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

что упрочнение на начальных стадиях старения проис­ ходит неравномерно и возрастание твердости в пригра­ ничных участках заметно опережает ее рост в центре зерен).

Вместе с тем вывод [41] о том, что охрупчивание сварных швов стали ВНС-4 в результате кратковремен­ ных нагревов при 400—450° С не связано с упрочнением

800

18)

при старении (вследствие легирования стали титаном, медью и молибденом), а обусловлено только расслоени­ ем железохромистого феррита (475-градусной хрупко­ стью), представляется несколько преждевременным. Дело в том, что температура максимального упрочнения медьсодержащих ферритных сталей за счет выделения частичек е-фазы практически совпадает с температурой наиболее интенсивного развития 475-градусной хрупко­ сти. Весьма близки по характеру также кинетические кривые изменения предела текучести, прочности и рабо­ ты распространения трещины в процессе отпуска при 475—500° С (рис. 50). По нашему мнению, в данном слу­ чае происходит явное наложение двух процессов, каж­ дый из которых усиливает действие другого.

Влияние отпуска при более высоких температурах на свойства стали ЭП309 представлено на рис. 49, б. Как видно из приведенных данных, уже 2 ч выдержки в ин­ тервале 750—800° С приводят к охрупчиванию металла вследствие частичного выделения ст-фазы, отчетливо наб­ людающейся при микроструктурном исследовании. Рас­

156

первой стадии процесса не приводит к снижению удар­ ной вязкости.

Растворение о-фазы, образовавшейся в результате длительного отпуска, происходит при кратковременных нагревах до температур не ниже 950° С.

Закаленная сталь хорошо штампуется и сваривается всеми способами, а также может подвергаться пайке. Сталь и ее сварные соединения после закалки, старения

высокую коррозионную стойкость во влажной атмосфе­ ре, соляном тумане и ряде других агрессивных сред, пре­ восходя по всем показателям такой распространенный материал, как Х17Н12М2Т.

9. Сталь 1Х18Н2АГ5 (ЭП26)

Эта экономнолегированная марка стали была разра­ ботана в МАТИ Д. А. Одесским, а исследование струк­ туры и свойств и разработка технологии производства тонкого листа были осуществлены на заводе «Серп и молот» при участии автора [145, 146]. В нормализован­ ном с 1000° С состоянии сталь имеет в основном аустенит­ ную структуру с 2—5% 6-феррита. Аустенит является недостаточно стабильным и склонен к распаду с образо­ ванием малоуглеродистого мартенсита как под влияни­ ем холодной пластической деформации при прокатке ли­ стов, так и в процессе растяжения образцов на разрыв­ ной машине при определении механических свойств ма­ териала. Этим обусловлено великолепное сочетание пре­ дела прочности и относительного удлинения нормализо­ ванной стали [сгв«1100 МН/м2 (110 кгс/мм2), 65= 50-1- -Г55%], так как известно, что превращение аустенита в мартенсит деформации увеличивает скорость деформа­ ционного упрочнения и приводит к большому равномер­ ному удлинению.

Точка Мд этой стали находится в районе +100° С, по­ этому испытания на растяжение при более высоких тем­ пературах дают истинную, величину предела прочности азотистого аустенита [ав«650 МН/м2 (65 кгс/мм2) при 200° С]. Сталь 1Х18Н2АГ5 весьма интенсивно упрочня­ ется при холодной прокатке, что объясняется наложени­ ем механического наклепа Сг — Мп — Ni — N аустенита

157

Т а б л и ц а 25

М ЕХ А Н И ЧЕСКИ Е И Ф И ЗИ Ч ЕС К И Е СВОЙСТВА СТАЛИ

и фазового у—>-.М-превращения. При этом обеспечивает­ ся хорошее сочетание прочностных и пластических свойств (табл. 25).

Величина 4 зт/в= 0,034 Т (340 Гс) в исходном состоя­ нии (нормализация с 1000° С) обусловлена наличием в структуре 6-феррита.

Как показали результаты микроструктурного иссле­ дования, образование мартенсита деформации происхо­ дит по плоскостям скольжения в аустенитных зернах. По мере увеличения степени деформации возрастает чис­ ло зерен аустенита, претерпевших у—>-М-превращение.

Известно, что растяжение вызывает гораздо более ин­ тенсивный распад 'у-фазы, чем сжатие, так как у—^М.- превращение сопровождается увеличением объема мате­

непрерывном нагреве процесс обратного М—>-у-превра-

сти и прочности монотонно снижаются по мере повыше­ ния температуры нормализации. Следует отметить высо­ кие значения сго,2, обусловленные легированием аусте­ нитной матрицы азотом. Уменьшение скорости охлажде­ ния приводит к некоторому снижению прочностных свойств стали (по-видимому, вследствие частичной ста-

158

Т а б л и ц а 26

билизации аустенита). Увеличение магнитного насыще­ ния после нагрева до 1200°С свидетельствует о некото­ ром повышении количества 6-феррита в структуре стали. Оптимальным режимом смягчающей термообработки нагартованной листовой стали является нормализация с 980—1000° С, так как дальнейшее повышение темпера­ туры нагрева приводит к заметному ухудшению каче­ ства поверхности вследствие интенсивного окалинообразования, причем горячекатаный лист меньше окисля­ ется в слабо восстановительной атмосфере, а холоднока­ таный— при обработке в окислительной среде с коэф­ фициентом избытка воздуха а « 1,05.

Отпуск закаленной стали в интервале, температур карбидообразования (600—800° С) приводит к обедне­ нию аустенита и тому, что температура начала мартен­ ситного превращения становится выше комнатной. По­ этому в структуре отпущенной стали наблюдается безуглеродистый мартенсит, который, мало влияя на статиче­ ские механические свойства стали 1Х18Н2АГ5, заметно снижает ее ударную вязкость (по-видимому, суще­ ственную роль в процессе охрупчивания играют также

159

карбидные выделения). Весьма интересными представ­ ляются, на наш взгляд, результаты исследования склон­ ности листовой стали к МКК. Закаленная и нормализо­ ванная сталь устойчиво выдерживает испытания по ме­ тоду AM п. 4а ГОСТ 6032—58, однако обнаруживает яв­ ные признаки межзеренного разрушения при испытании после провоцирующего отжига (650° С, 2 ч, п. 46), что характерно для нестабилизнрованных аустенитных ста­

склонны к МКК. Наиболее распространенное объяснение этого факта учитывает как повышенную скорость диффу­ зии атомов хрома в о. ц. к. решетке, так и неравномерное распределение легирующих элементов (в частности, уг­ лерода и хрома) между структурными составляющими, причем предполагается, что при образовании карбидов

пределение легирующих элементов между фазами отсут­ ствует, так как мартенсит деформации, образующийся бездиффузионным путем, аналогичен по составу исход­ ному аустениту.

Как показали результаты исследования, структура нагартованной стали после 2 ч отпуска, при 650°С оста­ ется двухфазной, что обеспечивает стойкость к МКК.

Т а б л и ц а 27

ВЛИЯНИЕ СТЕПЕНИ ОБЖАТИЯ НА СКЛОННОСТЬ СТАЛИ 1Х18Н2АГ5

КМЕЖКРИСТАЛЛИТНОИ КОРРОЗИИ Т(Гс)

160

Эти данные свидетельствуют о том, что решающую роль в уменьшении склонности двухфазных сталей к МКК иг­ рает не повышенное содержание хрома в ферритной со­ ставляющей, а более высокая диффузионная подвиж­ ность его в о. ц. к. решетке по сравнению с г. ц. к.

Как видно из данных о влиянии степени деформации при холодной прокатке на склонность стали 1Х18Н2АГ5

к межкристаллитной коррозии после провоцирующего отжига (табл. 27), сталь выдерживает испытания на МКК при обжатии е)2*24%. Увеличение степени дефор­

мации в пределах 6—20% вызывает уменьшение склон­ ности к МКК, что явно следует из уменьшения прироста удельного электросопротивления (Ар/р) после кипя­ чения.

Эти данные послужили основой для проверки воз­ можности повышения стойкости стали против МКК за счет холодной прокатки и низкотемпературной закал­ ки. При этом исходили из того, что после кратковремен­

П р и м е ч а н и е . При испытании образцов бея провоцирующего отжига (ГОСТ 6032—58) металл оказался не склонным к МКК после всех режимов термической обработки.

стичио сохранит двухфазную (аустенит плюс отпущен­ ный мартенсит) структуру, которая, как было показано выше, обеспечивает стойкость против МКК- В то же вре­ мя низкотемпературная закалка обеспечивает хорошее сочетание прочностных и пластических свойств иагарто-

тивный конструкционный материал, который может най­ ти применение в ряде отраслей народного хозяйства.

Следует отметить, что, помимо у—ьМ-превращения, определенную роль в повышении стойкости нагартованной стали ЭП26 против МКК играет также то, что' при провоцирующем отжиге выпадают дисперсные карбиды по плоскостям скольжения. Однако, как показали ре­ зультаты испытаний на МКК нагартованных (е=30% ) образцов стали марок 2Х13Н4АГ9 и 1Х18Н4Г8 со ста­ бильным аустенитом, наклеп при отсутствии у—>-М-прев- ращения не обеспечивает стойкости против МКК. Для получения коррозионностойкого материала необходимо сочетание обоих перечисленных факторов — двухфазной структуры и выделения карбидов по плоскостям сколь­ жения внутри зерна.

10. Сталь Х25Н20С2 (ЭИ283)

Эта широко известная сталь давно применяется в технике высоких температур и относится к аустенитному классу. Однако определенная часть металла промыш­ ленных плавок имеет в своей структуре некоторое количе­ ство 6-феррита, который оказывает существенное влия­ ние на ударную вязкость стали и ее пластичность при горячей прокатке. Для более подробного исследования структуры и свойств стали после различных режимов термообработки были взяты образцы двух пластичных чисто аустенитных плавок (А, Б) и двух аустенито-фер­ ритных плавок с пониженной пластичностью (В, Г), при прокатке которых появились рванины на боковых кром­ ках и поверхности листа. Химический состав стали при­ веден в табл. 29.

Результаты определения ударной вязкости стали при высоких температурах, приведенные ниже, отчетливо свидетельствуют о том, что сталь с аустенитной струк-

162

турой имеет высокие значения ан при 1100—1150° С. При понижении температуры испытания наблюдается замет­ ное падение а п, связанное с выделением карбидов, одна­ ко уровень ударной вязкости сохраняется еще достаточ­ но высоким и обеспечивает отсутствие разрывов при го­ рячей прокатке.

Приведем значения ударной вязкости плавок Б и Г в зависимости от температуры испытания:

понижается в интервале 800—1050° С вследствие выде­ ления карбидов и сг-фазы.

Изучение влияния температуры закалки на структуру и свойства стали разных плавок показало, что практиче­ ски полное разупрочнение горяче- и холоднодеформированного листа наблюдается после 5 мин нагрева при тем­

ГОСТ 5582—61 [ав^550 МН/м2 (55 кгс/мм2), б5>35% ],

однако ударная вязкость материала оказывается суще-

ственно пониженной по сравнению с закалкой от 1100° С, что связано с неполным растворением карбидов и ст-фа- зы (рис. 51). Изучение кинетики процессов карбидообразоваиия и сигматизации показало, что скорость образова­ ния a-фазы в плавках с аустенито-ферритной структурой

W00

Рис. 51. Влияние температуры закалки па механические свойства деформированной стали Х25Н20С2:

I — плавка А; 2 — плавка В

значительно превосходит скорость выделения карби­ дов, что особенно заметно при низких (600—700° С) тем­ пературах отпуска. Так, выдержка 2 ч при 600° С не при­ вела к снижению ударной вязкости металла чисто аусте­ нитной плавки, тогда как а„ двухфазных образцов (плавки В и Г) после аналогичной обработки упала вдвое (рис. 52).

164