ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2015, том 116, № 6, с. 585-594
СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.14:536.421.4
ФАЗЫ И ДЕФЕКТЫ ПРИ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ ЛЕГИРОВАННЫХ АЗОТОМ НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ
© 2015 г. А. Г. Свяжин*, Л. М. Капуткина*, В. Е. Баженов*, З. Скуза**,
Е. Сивка**, В. Э. Киндоп*
*Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС", 119049 Москва, Ленинский проспект, д. 4 **Ченстоховский технический университет, 42-201 Ченстохова, Польша, ул. Домбровского, д. 69
e-mail: svyazhin@misis.ru Поступила в редакцию 18.07.2014 г.; в окончательном варианте — 20.11.2014 г.
Одной из технологических проблем при легировании жидкой стали азотом является выделение азота в газовую фазу при затвердевании стали и образование азотных пузырей и пористости в слитке, вследствие чего не полностью используются возможности азота как легирующего элемента. Образование пузырей и пор в нержавеющих сталях, легированных азотом, происходит гетерогенно и лимитируется скоростью десорбции азота с поверхности жидкого металла в пузырь. Поэтому целесообразно в качестве критической определить концентрацию азота в стали, при которой в процессе равновесной кристаллизации содержание азота в остаточной жидкой фазе при всех температурах существования двухфазного твердо-жидкого состояния не превышает его растворимости в остаточной жидкости при данном давлении. Затем полученную величину необходимо уточнять экспериментально для конкретных условий затвердевания стали. Для расчета концентрации азота в образующихся фазах можно использовать программный продукт Thermo-Calc.
Ключевые слова: нержавеющая сталь, кристаллизация, легирование азотом, газовые пузыри. DOI: 10.7868/S0015323015060091
ВВЕДЕНИЕ
Азот в нормальном состоянии является газом. Этим он отличается от других легирующих элементов. Растворимость азота в жидком металле, а- и у-фазах существенно различна. Поэтому одной из технологических проблем при легировании жидкой стали азотом является выделение азота в газовую фазу при затвердевании стали и образование несплошностей: азотных пузырей и пор в слитке. Несмотря на широкое применение легированных азотом сталей задача предсказания критической концентрации азота в Сг-№-Мп-сталях, превышение которой приводит к образованию пузырей и пор, не решена. Критическая концентрация азота N зависит от состава стали. При затвердевании состав жидкой фазы и выделяющихся твердых фаз непрерывно изменяется. Характер этого изменения зависит от типа кристаллизации: аустенитная, ферритная или смешанная и от соотношения количества фаз. Поэтому для каждого состава стали существует своя критическая концентрация азота.
Целью данной работы был анализ механизма образования пузырей при затвердевании легированной азотом стали и разработка термодинами-
ческого метода предсказания критической концентрации азота.
АНАЛИЗ МЕХАНИЗМА ОБРАЗОВАНИЯ ГАЗОВЫХ ПУЗЫРЕЙ
Газовые пузыри — это элемент макроструктуры, они обнаруживаются, как правило, невооруженным глазом. Поры — это полости, обнаруживаемые в макроструктуре литого металла при некотором увеличении. В слитке могут быть поры различного, например, усадочного происхождения, в том числе заполненные газом. В данной работе при расчетах критической концентрации азота рассматриваются только газовые пузыри.
Азотные пузыри при малом пересыщении стали азотом имеют небольшие размеры и округлую форму, при большом пересыщении по форме и расположению по сечению слитка — аналогичны сотовым пузырям в кипящей стали [1, 2]. Для примера на рис. 1 представлен фрагмент поперечного сечения слитка, выплавленного в лабораторной плазменной печи. У края слитка пузыри в основном удлиненные, похожие на сотовые, диаметром до 1 мм и длиной 5—10 мм, ближе к центру более округлые с размером до 2 мм.
•ji t
ш I
f
\V \. v WZ ■/ .
10 мм
I_I
Рис. 1. Фрагмент поперечного сечения слитка массой 25 кг стали Сг11МоГУ0.2 (р^ = 1.2 атм, Р1о1 = 4 атм; М = 0.156 мас. %). 2
По данным [1] даже при скорости охлаждения около 103 К/с и массе слитка 1 г (плавка во взвешенном состоянии в электромагнитном поле) при большом пересыщении азотные пузыри по краям слитка также имели форму сотовых, рис. 2. При этом в центре слитка пузыри имели круглую форму с размерами 36—165 мкм (рис. 2а), а по краям удлиненную: длина 50—300 мкм, диаметр 30—100 мкм.
В наших предыдущих работах [1, 3, 4] изучено образование пузырей при затвердевании чистого железа с различным содержанием поверхностно активных элементов (ПАЭ) кислорода и серы. Железо удобно для моделирования, так как для него хорошо изучены термодинамика и кинетика растворения-десорбции азота [5, 6], поверхностное натяжение [7] и другие физические свойства. Образцы железа массой 1 г насыщали азотом при 1900° С при разных парциальном давлении азота (PN ) и общем давлении в системе (Ptot) при выплавке и затвердевании. Скорость охлаждения, определенная по расстоянию между вторичными осями дендритов, была более 103 К/с. В слитках определяли содержание азота, кислорода и серы, плотность слитков по методу Архимеда, наличие пузырей на продольных сечениях визуально и при небольшом увеличении. Обнаружили меньшую плотность слитков сплавов Fe—N по сравнению со слитками, выплавленными в атмосфере аргона при аналогичных условиях, которые были без усадочных раковин и имели плотную макроструктуру. Следовательно, причиной уменьшения измеренной плотности слитков (кажущейся плотности, р) сплавов Fe-N можно считать наличие в слитках азотных пузырей. Некоторые результаты этих исследований представлены на рис. 3—5.
Кажущаяся плотность сплавов Fe—N, пропорциональная количеству пузырей в слитке, зависела от давления азота и содержания ПАЭ (рис. 3). Даже при высокой скорости охлаждения 103 К/с, достигаемой при плавке во взвешенном состоянии, в чистом от ПАЭ железе возможно избежать
г «
• и w*
99
w,
i> V *
к*
о Л
(б)
100 мкм i_i
Рис. 2. Фрагменты продольного осевого сечения слитка сплава Fe—N массой 1 г; Т = 1900°С; р^ = = Рш = 31.6 атм: а — центр; б — 1/2 радиуса.
выделения азота в пузыри только при давлении азота менее 2 атм. В то же время при содержании ([О] + 0.5^]) > 0.026 мас. % при такой скорости охлаждения возможно сохранить весь азот в твердом металле без образования пузырей. Т.е. в данном случае главным фактором, определяющим выделение азота в пузыри при затвердевании, является содержание ПАЭ. Увеличение общего давления газа (^ + Аг) в системе до 31.6 атм позволяет получить плотный без пузырей слиток сплава Бе—N насыщенного азотом, при более высоком его парциальном давлении, в данном случае до 5.8 атм (рис. 4). При этих же условиях слитки стали Сг18№10 были плотными при всех исследованных давлениях азота, для стали С0.13Сг13 при содержании ([О] + + 0.5^]) > 0.01 мас. % также получены плотные слитки при давлении азота до 31.6 атм, при содержании ([О] + 0.5^]) < 0.0026 мас. % плотные слитки этой стали получались только при Р^ < 20 атм.
Таким образом, из приведенных данных следует, что образование азотных пузырей при затвердевании стали зависит от степени пересыщения азотом, от содержания в стали ПАЭ, от общего давления при затвердевании и от скорости охлаждения, так как известно, что при скорости охлаждения менее 50 К/с и Р^ = 1 атм нельзя получить плотный слиток чистого железа. В промышленных условиях и при обычной лабораторной плавке скорости охлаждения при затвердевании металла изменяются в небольших пределах и не превышают 50 К/с. Поэтому влияние этого фактора на образование пузырей не должно быть большим, что подтверждается экспериментально [8]. Более сильное влияние оказывает общее давление при затвердевании слитка (рис. 4). Аналогичный результат получен и при небольших скоростях охлаждения [2, 8]. Наиболее сильное вли-
4
0 10 20 30
Pn2, атм
Рис. 3. Зависимость плотности слитков (кажущейся плотности) сплава Fe—N массой 1 г, выплавленных в среде азота при 1900°C, от давления азота при различном содержании ([O] + 0.5[S]), мас. %: 1 - менее 0.012; 2 - (0.012-0.026); 3 - (0.026-0.080). Сплошная линия - теоретическая плотность сплавов Fe-N.
ö-
о°о
- о°
о о
о 0о
1 2
о
о о
« I
о о
о о
о о
10
20 pn2, атм
30
Рис. 4. Зависимость плотности слитков (кажущейся плотности) сплава Fe—N массой 1 г, выплавленных в среде азота или в смеси N2 + Аг при общем давлении смеси 31.6 атм, Т = 1900°С, ([О] + 0.5И) < 0.012 мас. %: 1 — азот; 2 — смесь N2 + Аг.
8
7
7
6
6
5
5
4
0
яние наряду с величиной пересыщения на образование азотных пузырей оказывает содержание ПАЭ в металле (рис. 3). Этот факт дает основание для определения наиболее вероятного механизма образования пузырей.
Термодинамическое равновесие пузырька газа с окружающей жидкостью выражается уравнением (1)
P = Pg + pgh +
2а
(1)
где Р, Р&, pgh, 2а/г — давление газа в пузырьке, давление газовой фазы над поверхностью жидкости, гидростатическое и капиллярное давление соответственно.
Это же уравнение обычно применяется для количественного определения критической концентрации азота или критического давления азота при образовании пор [8, 9]. Однако для количественной оценки вероятности или условий образования пор уравнение (1) непригодно по следующим причинам: 1) образование зародышей газовой фазы с границей раздела газ-жидкий металл — это задача кинетическая, из ее решения можно бы-
ло бы получить оценку размеров зародышей, но такие оценки для металлов при высокой температуре неизвестны; 2) поверхностное натяжение такого малого объекта может существенно отличаться от известных значений, полученных из измерений на макрообъектах с поверхностью большой кривизны, поэтому и выражение для капиллярного давления также может быть другим. Можно, конечно, величину 2а/г в уравнении (1) трактовать как некий эмпирический параметр и определить его из измерений Кк или Рк (критического давления азота при образовании пузырька) при различных условиях затвердевания. Таким способом можно получить набор экспериментальных значений параметра 2а/г для различных сталей, скоростей охлаждения, величин Р, Р , pgh и затем уравнение (1) использовать
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.