Влияние размера зерна на склонность сталей и сплавов к хрупким разрушениям вытекает из известной схемы А. Ф. Иоффе, работ советских школ под руководством Н. Н. Давиденкова и Я- Б. Фридмана. Математическая связь критерия разрушения с размером зерна видна из соотношения

КуЫ + Ку)~щ, (7)

а с учетом уравнения Холла - Петча

G,Kyd fiGy, (8)

где р - коэффициент, характеризующий характер нагру-жения материала; G - модуль сдвига железа; 7 - эффективная поверхностная энергия трещины.

Если левая часть приведенных соотношений меньше правой, то материал не будет склонен к хрупкому разрушению. Отсюда видно, что повышение всех факторов, приводящих к упрочнению (рост о От), а также увеличение размера зерна d, прочности блокирования дислокации Ку будут увеличивать левую часть соотношений и, следовательно, приводить к охрупчиванию материала. Поскольку при упрочнении значения at и Ку растут, то компенсирующим фактором этого вредного влияния может быть лишь уменьшение размера зерна d.

Более того, измельчение зерна положительно сказывается не только на склонности к хрупким разрушениям, но оно одновременно приводит к упрочнению в соответствии с уравнением Холла-Петча. От степени уменьшения значений d по сравнению с возрастанием at, От и Ку будет зависеть суммарное влияние упрочнения на склонность стали к хрупким разрушениям. Поскольку значения Ку, Р, 7 меняются по-разному в зависимости от легирования, термической обработки и температуры испытания, то количественная оценка по этим соотношениям затруднена.

Преобразование соотношений дало возможность связать критическую температуру перехода из вязкого в хрупкое состояние Тщ, с размером зерна d:

T, = A-B\nd~ \ (9)

где А и В - коэффициенты, мало зависящие от температуры.

Уравнение дает линейную зависимость Тщ, от lпd-/. Такая зависимость в настоящее время получена экспериментально для феррита многих сталей (рис. 22).

Многочисленные исследования легированного феррита показывают, что собственно упрочнение феррита при легировании отрицательно сказывается на склонности его к хрупким разрушениям. Однако влияние легирующих элементов на температуру перехода индивидуально.

На рис. 23 приведены данные по влиянию марганца, кремния, хрома, ванадия и никеля на порог хладноломкости железа Т50. В области малых концентраций легирующих элементов замещения температура перехода несколь-

Номер зерна [по ГОСТ)

Ч- 5 6 7 8 3

Рис. 22. Зависимость температуры перехода Гр железа от размера зерна (Петч)

Рнс. 23. Влияние легирующих элементов на температуру перехода Т железа (А. П. Гуляев)

Z Ч

Легирующий элемент, %

ко снижается, а при ббльшем их содержании заметно повышается. Никель в отличие от других легирующих элементов при всех концентрациях существенно понижает порог хладноломкости. Концентрация легирующих элементов, до которой понижается порог хладноломкости феррита для ванадия и хрома, составляет <1 %, для кремния <0,8 %, Для марганца <2%; в реальных сталях эти значения будут другими.

5. Структура и свойства легированного аустенита

В железоуглеродистых сталях аустенит, как стабильная структурная составляющая, существует лишь при температурах выше Ас\. В специальных легированных сталях благодаря влиянию легирующих элементов на расширение 7-области, увеличению устойчивости переохлажденного аус--тенита и понижению мартенситной точки аустенит может быть одной из главных структурных составляющих сталей

* За исключением остаточного аустенита. 4-970

в состоянии их эксплуатации. Поэтому знание свойств легированного аустенита наиболее важно для таких высоколегированных сталей, как нержавеющие, жаропрочные, немагнитные и др.

Изменение свойств аустенитных сплавов при легировании может быть обусловлено как влиянием легирующих элементов на свойства собственно твердого раствора - аустенита, так и их влиянием на стабилизацию аустенита к фазовым переходам, т. е. легирование может вызывать превращение аустенита с образованием других фаз (например, а- и е-фаз в сплавах железо-марганец и а-фазы в сплавах железо-никель). Легированный аустенит подразделяют на стабильный и нестабильный. При температуре выше начала мартенситного превращения jWh нестабильный аустенит способен к фазовому превращению- образованию мартенсита в результате приложения внешней нагрузки (деформации), т. е. деформация нестабильного аустенита вызывает мартенситное превращение, так же как и охлаждение его ниже Ms. Стабильный аустенит не претерпевает фазового превращения под влиянием деформации, при этом изменяется лишь его структура. В зависимости от того, какие легирующие элементы входят в состав аустенита и каково их количество, изменяется устойчивость аустенита к распаду при деформации, т. е. степень его нестабильности.

В этом разделе-рассмотрено влияние легирования на свойства собственно аустенита, т. е. легирование стабильного аустенита. Фазовые превращения в нестабильных аустенитных сталях будут изложены в гл. XX.

Изменение свойств собственно аустенита при легировании в общих чертах описывается теориями упрочнения твердых растворов. Так, упрочнение, определяемое параметром несоответствия по размерам, хорошо иллюстриру- ется рис. 24, на котором представлена зависимость изменения твердости AHV от параметра решетки Да хромонике-левого аустенита при введении в него 1 % легирующих элементов замещения и внедрения. Упрочнение тем больше, чем больше это несоответствие. Однако для элементов внедрения (С, N) и замещения (Мп, V, Со, Мо, W, А1, Сг, Ni, Si) эффективность упрочнения при одинаковых значениях Да различна. Наибольший вклад в упрочнение аустенита вносят элементы внедрения, особенно азот. В отличие от а-железа растворимость азота в легированном аустеиите значительно выше и может превышать 1 % при комнатной температуре.

Эффективность влияния легирующих элементов на свойства аустенита определяется базовыми аустенитными композициями, на которых основан данный аустенит. Такими основными композициями являются Fe-Ni; Fe-Мп; Fe-Сг-Ni; Fe-Сг-Мп; Fe-Сг-Ni-Мп. Главными аустенитообразователями во всех перечисленных аустенитных композициях являются никель и марганец, а аустенит, полученный на их основе, называют соответственно никелевым и марганцовистым. Свойства их существенно различаются.

-0,01 о 0.01 о,ог 0,03 йа.нм

Рис. 24. Зависимость упрочнения аустенита (ДНУ) от изменения параметра решетки (Да) при легировании хромо-никелевого аустеннта 1 % (ат.) различных элементов (К. Ирвин)

20 fOc/o

Рис. 25. Зависимость твердости HV марганцевого (Г38) и никелевого (Н36) аустеннта от степени пластической деформации 8 (В. С. Литвинов)

В работах И. Н. Богачева с сотр. установлено (рис. 25), что деформационное упрочнение значительно сильнее проявляется на марганцевом стабильном аустените (Г38), чем на стабильном никелевом (Н36). Особенно существенно это различие при высоких степенях деформации. Так, деформация е=50 % повышает твердость никелевого аустенита в 1,5 раза, а марганцевого в 2,6. Особенностью марганцевого аустенита является его хладноломкость при низких температурах (рис. 26), что аномально для сплавов с г. ц. к. решеткой. В никелевом аустените резкого падения ударной вязкости при всех температурах испытания вплоть до -196°С не наблюдается. Легирование аустенита может влиять на его свойства. Так, введение хрома в марганцевый аустенит заметно уменьшает его склонность к хрупким разрушениям, а легирование никелем практически не влияет на порог хладноломкости.

Существенная разница н свойствах марганцевого и никелевого аустенита объясняется различными значениями энергии дефектов упаковки (ЭДУ) в этих сплавах. В марганцевом аустените значение энер-

гии дефектов упаковки заметно меньше, чем в никелевом аустените. Как известно, энергия дефектов упаковки - одна из важнейших характеристик дислокационной структуры, определяющей свойства аустенита. Так, подвижность дислокаций (способность их к поперечному скольжению, легкость пересечений) зависит от энергии дефекта упаковки. При этом в сплавах с г. ц. к. решеткой этот фактор играет в упрочнении ббльшую роль, чем взаимодействие дислокаций с атомами внедрения и замещения и силы трения решетки.

Показателем энергии дефектов упаковки является вероятность их образования а; чем больше вероятность образования дефектов упаковки в сплаве, тем меньше энергия дефектов упаковки. В марганцовистом аустените значения энергии дефектов упаковки ниже, а вероятность их образования выше, чем в никелевом аустените (рис. 27). А это одно-

-200-150-100-50 о

Рис. 26. Зависимость ударной вязкости от температуры испытания марганцевого (/-3) и никелевого (4) аустенита (И. Н. Богачев):

/ - сплав Г40: 2-Г40Н10; 3 -Г40Х10; <-Н36

О -50-100-150 tp,

Рис. 27. Зависимость вероятности образования (а) и энергии дефектов упаковки (ДУ) марганцевого (Г38) и никелевого (Н36) аустенита от температуры деформации (В. С. Литвинов, Д. А. Мирзаев)

значно указывает на пониженную подвижность дислокаций, и, следовательно, более интенсивное деформационное упрочнение марганцовистого аустенита.

Необходимо отметить, что, изменяя содержание никеля и марганца в аустенитных сплавах на базе других композиций, можно существенно менять энергию дефектов упаковки в аустените, т. е. изменять способность аустенита к упрочнению при пластической деформации. При Этом легирование аустенита марганцем будет приводить к увеличению коэффициента деформационного упрочнения аустенитных сталей, а легирование никелем, наоборот, уменьшать такое упрочнение. В чем причина такого влияния марганца на энергию упаковки аустенита, т. е. на его повышенную способность к деформационному упрочнению?

Как установлено В. С. Литвиновым при исследовании межатомного взаимодействия в сплавах методом ядерной гамма-спектроскопии (эффект Мессбауэра), основная роль марганца заключается в изменении взаимодействия атомов железа между собой. Под влиянием марганца происходит перераспределение внешних электронов от атомов железа к атомам марганца, в результате чего d-электроны атомов железа принимают большее участие в связи. Изменение характера пространственного распределения электронов является основным фактором в определении свойств железомарганцевых сплавов. Низкие значе-

ния энергии дефектов упаковки, большая вероятность их образования и высокое упрочнение марганцевого аустенита - результат проявления характера межатомного взаимодействия в таких сплавах. Противоположный характер перераспределения электронов между атомами компонентов в сплавах Fe-Мп и Fe-Ni обусловливает различие в свойствах аустенита и мартенсита этих сплавов.

Показано (рис. 28), что причиной хладноломкости железомарган-цевого аустенита является фазовый переход I рода - при этих температурах граиецентрированная кубическая решетка (г. ц. к.) переходит в гранецентрироваииую тетрагональную решетку (г.ц.т.). Пока сохраняется кубическая фаза, аустенит хладостоек, при появлении тетрагональных искажений у плотноупакованной структуры он становится хладноломким. Такие искажения в решетке обусловлены локализацией связи при понижении температуры. Следовательно, последнее является основной причиной хрупкости при низких температурах железомаргаи-цевого аустенита.

Таким образом, особые свойства марганцевых аустенитных сталей и сплавов связаны с характером межатомного взаимодействия в их решетке.

6. Термодинамическая активность углерода в железе

Легирование феррита и аустенита различными элементами существенно влияет на поведение углерода (растворимость в твердом растворе, диффузионную подвижность, способность к выделению и т. д.). Наиболее полной характеристикой, определяющей поведение углерода в твердом растворе, является его термодинамическая активность.

Как известно, активность компонента ai связана с его атомной долей Ni соотношением

atyiNu (10)

где yi - коэффициент термодинамической активности i-того компонента.

Коэффициент термодинамической активности компонента характеризует силы связи его с атомами матрицы, т. е. его подвижность в твердом растворе, способность компонента оставаться растворенным или выделяться из раствора в другую фазу. Многие процессы фазовых превращений, протекающие в стали, определяются термодинамической активностью углерода и легирующих элементов. Так, в соответствии с первым законом Фика, диффузионный поток Ji определяется градиентом концентрации (dCi/dx):

Jt-D,{dCildx), (И)

где /эфф - эффективный коэффициент диффузии.

Однако на практике зачастую наблюдается обра т-ная или восходящая диффузия, т. е. диффу-