книги из ГПНТБ / Сокол, И. Я. Двухфазные стали

[90; ПО, с. 55], выделение нитридов хрома, сопровождающееся снижением удельного электросопротивления и ударной вязкости и повышением коэрцитивной силы, приводит к ускорению процесса расслоения железохро­ мистого феррита.

Таким образом, можно, по-видимому, считать, что первая (быстрая) стадия 475-градусной хрупкости вы­ сокохромистых сталей обусловлена гомогенным выделе­ нием высокодисперсных когерентных нитридных частиц типа O 2N, наличие которых может существенно уско­ рить вторую стадию процесса охрупчивания, связанную с разрывом растворимости a -твердого раствора в систе­ ме Fe—Сг при низких температурах.

2. Охрупчивание хромистых сталей после высокотемпературной закалки

Склонность ферритных сталей с высоким содержани­ ем хрома к хрупкости в закаленном состоянии известна довольно давно. Работами В. Биндера, а также И. Гохмана и Я. М. Бокшицкого с сотрудниками была дока­ зана решающая роль примесей — углерода, кислорода и азота в этом явлении. И если ранее высокотемператур­ ную хрупкость связывали в основном только с обогаще­ нием границ ферритных зерен углеродом, обязательно сопровождающимся образованием аустенита и последую­ щим мартенситным превращением при охлаждении, то в работе [ 111] было показано, что каждый из трех указанных элементов может привести к охрупчиванию металла. Авторы работы [112] пришли к выводу о том, что при содержании в стали Х27 вакуумной выплавки более 0,01% углерода его влияние на ан на порядок пре­ вышает влияние газов. В очень чистой по углероду

(0,002—0,004%), кислороду (0,006%) и азоту (0,0015— 0,002%) стали 000Х28ВИ хрупкое разрушение не на­ блюдается даже после закалки с 1200° С, когда средний размер зерна составляет 0,5—0,7 мм [ПО, с. 54]. Увели­ чение ^содержания кислорода до 0,06—0,08% приводит к хрупкости крупнозернистой стали. Авторы отмечают, что укрупнение зерна приводит к большей сегрегации примесных атомов по границам зерен и способствует охрупчиванию, но само по себе не является основной причиной хрупкого разрушения.

В промышленных высокохромистых сталях открытой

103

* После отжига в водороде.

выплавки содержание углерода обычно составляет

0,04—0,10%, азота 0,02—0,04%, кислорода 0,01—0,03%.

В этом случае, по данным авторов работы [109], основ­ ной причиной упрочнения и охрупчивания хромистых сталей после закалки является наличие в них азота. Ре­ зультаты определения твердости закаленных образцов, представленные в табл. 11, могут быть объяснены толь­ ко тем, что повышение концентрации азота в твердом растворе наблюдается лишь после нагрева выше темпе­

ном сплаве 0Х23ЮТ, в котором азот связан в тугоплав­ кие карбонитриды титана, а также в двойном и тройном сплавах после удаления азота в результате водородного отжига при 1100° С, твердость образцов после высоко­ температурной (с 1100° С) закалки оставалась низкой, а хрупкость отсутствовала. Очевидно, что основной при­ чиной хрупкости ферритных сталей после закалки с вы­ соких температур является закрепление дислокаций примесными атомами уже в процессе быстрого охлаж­ дения. Во всяком случае, существенное снижение порога хладноломкости промышленной стали Х28ВИ(ЭП602) было достигнуто авторами [113] путем снижения содер­ жания углерода до 0,008%, кислорода до 0,005% и азо­ та до 0,003—0,004%. В этом случае (металл выплавлял­ ся в вакуумно-индукционной печи с применением карбо­ нильного железа) ударная вязкость образцов после за­ калки с 950 и 1100° С составляла не менее 3800 кДж/м2

(38 кгс-м/см2).

104

3. Изучение природы низкотемпературного упрочнения и охрупчивания двухфазных сталей

Начиная с середины шестидесятых годов внимание многих исследователей было привлечено к проблеме ох­ рупчивания высокохромистых аустенито-ферритных Сг—№—Ti и Сг—Ni—Ti—А1 сталей при отпуске в ин­ тервале 450—600° С [30, 53, 24, 41].

В настоящее время в технической литературе имеет­ ся две точки зрения на причину этого явления. В работах [41; 24, с. 13; 89] основная ответственность за охрупчи­ вание подобных сталей возлагалась только на так назы­ ваемую 475-градусную хрупкость высокохромистого феррита. Авторы работ [37, 80—83] считали, что основ­ ной причиной как упрочнения, так и охрупчивания по­ добных двухфазных сталей является выделение (или предвыделение) из 6-феррита при старении интерметаллидных фаз на базе никеля, титана и (или) алюминия.

Ниже изложены результаты основных эксперимен­ тальных работ различных исследователей в этом направ­ лении.

Как видно из данных, представленных на рис. 25 и 34, упрочнение, сопровождающееся снижением ударной вязкости и пластичности, наблюдается при отпуске зака­ ленных образцов сталей Х21Н5Т1, 0Х25Н12ТЮ и им по­ добных в интервале температур 450—600° С с максиму­ мом при 500—550° С. Одновременно существенно изме­ няются физические свойства стали: уменьшаются период решетки 6-феррита, удельное электросопротивление и термо- э. д. с. (в паре с медным электродом); несколь­ ко возрастает величина магнитного насыщения (4лА) и существенно повышается коэрцитивная сила. С увеличе­ нием продолжительности отпуска при 450, 500 и 550° С быстро и непрерывно увеличиваются прочность и твер­ дость и падает ударная вязкость и пластичность. При повышении температур до 600—650° С степень упрочне­ ния снижается. Характер кинетических кривых одно­ значно указывает на ярко выраженную диффузионную природу процессов, ответственных за изменение механи­ ческих свойств стали.

105

ОСП

Рис. 34. Влияние отпуска на свойства закаленной стали марок Х21Н5Т1 (а, б) и Св-08Х20Н9С2БТЮ (б)

* Металл плавок 1 и 2 был выплавлен с разливками по титану.

Рис. 35. Зависимость твердости стали Х21Н5Т1 от условий нагрева при пе* рестариванин (а; б, кривая /) и повторном старении при 550° С, 1 ч (б, кри­ вая 2). Исходное состояние 1000° С + 550° С, 1 ч

данных, приведенных на рис. 35, а, видно, что твердость стали заметно уменьшается в первые же минуты вы­ держки. Степень упрочнения при последующем повтор­ ном старении при 550° С зависит от предыдущей термо­ обработки (рис. 35, б). Нагрев при температурах не ниже 750° С полностью разупрочняет металл и сообщает ему склонность к твердению при повторном старении.

107

В то же время нагрев до 650—680° С, приводящий к раз­ упрочнению состаренной на максимальную твердость стали, ликвидирует способность металла к повторному твердению. Эти данные очень хорошо объясняются коа­ гуляцией интерметаллидных фаз при 650—680° С и пол­ ным их растворением в матрице при нагреве до 750° С.

Мнкротвердость аустенита практически не изменяет­ ся в результате старения, тогда как мнкротвердость фер­ рита резко возрастает, т. е. процессы, приводящие к уп­ рочнению, протекают в ферритной фазе.

Степень упрочнения хромоникелевых двухфазных сталей при старении была пропорциональна содержа­ нию титана и алюминия в твердом растворе (см. рис. 29), которое может быть определено из выражения

Д(Ti + Al) = Ti + Al — 4(С + N).

В то же время сталь Х25Т практически не упрочняет­

обеспечивающее протекание процесса старения хроми­ стой стали с титаном и алюминием, составляет 0,6 %.

Прямое электронномикроскопическое исследование подтвердило наличие в ферритной составляющей соста­

циально или остаточного) усиливает степень охрупчива­ ния, вызываемую избыточным титаном, но не является обязательным для протекания процесса старения. Об этом однозначно свидетельствовали результаты исследо­ вания структуры и свойств опытных плавок типа 00Х21Н5Т1, полученных с применением металлического титана для исключения попадания в сталь остаточного алюминия из ферротитана.

Как показали результаты химического анализа, в ме­

превращений, приводящих к снижению пластичности сплавов на ос­ нове Fe—25% Сг. Автореф. канд. дис. М., 1968.

108

Вместе с тем, как видно из данных, приведенных в табл. 13, старение закаленных образцов плавки 2 с вы­ соким содержанием общего н избыточного титана приве­ ло к существенному повышению твердости и резкому охрупчиванию материала.

Т а б л и ц а 13

ВЛИЯНИЕ РЕЖИМА ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СВОЙСТВА МЕТАЛЛА ОПЫТНЫХ ПЛАВОК

(ЧИСЛИТЕЛЬ — ПЛАВКА № 1; ЗНАМЕНАТЕЛЬ — ПЛАВКА № 2)

Таким образом, вся совокупность изменения механи­ ческих и физических свойств двухфазных сталей с избы­ точными (т. е. находящимися в твердом растворе) тита­ ном и (или) алюминием при отпуске в интервале 450— 600° С убедительно описывается моделью зарождения, выделения и роста интерметаллидных фаз в ферритной составляющей.

Упрочнение и охрупчивание этих сталей при 550— 600° С может быть обусловлено только дисперсионным твердением пересыщенного о. ц. к. твердого раствора. Об этом свидетельствует тот факт, что, согласно данным Вильямса и Пакстона [45], подтвержденным впоследст­ вии многими авторами, расслоение железохромнстого феррита, ответственное за хрупкость при 475° С, наблю­ дается лишь при выдержках ниже 530° С.

В то же время первая стадия процесса охрупчивания хромистых ферритных сталей, обнаруженная впервые А. П. Окенко [105], может наблюдаться лишь в нестабилизнрованных сталях, так как согласно [109] она обу­ словлена не процессами упорядочения твердого раство­ ра, как это предполагалось ранее, а выделением нитри­ дов хрома. Естественно, что в стабилизированных сталях, в которых азот должен быть связан в труднорас­ творимые нитриды и карбонитриды, этот эффект должен отсутствовать.

109

К сожалению, в литературе пока отсутствуют прямые данные определения энергии активации диффузии тита­ на в хромистом феррите. Однако на основании данных о минимальной скорости диффузии титана в железе и его сплавах по сравнению с молибденом, кремнием, хро­ мом и марганцем, а также по сдвигу интервала упрочне­ ния к более высоким температурам по сравнению со сплавами Fe—Сг и Fe—Сг—Ni можно утверждать, что основной прирост прочностных свойств и в этом случае обусловлен процессами предвыделения интерметаллидной титансодержащей фазы.

Если же количество легирующих элементов, пересы­ щающих о. ц. к. матрицу, недостаточно для выделения интерметаллидных фаз, то охрупчивание при отпуске будет обусловлено только 475-градусной хрупкостью. Характерно, что в этом случае минимальные значения вязкости и пластичности и максимальная прочность, как правило, соответствуют отпуску при 475—500° С.

Г л а в а V

ПЛАСТИЧНОСТЬ II ТЕХНОЛОГИЯ ПРОИЗВОДСТВА

1. Влияние состава и структуры на горячую пластичность двухфазных сталей

Влияние 6-феррита на технологические свойства аусте­ нитных сталей описано во многих работах. Хорошо из­ вестно, что образование 6-феррита в количествах более 5% резко ухудшает пластичность хромоникелевых ста­ лей при горячей деформации, особенно при прокатке на непрерывных станах и прошивке труб. Согласно Ю. М. Чижикову [115], механизм влияния a -фазы на пластичность двухфазных сталей объясняется тем, что сопротивление горячей деформации в сопоставимых условиях у ферритных сталей меньше, чем у аустенит­ ных (что связано с меньшей величиной предела текуче­ сти), а уширение — больше. Поэтому при совместной деформации в аустенитных зернах будут возникать рас­ тягивающие напряжения, а в ферритных — сжимающие. Кроме того, из-за различия в скоростях протекания ре­

111

кристаллизационных процессов в у- п 6-фазах аустенит наклепывается сильнее и возрастание остаточных напря­ жений может привести к образованию трещин.

Авторы [116] приходят к выводу, что при наличии в жесткой основе менее прочных включений возникнове­ ние в них разрывов можно объяснить локализацией пла­ стической деформации именно в этих включениях, бло­ кированных окружающей более жесткой основой.

Даже малые количества аустенита в ферритной матрице могут рассматриваться как более жесткие включения, тормозящие развитие деформации и являю­ щиеся концентраторами напряжений.

Детальное исследование технологических свойств двухфазных сталей при горячей пластической деформа­ ции было проведено М. И. Синельниковым '. Для срав­ нения свойств фаз стали 1Х21Н5Т в работе [117] проведено исследование модельных сплавов типа Х21Н1Т (о. ц. к.) и Х21Н13Т (г. ц. к.). Результаты определения крутящего момента, предела прочности при статическом и динамическом растяжении в интервале 850—1250° С и горячей твердости показали, что во всем этом интерва­ ле температур хромоникелевый аустенит имеет более вы­ сокое сопротивление пластической деформации по срав­ нению с ферритом, причем с увеличением скорости деформации эта разница возрастает.

Упрочнение двухфазной стали в процессе непрерыв­ ной горячей деформации происходит в основном за счет увеличения предела прочности аустенитной составляю­ щей, тогда как упрочнение феррита незначительно. Это явление объясняется, в частности, повышенной диффузи­ онной подвижностью атомов в о. ц. к. решетке по сравне­ нию с г. ц. к., что обусловливает большую скорость ре­ кристаллизации наклепанного феррита. Как показали результаты рентгеноструктурного анализа, микронапря­ жения (Аа/а) в аустените во всем исследуемом интерва­ ле температур были значительно выше, чем в феррите, причем величина блоков в феррите после прокатки при 900—1000° С меньше, чем в аустените.

В то же время деформация при 1100—1200° С приво­ дит к мгновенной рекристаллизации феррита, тогда как1

112