CC BY
28
ВЕСТНИК
ПРИАЗОВСКОГО ГОСУДАРСТВЕННОГО ТЕХНИЧЕСКОГО УНИВЕРСИТЕТА
2000 г.
Вып.№9
УДК 669.017.07
Ткаченко И.Ф.1, Ткаченко Ф.К.2
ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА УСТОЙЧИВОСТЬ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА
В рамках ранее разработанного теоретического подхода к анализу состояния переохлажденного аустенита в период предпревращения, разработана расчетная методика определения инкубационного периода распада аустенита, позволяющая получить количественные данные о влиянии легирования на его устойчивость.
Как известно [1], введение легирующих элементов в 1'е-(' сплавы сопровождается изменением температур фазовых превращений, структуры сплавов, растворимости и скорости диффузии углерода в образующихся фазах и др. Наряду с этим, легирующие элементы оказывают существенное влияние на характер превращений, протекающих, главным образом, при охлаждения в твердом состоянии. Практически наиболее важным эффектом, наблюдаемым при легировании сталей, является изменение устойчивости аустенита к его распаду в области температур перлитного и бейнитного превращений. В этом отношении абсолютное большинство основных легирующих элементов: Мп, А'7, Си, А1, Сг, IV, Мо, Ум других, за исключением Со, действуют аналогичным образом, вызывая повышение устойчивости переохлажденного аустенита. Природа этого эффекта до настоящего времени остается невыясненной. Предпринимались неоднократные попытки связать этот эффект с характеристиками электронной и атомной структуры элементов, их физико-механическими свойствами, типом кристаллической решетки и др. Однакс установить какие-либо закономерности, однозначно отражающие количественную связь между устойчивостью легированного аустенита и указанными выше параметрами пока не удалось.
В настоящей статье рассмотрена возможность решения этой проблемы на основе подхода, изложенного в работах [2,3,4]. Было показано, что в переохлажденном аустените в области температур А} - Мп, образованию зародыша а -фазы предшествует перераспределение углерода в микрообьёмах аустенита, обусловленное наличием "стоков" для атомов углерода или склонностью его к спинодальному распаду. При этом допускается, что в случае образования линзообразного зародыша толщиной <5, превращение у—>а в обедненном микрообъеме критического размера произойдет только в том случае, когда концентрация в нем углерода достигнет значения С , зависящего от температуры превращения. Тогда время, необходимое для снижения
/а
концентрации от исходного значения С0 до С., ., в нелегированном аустените, будет опреде-ляться выражением [4];
(О
Для принятой формы зародыша критический радиус кривизны находится с помощью соотношения:
у / 'Чу/
/а_/а ,
(2)
г~ г А с у/-п
а
а толщина зародыша равна:
3 = гкр (1 - сов в)
(3)
ПГТУ, канд. техн. наук, доц. " ПГТУ, д-р. техн. наук, проф.
где а - удельная поверхностная энергия границы у и а -фаз; Ж у/ - разность свободных
Г/а '
энергий этих фаз; т}у/ и г}а - параметры, зависящие от краевого угла. Для нелегированного аута
стенита, согласно [4], зависимость точки А от содержания углерода можно представить в виде:
А™ = [(¿з0 - 273)• ехр (- 0,29 • С0)]+ 273 (4)
а изменение концентрации с температурой - уравнением.
С г / = ехр
/X
9,75
475 ^
А?
Разность свободных энергий у и а - фаз выразим соотношением:
А?-Тл
ЛСу/ = Ш1/\ Ао
(5)
(6)
Использование этих выражений позволило [4] построить с помощью компьютера «С -образные» кривые, отражающие зависимость периода предпревращения от температуры для ау~ стенита в нелегированных сталях с различным содержанием углерода. Для построения таких кривых для легированного аустенита, необходимо, чтобы выражения (2) ... (6) отражали влияние каждого элемента в отдельности на соответствующие величины: г^ ,д, А™ ,А?,С у/-,ДСу/,£)£ ■ Легко видеть, что для аустенита с определенным содержанием
/а
углерода (С =С0 const), значения величин rKp,S,Cy/ и ¿¡о при Т = const находятся в
зависимости от положения точек А^ и А" (при С = 0 и С = Со, соответственно), которые смещаются вверх или вниз при введении легирующих элементов. Таким образом, для оценки характера и степени влияния легирующих элементов на т0 необходимо в качестве исходных данных иметь сведения о влиянии легирующих элементов на точку А^' чистого железа, а также на значения параметров диффузии углерода в аустените. С учетом сказанного, для случая легированного аустенита, в выражения (4), (5) и (6) следует подставить:/!® = /1з° +и(дгл) И ,4з= [(<4^-27^• ехр(-0,29• С0)]+27 . Величина АТЛ , очевидно, численно равна изменению равновесной температуры у—.>а превращения при введении одного процента легирующего элемента. При выполнении компьютерных расчетов, были использованы значения АТП, а также параметров О' и в легированном аустените, взятые из работ [5], [6]. Расчеты выполнены для аустенита, содержащего 0,4 % С и 1 % (ат.) одного из указанных ниже элементов. Результаты компьютерных расчетов величины т0 в зависимости от температуры с использованием выражения (1), приведены на рисунке. Как видно, все кривые имеют типичный для диаграмм изотермического распада "С-образный" характер. В верхней части кривые асимптотически приближаются к температурам , которые в различной степени смещаются в зависимости от присутствующего элемента. Максимальное повышение (до 1190 К) наблюдается под влиянием кобальта. При том же количестве никеля, марганца и хрома отмечается смещение температуры вниз, в меньшей степени в присутствии хрома и в большей -
под влиянием никеля и марганца. В области, примыкающей к мартенситному превращению, . все кривые аналогичным образом выходят на горизонталь, соответствующую точке М# . Существенного смещения ее при переходе от одного элемента к другому не отмечается, что, очевидно, свидетельствует об ином механизме процессов, протекающих в этой области температур. Особый интерес представляет изменения положения кривых относительно оси абсцисс. Как видно из рис а, для нелегированного аустенита "нос" кривой соответствует интервалу температур 930-970 К и 1п т0 = -2 (г0= 0,135с). В присутствии кобальта, рис.б, "нос" смещается вверх в область 1000-1050 К и
в г
Рис. - Влияние температуры на величин}' инкубационного периода распада переохлажденного аустенита в сплавах: Ре-С (а), Ре-С-1%Со (б), Ре-С-Г/оМп (в), Ре-С-1%Сг (г).
влево до значения 1п т0= -3,3 (т0 = 0,037 с), что соответствует существенному снижению устойчивости аустенита. Кривые на рисунках виг, соответствующие аустениту, легированному марганцем и хромом, характеризуются незначительным смещением "носа" по температурной шкале (по отношению к нелегированному аустениту), но они существенно сдвигаются вправо, до 1п т0 = -0,8 (т0 = 0,449 с) и 1п т0 = -0,2 ( г0= 0,819 с) соответственно.
Выводы.
1 .Предложена расчетная методика определения продолжительности периода предпревращения переохлажденного аустенита, которая позволяет получить количественные данные о влиянии основных легирующих элементов на устойчивость аустенита к диффузионному распаду.
2. Показано, что степень и характер влияния каждого элемента определяются его воздействием на величины дд и Огс .
/а
3.Установлено, что введение 1 % /ат/ Со уменьшает инкубационный период распада аустенита То, по сравнению с нелегированным у-твердым раствором в 3,65 раза, а при таком же содержании М Мп и Сг величина т0 возрастает, соответственно, в 1,73; 3,33 и 6,10 раза.
Перечень ссылок.
1. Меськин В С. Основы легирования стали. -М.: Металлургия, 1964. -684 с.
2. Ткаченко И.Ф., Ткаченко Ф.К. Анализ кинетики распада переохлажденного аустенита в перлитно-бейнитной области// Известия ВУЗов. Ч.М., -1993. - №2. С. 42-44.
3. Ткаченко И.Ф., Тихонюк С.Л., Тихонюк Л.С. Влияние субграниц на состояние переохлажденного аустенита// Известия РАН. Металлы, - 1996,- №2. С. 34-37
4. Ткаченко И.Ф. Компьютерный анализ начальной стадии распада аустенита, переохлажденного в область А3 - МЛ Известия ВУЗов. Ч.М.,- 1997.-№10. С..67 -70.
5. Кубашевский О. Диаграммы состояния двойных систем на основе железа. -М.: Металлур-гия,1985,- 183 с.
6. Криштал М.А. Диффузионные процессы в железных сплавах. - М.: Металлургиздат, 1963. - 278с. Ткаченко Федор Константинович. Д-р техн. наук, проф., заведующий кафедрой металловедения, окончил Мариупольский металлургический институт в 1953г. Основные направления научных исследований - развитие теория фазовых превращений в Бе-С сплавах, разработка новых сталей и сплавов, совершенствование технологии термообработки металлургической и машиностроительной продукции.
Ткаченко Игорь Федорович. Канд. техн. наук, доцент кафедры материаловедения, окончил Мариупольский металлургический институт в 1978г. Основные направления научных исследований - развитие теории фазовых превращений в сплавах на основе железа, исследование влияния микроструктуры на механические свойства кристаллов, совершенствование технологии термообработки листового проката.
