хрома типа M23C6 и фаз внедрения типа MC, способных к растворению при температуре закалки. Фазы внедрения типа MC. не растворяющиеся при нагреве под закалку, не вызывают дисперсионного твердения. Их роль проявляется в создании препятствий, затрудняющих рост зерна. Дополнительное упрочнение может иметь место за счет выделения в азотосодержащих сталях избыточных кар-бонитридных и нитридных фаз, затрудняющих движение дислокаций.
Сущность всех известных методов упрочнения за счет дисперсионного твердения заключается в усилении степени нарушения атомно-кристаллического строения металла.
В двухфазных сталях это достигается путем создания сложной многофазной системы, обеспечивающей повышенную прочность и твердость. Поэтому очевидно, что применение для двухфазных сталей метода дисперсионного твердения с целью упрочнения является менее эффективным, чем для аустенитных сталей, тем более, что выпадение упрочняющих фаз является лишь одним из дополнительных факторов, усугубляющих охрупчивание двухфазных сталей при длительном старении.
Мартенситное превращение. Склонность к мартенсит-ному превращению аустенита феррито-аустенитных сталей зависит, в основном, от химического состава аустенита.
Понижают мартенситную точку следующие элементы: марганец, никель, хром, углерод, азот. Обеднение аустенита хромом вследствие выделения карбидов Сr23С6 при отпуске стали типа 18—8 в интервале температур 550—750° С может привести при последующем охлаждении до комнатной температуры к его превращению. Очевидно, что процесс превращения аустенита в двухфазных феррито-аустенитных сталях при отпуске должен протекать менее интенсивно, поскольку преимущественное выпадение карбидов происходит в феррит-ной составляющей.
Закономерности мартенситного превращения в феррито-аустенитных сталях недостаточно изучены. Имеются предположения о возможном образовании мартенсита в стали типа Х21Н5Т при охлаждении с 550°С. После 10%-ной деформации в стали Х21Н5Т происходит значительное образование мартенсита, что подтверждается увеличением магнитного насыщения. Деформация выше точки Md предотвращает образование мартенсита. Выделение карбидов типа М23С6 при отпуске этой стали приводит к повышению точки Мн.
Мартенситное превращение, протекающее при температурах выше комнатной, следует рассматривать как отрицательное явление в двухфазных сталях, предназначенных для изготовления аппаратуры, имеющей строго постоянные размеры.

Интерметаллиды в сталях

Фазы, образующиеся в результате взаимодействия основного компонента сплава с легирующими элементами или легирующих элементов между собой, называются интерметаллическими соединениями или интерметаллидами.

Интерметаллиды имеют кристаллическую решетку, отличную от решеток образующих интерметаллид компонентов.

Интерметаллиды оказывают влияние на упрочнение в аустенитных и мартенситостареющих сталях, многих жаропрочных сплавах на никелевой и кобальтовой основах.

Различают следующие группы интерметаллических соединений: электронные соединения, -фазы, фазы Лавеса, геометрически плотно упакованные фазы.

Электронные соединения (фазы Юм-Розери) имеют решетки типа ОЦК, ГЦК, ГПУ. Они образуются между одновалентными (Cu, Ag, Li) металлами или металлами переходных групп (Fe, Mn, Co), с одной стороны, и металлами с валентностью от 2 до 5 (Al, Be, Mg, Zn) – с другой стороны. Это фазы переменного состава Соединения этого типа имеют определенную электронную концентрацию, т.е. определенное отношение числа валентных электронов к числу атомов: 3/2, 21/13, 7/4. Фазы с такими значениями электронной концентрации принято обозначать соответственно -, -,-фазами.

К - соединениям, имеющим ОЦК решетку, относятся CuZn, CuBe, Cu₃Al.

К -соединениям, имеющим сложную кубическую решетку, относятся Cu₅Zn₈, Co₅Zn₂₁, Fe₅Zn₂₁.

К - соединениям с гексагональной решеткой относятся CuZn₃, Cu₃Sn, Cu₃Si.

Сигма-фазы образуются на базе переходных металлов с близкими атомными диаметрами (различия до 8%)(например, Fe-Cr). -фазы имеют тетрагональные или сложные ромбоэдрические элементарные ячейки с наличием плотно упакованных слоев атомов, смещенных по отношению друг к другу и расположенных на относительно больших расстояниях. Это также фазы переменного состава. Выделение -фазы происходит при длительных выдержках (медленном охлаждении) в интервале температур 500…900 0 С и является причиной сильного охрупчивания.

Кинетика образования -фаз описывается С-образной кривой, положение которой определяется составом сплава и его предысторией (рисунок слева).

-фазы понижают жаропрочность, т.к. большие количества тугоплавких элементов – упрочнителей выводится из матрицы сплава. Кроме того, разрушение при повышенных температурах происходит предпочтительно вдоль границ -фазы.

Фазы Лавеса образуются между компонентами А и В, расположенными в любом месте периодической системы, при отношении их атомных диаметров от 1,1 до 1,6, обычно 1,2. Они имеют формулу А₂В, например Fe₂Ti, Cr₂Ti, Fe₂Mo, Fe₂Nb, Co₂Ti. Они имеют ГПУ или ГЦК решетку. Они охрупчивают материал при комнатной температуре, но менее опасны при повышенных температурах.

Геометрически плотноупакованные фазы или соединения типа А₃В представляют собой выделения упорядоченных ГЦК (’), ОЦК (’’) и ГПУ -фаз из аустенитных матриц. Упрочняют сплав без заметного охрупчивания. Обычно в никелевых жаропрочных сплавах основная упрочняющая (’-фаза – это соединение Ni₃Al. В этой фазе могут растворяться различные легирующие элементы: кобальт, титан, ниобий, ванадий замещают никель, а тантал – алюминий.

Читайте также: