Карбонитридное упрочнение стали

    Как известно, что Титан и Алюминий присутствует во многих марок сталей в качестве легирующего элемента с большим содержанием их в стали и сплавах. В настоящее время исследуемые технологии и разработки направлены на экономию и производство сталей с минимальными расходами.

    Алюминий  как легирующий элемент в сталях уменьшает величину зерна при  содержании до 0,1 %,значительно уменьшает  склонность к перегреву, Заметно  повышает температуру отжига стали, повышает твердость и прочность, повышает пластичность при низких содержаниях, увеличивает сопротивление окислению при высоких температурах.

    Присутствие титана в сталях сильно уменьшает  величину зерна и склонность к  перегреву, сильно увеличивает при  малых содержаниях прокаливаемость, но уменьшает его при больших содержаниях, несколько повышает твердость, прочность и пластичность, Слабо повышает сопротивление окислению при высоких температурах,

    Применение  алюминия и титана в комбинации с  различными неметаллическими элементами для легирования сталей существенно  влияет на эксплуатационные характеристики производимых сталей.

    Ведутся исследования влияния нитридов алюминия и титана на свойство низколегированных  сталей. Задачей данных исследований является получение сталей с высокими прочностными и эксплуатационными свойствами путем легирования и модифицирования их титаном и алюминием. Возможность решения такой задачи дает один из распространенных способов микролегирования или легирование стали с низкими концентрациями титана, алюминия и азота образующие упрочняющие нитриды и карбонитриды.

    Актуальность  данным исследованиям придает возможность  получения низколегированных сталей с высокими механическими и эксплуатационными  свойствами при относительно минимальных  затратах.

    Проводимые  исследования представляются посредством  образования карбонитридов титана и нитридов алюминия в низколегированных сталях. Фазовые превращения в системах металл – азот, а также влияние концентрации, температуры и фазовых превращений на свойства низколегированных сталей. Кроме того роль нитридов и карбонитридов при росте зерна стали. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 

    2. Упрочнение низколегированных  сталей азотом, титаном  и алюминием 

    2.1 Азот в низколегированных  сталях 

    Применяемые в настоящее время малоуглеродистые низколегированные стали феррито-перлитного класса имеют гарантируемый предел текучести в горяче катаном состоянии не выше 380 Мн/м² (38 кГ/мм²). Использование в строительных конструкциях сталей с пределом текучести 400—700 Мн/м² (40—70 кГ/мм²) позволит снизить расход металла по сравнению со сталью марки Ст. 3 при изготовлении металлических конструкций на 25—40%, а также уменьшить их стоимость на 10—20% [75].

    В последние годы показана возможность  существенного повышения характеристик  прочности низколегированных сталей путем комплексного легирования  их азотом в сочетании с сильными нитридообразующими элементами. Такие стали обладают удовлетворительной технологичностью при выплавке и горячей обработке давлением, хорошо свариваются. По данным ряда работ [75], для низколегированных сталей с нитридным упрочнением характерен низкий температурный порог хладноломкости, что делает их особенно перспективными для применения в не только строительных металлоконструкциях, работающих в суровых климатических условиях.

    Исследования  взаимодействия азота с железом  и сталью имеют уже почти вековую историю [76] и тем не менее научный и практический интерес к этому вопросу не ослабевает. Только за последнее десятилетие опубликованы десятки работ, посвященных термодинамике, кинетике и механизму растворения азота в сталях в жидком и твердом состояниях в зависимости от их состава [77-78], процессам формирования первичной структуры [79-80] и фазовым преобразованиям при последующей горячей деформации и термической обработке [81-82]. Однако в подавляющем большинстве случаев эти исследования посвящены высоколегированным системам, преимущественно высокохромистым сталям и сплавам, растворимость азота в которых составляет десятые доли процента, а при определенных условиях достигают ³ 1% [83-84].

    Основанием  для правильных представлений о  процессах азотирования служит диаграмма состояния системы Fe—N, приведенная на рис. 2.1.

    В системе Fe — N возможно образование следующих фаз (на диаграмме однофазные области заштрихованы)

    α—азотистый феррит, содержащий в растворе 0,1 % N при 591 °С и 0,01 % при комнатной температуре;;

    γ — азотистый аустенит, существующий как равновесная фаза лишь выше эвтектоидной температуры (591 °С);

    γ' — нитрид Fe₄N фаза внедрения, имеющая решетку гранецентрированного куба;

    ε — нитрид Fe₃N, тоже фаза внедрения с весьма широкой областью гомогенности, имеющая гексагональную решетку.

    Со  многими легирующими элементами азот также образует химические соединения - нитриды (CrN, Cr₈N, MnN, TIN и т. д.). 

    Рис. 2.1 – Диаграмма  состояния Fe – N 

    В азотированном слое присутствуют различные азотистые фазы в соответствии с диаграммой Fe—N и температурой процесса.

    При температуре азотирования ниже эвтектоидной (591 °С) азотированный слой состоит из трех фаз: ε, γ' и α.

    Изотермическое  сечение диаграммы Fe—N при температуре выше эвтектоидной (600—650 °С) показывает, что азотирование при этих температурах возможно образование четырех фаз: ε, γ', - γ и α.

    При медленном охлаждении с этих температур γ-фаза (азотистый аустенит) распадается при 591 °С на эвтектоид α + γ' (темный слой, рис. 265), так называемый браунит (Mn₂O₃·nSiO₃); при быстром охлаждении образуется мартенсит (азотистый мартенсит).

    До  последнего времени азот как легирующий элемент использовали в основном при производстве высоколегированных хромистых, хромоникелевых, хромоникельмарганцовистых и быстрорежущих сталей. Присутствие азота в малоуглеродистых и низколегированных сталях считается крайне вредным главным образом из-за того, что он способствует снижению пластичности и ударной вязкости и повышает чувствительность стали к старению.

    Упрочняющее и охрупчивающее влияние азота в малоуглеродистых сталях хорошо  известно. По  данным [84] ряда исследователей, даже небольшое повышение содержания азота в стали приводит к существенному увеличению предела прочности и предела текучести.

    Однако  упрочнение феррита азотом не может достигать больших значений из-за ограниченной растворимости азота в феррите. При растворении в феррите 0,01% (C + N-) предел текучести малоуглеродистой стали возрастает на 44,0 Мн/м² (4,4 кГ/мм²). Недостатком этого вывода  является то, что влияние азота на прочность феррита приравнивается к влиянию углерода.

    Сталь с содержанием 0,15% С и 0,05% N обладает более высокими прочностными свойствами, чем безазотная сталь с 0,20—0,25% С. Последнее свидетельствует о том, что растворенный в феррите азот повышает прочность сильнее, чем такое же количество растворенного в феррите углерода. Аналогичные результат получены в работе [84], в которой показано, что существует линейная зависимость между изменением характеристик прочности феррита и суммой (10³ % С+10⁴ % N) растворенных в феррите, т. е. подразумевается, что влияние азота примерно в 10 раз сильнее, чем углерода. Причины более сильного упрочняющего действия растворенного в феррите азота еще недостаточно объяснены. Предполагается [84], что азот оказывает более сильное блокирующее влияние на дислокации, чем углерод.

    Упрочняющее действие растворенного в феррите  азота возрастает при увеличении скорости охлаждения на аустенитной  области. Так, в случае повышения  содержания азота в феррите малоуглеродистой марганцовистой стали от 0,002 до 0,025% при медленном охлаждении предел текучести возрастал всего на 20,0 Мн-м² (2 кГ/мм²). При ускоренном охлаждении после растворяющего отжига образцов, содержащих 0,025% N, происходило превращение по мартенситному или промежуточному типу, что приводило к очень сильному повышению предела прочности и предела текучести. Однако повышение характеристик прочности имеет только теоретическое значение, как в этом случае происходит резкое повышение чувствительности к старению и хрупкому излому, что недопустимо для высокопрочных строительных сталей. Таким разом, несмотря на возможность повышения прочности стали за счет растворенного в феррите азота, последний является в обычных строительных сталях вредным элементом из-за своего охрупчивающего действия.

    Вредное влияние остаточного азота на свойства низколегированных сталей [84] вызвано уменьшением его растворимости в феррите при понижении температуры. В связи с этим возможно образование пересыщенного азотом феррита и последующее выделение из него азотсодержащих фаз. Старение в этом случае протекает в две стадии. На первой стадии происходят миграция атомов С и N к дислокациям и образование вокруг них атмосфер Коттрелла, благодаря чему подвижность дислокаций уменьшается, - это выражается в повышении прочности и снижении пластичности. На второй стадии возможно образование азотсодержащих фаз: Fe₁₆N₂ (α'') при температурах около 100°С и Fe₄N₂ (γ') при более высоких температурах. Установлено, что при искусственном старении малоуглеродистых сталей выделяются фазы нитридного типа, в которых азот частично замещен углеродом Fe₁₆(N,C)₂.

    При старении в результате отпуска закаленных чистых железоуглеродистых и железоазотистых сплавов действие углерода и азота практически одинаково. Старение в этом случае сопровождается характерным повышением твердости и возникновением максимума твердости за одинаковое время и при одинаковой температуре [75]. При добавке к указанным сплавам марганца склонность их к старению, вызываемая азотом, значительно снижается, в то время как повышение твердости за счет углерода не претерпевает никаких изменений.

    В случае деформационного старения чистые железоуглеродистые и железоазотистые сплавы имеют некоторые различия. Максимум твердости при выделен нитридов достигается при температуре 50° С за 2 ч, в то время как при выделении карбидов максимум твердость достигается при 2-ч выдержке при 200° С [75].

    Разделение  максимумов твердости при деформационном старении за счет выделения нитридов и карбидов связано с различной растворимостью азота и углерода при комнатной температуре. Около 2·10^-5% N, растворенного в феррите при комнатной температуре, уже достаточно, чтобы существенно задерживать движение дислокаций, образовавшихся при холодной деформации. Примерно такое же количество рода находится в растворенном состоянии до 150° С этому углерод  может вызвать механическое стар только при отпуске выше этой температуры.

    Учитывая  вышеизложенное и относительно высокую  скорость диффузии, есть основание  увязать деформационное старение стали  главным образом с присутствием азота [75].

    После старения железных сплавов наряду с повышением твердости растут пределы прочности и текучести [84].

    Основным  следствием наличия азота и вызываемого  им старения низколегированных сталей является снижение ударной вязкости и повышение температурного порога хладноломкости. Температурный порог хладноломкости с повышением содержания азота растет особенно сильно в сталях, содержащих очень мало углерода (до 0,008%).

    Особенно  сильно отрицательное влияние азота  на температурный порог хладноломкости проявляется после деформации и последующего старения. Так, для сплава железа с 025% С, 0,009% А1 и 0,0095% N после нормализации с 900° С критическая температура хрупкости составляла - 30° С, последующий наклеп сжатием на 10 % повышал эту температуру до +30° С, а такой же наклеп с 30-мин старением при 250° С повышал критическую температуру хрупкости до +70° С. Не останавливаясь подробно на изменении других физико-механических свойств стали при старении, отметим только, что этот процесс сопровождается измененном магнитных свойств: уменьшаются остаточный магнетизм магнитная проницаемость, возрастают коэрцитивная сила (размагничивающее внешнее магнитное поле), потери на гистерезис (свойство систем которые не сразу следуют приложенным силам) и электросопротивление [75].

    Основной  путь уменьшения отрицательного влияния азота на свойства малоуглеродистых и низколегированных сталей заключается в легировании их небольшими количествами сильных нитридообразующих элементов, среди которых наибольшее практическое применение нашли алюминий и титан [75]. При введении таких элементов в сталь азот оказывается связанным в труднорастворимые нитриды и его отрицательное влияние на свойства стали устраняется или в значительно ни ослабляется. Более того, наличие в стали высокодисперсных нитридов или карбонитридов приводит к целому ряду весьма важных последствий: измельчение зерна, уменьшению чувствительности к перегреву, повышению ударной вязкости и снижению температурного порога хладноломкости и, что особенно важно, к повышению характеристик прочности.