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

границам трещины разрушения ответственно за сниже­ ние пластичности стали Х21Н5 при кручении (1300° С) на воздухе (число оборотов до разрушения /г= 55) по сравнению с атмосферой аргона (л = 93).

4.Травление

Внастоящее время наиболее принятым способом удаления окалины с поверхности нержавеющего металла является щелочно-кислотное травление. Однако обработ­ ка в щелочном расплаве при 450—500° С двухфазных

(особенно дисперсиоино-твердеющих) сталей приводит к снижению пластичности. Поэтому температура щелоч­ ной ванны должна быть не выше 420° С (при 360° С рас­ плав Na0 H-f-NaN03+NaCl затвердевает), а время вы­ держки— минимальным (не более 5—10 мин).

При понижении температуры расплава увеличивается его вязкость и уиос и, следовательно, возрастает расход щелочи, поэтому для двухфазных сталей наиболее пер­ спективным, по-видимому, является гидридный метод травления. Он заключается в обработке покрытого ока­ линой металла в расплаве каустической соды с добавкой 1,5—2,0% гидрида натрия [126]. Температура расплава поддерживается на уровне 380—400° С и при необходи­ мости может быть снижена до 370° С.

На заводе «Серп и молот» был опробован в лабора­ торных условиях гидридный способ травления. Было по­ казано, что применение чистых гидридов натрия, каль­ ция и титана для насыщения расплава нецелесообразно из-за их высокой химической активности (порошкооб­ разный гидрид воспламеняется и сгорает в воздухе до того, как успевает распределиться в расплаве щелочи).

рый получается путем гидрирования каустической соды. При добавлении этого продукта — ферропура (чехо­

последний приобретает черный цвет. Последующие пор­ ции ферропура быстро распределяются в расплаве, на­ сыщая его гидридом натрия. Следует отметить, что про­ цесс плавления протекает спокойно, без вспышек и вы­ бросов. Как показали исследования, при обработке не­ ржавеющих сталей в расплаве NaOH-j-2% NaH в тече­

123

жения его стоимости технико-экономическая целесооб­ разность внедрения этого прогрессивного способа трав­ ления представляется бесспорной.

Значительное влияние на технологию травления двух­ фазных сталей оказывается их склонность к избиратель­ ной коррозии структурных составляющих в кислотных растворах. С этим фактом пришлось столкнуться, в ча­ стности, при освоении технологии производства листов из стали 1X2IH5T (ЭИ811) и сварочной проволоки из стали 0Х25Н12Г2Т (ЭП75),когда на поверхности отдель­ ных партий листа наблюдалось наличие отслаивающей­ ся металлической пленки, а на проволоке — характер­ ный дефект в виде «чешуи» или «шелухи» (рис. 40).

Пленка была обогащена никелем и обеднена хромом по сравнению с основным металлом и, по данным рентге­

Эти данные хорошо согласуются с тем, что именно никель придает нержавеющим сталям устойчивость про­ тив воздействия неокисляющих сред, в частности, сер­ нокислых растворов. Поэтому в первую очередь раство­ ряется феррит с меньшим содержанием никеля. Обога­ щение пленки углеродом и титаном легко объясняется тем, что карбид TiC остается в металле и не подверга­ ется вытравливанию.

Было показано, что вытравливание ферритной со­ ставляющей при длительном пребывании металла в аг­ рессивном горячем растворе серной кислоты с поварен­ ной солью (18% H2S 0 4+3% NaCl при 70—80°С) обус-

125

ловлено самой природой двухфазной хромоникелевой стали, а не связано с процессами изменения химическо­ го состава поверхностного слоя (например, науглерожи­ ванием). Об этом свидетельствовал тот факт, что обра­ зование рыхлого слоя, который при последующей прав­

12%-ном растворе соляной кислоты, который обеспечи­ вает достаточную производительность процесса и более светлую поверхность металла по сравнению с H2S04.

Интересные результаты были получены при изуче­ нии влияния температуры закалки на коррозионную стойкость двухфазных сталей. Как видно из данных, приведенных в табл. 15, повышение температуры нагре­ ва, вызвавшее заметное увеличение количества 6-ферри­ та в структуре стали, привело к заметному уменьшению скорости растворенияметалла.

126

По нашему мнению, это явление можно в первую очередь объяснить укрупнением зерна и уменьшением зубчатости границ при повышении температуры нагрева под закалку (см. рис. 18), так как известно, что именно межзеренные границы имеют наиболее отрицательный электродный потенциал и являются участками металла с наименьшим сопротивлением коррозии. Кроме того, определенную роль может играть частичное растворение карбидов и обогащение высокотемпературного ферри­ та никелем вследствие перераспределения легирующих элементов между структурными составляющими при увеличении количества 6-феррита.

При испытании сварных образцов стали типа Х21Н5Т в концентрированной азотной кислоте происхо­ дило преимущественное растворение аустенитной состав­ ляющей. Аналогичная картина наблюдалась при испы­ тании стали 0Х21Н6М2Т (ЭП54) в горячих иеокисляющих кислотах, причем сильное влияние на коррозион­ ное поведение структурных составляющих оказывало соотношение их количеств и удаленность исследуемого участка от зоны сварки [131]. По мнению авторов ра­ боты [131], это явление обусловлено различной концен­ трацией основных легирующих элементов, определяю­ щих пассивирующую способность в данной среде, в аус­

СОДЕРЖАНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ (В ПРОЦЕНТАХ ПО МАССЕ)

После высокотемпературного нагрева и быстрого охлаждения наблюдается выравнивание концентраций легирующих элементов (хрома и никеля) между фаза­ ми, тем большее, чем ближе к шву расположен анали­ зируемый основной металл (т. е. чем выше была' его

127

температура при сварке). В то же время неравномер­ ность распределения молибдена между структурными составляющими усиливается. Так как молибден анало­ гично никелю способствует пассивируемости стали в сер­ ной кислоте, повышенное содержание Мо в феррите мо­ жет способствовать большей устойчивости 6-фазы.

В общем случае в зависимости от температуры на­ грева и от общего содержания никеля в стали и, следо­ вательно, от количества аустенита и феррита в струк­ туре стали типа 0Х21Н6М2Т содержание никеля и мо­ либдена в 6- и у-фазах изменяется, что может привести к преимущественному растворению в агрессивных сре­ дах той или иной фазы. В неокисляющих средах с боль­ шей скоростью корродирует фаза, содержащая меньшее количество никеля и молибдена.

5.6-феррит в сталях переходного

имартенситного классов

Как показали результаты ряда исследований, при­ сутствие 6-феррита в структуре аустенито-мартенсит­ ных и мартенситных нержавеющих сталей, как правило, серьезно осложняет проблему получения требуемого ком­ плекса свойств материала, особенно в крупных сечениях. Поэтому во многих случаях при разработке новых марок нержавеющих мартенситных сталей исследователи уде­ ляют особое внимание вопросу рациональной баланси­ ровки у- и a-образующих элементов.

При этом для подбора химического состава часто применяют различные эмпирические формулы. Так, на­ пример, в английском патенте1 даются довольно широ­ кие пределы содержания каждого из легирующих эле­

6-феррита. Последнее условие достигается при выпол­ нении неравенства

128

В сталях переходного класса увеличение количества ферритной составляющей снижает температуру мартен­ ситного превращения при обработке холодом вследст­ вие перераспределения углерода и легирующих элемен­ тов между у- и 6-фазами, что может привести к повы­ шению количества остаточного аустенита. В мартенсит­ ных сталях наличие 6-феррита существенно увеличивает склонность к хрупкому разрушению, что особенно ярко проявляется при работе деталей, изготовленных из круп­ ногабаритных полуфабрикатов в поперечном и, в осо­ бенности, в третьем направлениях. Кроме того, 6-феррит в количестве свыше 20% может катастрофически пони-1 жать надежность сварных швов, так как он имеет тен­ денцию к образованию дендритов по границам зерен. Повышенная склонность к хрупкому разрушению на­ глядно проявляется при испытании металла с мартен­ ситно-ферритной структурой при минусовых температу­ рах [132].

Учитывая положительное влияние небольших коли­ честв 6-феррита на свариваемость аустенитных и мар­ тенситных нержавеющих сталей, следует, по-види- мому, выплавлять эти стали с содержанием ферритной составляющей в пределах 2—5% (см. п. 4 гл. I). Есте­ ственно, что в тонких сечениях (например, в пружинной ленте из стали 0Х17Н7ГТ (ЭИ814) наличие 6-феррита может практически не сказываться на служебных свой­ ствах изделий, поэтому его содержание в этих случаях может не регламентироваться.

При рассмотрении структуры и свойств высокопроч­ ных мартенситных нержавеющих сталей следует иметь в виду, что, как показали работы отечественных и зару­ бежных исследователей, оптимальное сочетание прочно­ сти, пластичности, вязкости и сопротивления коррозии под напряжением можно получить, регулируя количест­ во остаточного аустенита в мартенситной матрице. Сог­ ласно [133], требуемое (10-—25%) количество стабили­ зированного аустенита, находящегося в дисперсном со­ стоянии, можно получить при нагреве и длительных (2—3 ч) изотермических выдержках стали в двухфазной

.М+у-области при температурах на 30—80 град выше начала обратного превращения.

Однако в этом случае может наблюдаться падение ударной вязкости из-за образования карбидной сетки по границам зерен.

Известно, что повышение температуры нагрева под закалку приводит к увеличению количества остаточного аустенита вследствие повышения стабильности у-твердо- го раствора за счет растворения карбидов. Однако мак­ симальную температуру аустенизации обычно ограничи­ вают, чтобы избежать недопустимого увеличения содер­ жания 6-феррита в нержавеющих сталях. Поэтому зна­

турного 6-фёррита при более низких температурах (рис.41),

чатая термообработка позволяет получать оптимальное сочетание прочности и вязкости в мартенситных нержа­ веющих сталях с повышенным содержанием ферритооб­ разующих элементов (в частности, хрома и молибдена), которые способствуют улучшению коррозионной стойко­ сти материала. Аналогичные результаты были получены также японскими исследователями'.

6. Основные виды дефектов и контроль качества стали

К числу основных дефектов поверхности листовых высоколегированных нержавеющих сталей относятся плены, рваная кромка, рябизна, вкатанная металличес-1

1 РЖ «Металлургия», 1972, № 4, реф. 4И579.

130

кая крошка и царапины. Причины их возникновения и меры борьбы с ними достаточно подробно описаны в мо­ нографиях [126, 135]. Следует подчеркнуть, что нали­ чие неглубокой (до 10—15 мм) рваной кромки при про­ катке листов из двухфазных марок стали на одноклете­ вых станах часто является неизбежным следствием ге­ терогенности структуры. Более глубокие рванины, как правило, свидетельствуют о неправильной профилиров­ ке валков или нерациональной схеме деформации ме­ талла.

Особенно нежелательными дефектами являются пле­ ны, которые перед последующей холодной прокаткой должны удаляться с поверхности подката. Эта опера­ ция чрезвычайно трудоемка и малопроизводительна, поэтому борьба с пленообразованием является важной частью мероприятий по повышению производительности труда. Для уменьшения количества плен необходимо строгое соблюдение температурных режимов горячей деформации, а также отработка наиболее рациональной технологии раскисления и разливки сталей. Необходи­ мо отметить, что по мере повышения содержания хрома увеличивается склонность стали к образованию вклю­ чений и появлению на поверхности листа продольных плен. Для таких сталей, содержащих не менее 30% Сг, необходимо особенно осторожно подходить к выбору температурно-силовых параметров процесса горячей де­ формации. В частности, по опыту завода «Серп и мо­ лот», наилучшие результаты получаются при прокатке сутунки из стали 0Х32Н8 (ЭП535) при пониженных тем­ пературах (900—1000°С), при которых разница в со­ противлении деформации аустенитной и ферритной со­ ставляющей двухфазных сталей минимальна. При этом для сталей с высокой скоростью образования сг-фазы необходим предварительный нагрев сутунки до более высоких температур (около 1050—1100° С) с целью рас­ творения этой фазы с последующим-подстуживанием.

Контроль количества 6-феррита наиболее целесооб­ разно производить магнитным методом, в частности при помощи ферритометров типа ФМ-1 и ФМ-2 (см. гл. I). При этом для близких по химическому составу марок стали (например 0Х25Н12ТЮ и 0Х25Н12Г2Т) можно по­ лучить одну градуировочную кривую, определяя на од­ них и тех же образцах долю ферритной фазы с по­ мощью количественной металлографии и магнитометра

133