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

Выделение карбидов из аустенитной матрицы почти

держки практически приводят к завершению карбидообразования. В то же время полная сигматизация феррит­ ной составляющей наблюдается после 10 мии отпуска при 700° С и 5 мни пребывания двухфазного металла (плавка Г) в интервале 750—950° С, причем наиболее интенсивное' снижение ударной вязкости наблюдается после 1 мин выдержки при 800° С (см. рис. 52). При ох­ лаждении из гомогенной области с-фаза начинает выде­ ляться при 950° С, а полное растворение ее при нагреве наблюдается после кратковременных (2—4 мин) выдер­ жек при температурах не ниже 1085° С.

Известно, что в чисто аустенитных плавках стали Х25Н20С2 образование a-фазы наблюдается только пос­ ле очень длительных выдержек (сотни часов) при 800—850° С. Приведенные выше данные лишний раз по­ казывают, что наличие б-феррита в структуре на не­ сколько порядков ускоряет процесс сигмаобразоваиия вследствие повышенной диффузионной подвижности атомов легирующих элементов в о. ц. к. решетке по срав­ нению с г. ц. к.

Фазовый анализ выделенных осадков показал, что в охрупченных (800° С, 10 мни) образцах плавки Г коли­ чество ст-фазы составило 3,32%, а содержание карбидов

аустенитной плавки А после отпуска показало, что кар­ биды выделяются в первую очередь по границам зерен и двойников, декорируя выходы дислокаций по линиям скольжения (рис. 53). Необходимо отметить, что грани­ цы аустенитных зерен в структуре образцов, закаленных из гомогенной области, с большим трудом поддаются выявлению при травлении в различных реактивах.

Для повышения пластичности стали Х25Н20С2 при горячей деформации необходимо выплавлять ее с содер­ жанием хрома и кремния ближе к нижнему, а никеля и углерода — ближе к верхнему пределам норм ГОСТ 5632—72, чтобы избежать появления ферритной

166

составляющей в структуре металла. Представляется це­ лесообразным ограничить ннжний предел содержания углерода в стали (0,12—0,20%), а также выплавлять ее с повышенным содержанием азота, что, по данным рабо­ ты [147], благотворно сказывается также на жаропроч­ ности изделий.

11. Сталь 15Х18Н12С4ТЮ (ЭИ654)

Эта марка стали отличается хорошим сочетанием ме­ ханических и коррозионных свойств. Легирование крем­ нием приводит к заметному упрочнению твердого рас­ твора как аустенитной, так и ферритной составляющей

леродистую чисто аустенитную сталь типа 0Х20Н20 при­

ностных свойств достигается за счет наличия в аустенит­ ной матрице карбидов и 5-феррита. Как видно из дан­ ных, приведенных на рис. 45, наблюдается четкая корре­ ляция между механическими свойствами и количеством ферритной фазы в стали.

Необходимо отметить, что указанная в ЧМТУ 1-492—68 норма предела текучести тонколистовой стали ао,25£ 350 МН/м2 (35 кгс/мм2) не совсем правильно отра­ жает реальные свойства металла в состоянии поставки. На самом деле, по результатам статистических данных, значение сгол, как правило, колеблется в пределах 510—

При этом повышение температуры закалки в преде­ лах 1050—1200° С практически не сказывается на меха­ нических свойствах стали, так как некоторое разупрочне­ ние за счет растворения карбидов компенсируется повы­ шением прочности и текучести вследствие увеличения ко­ личества 6-феррита.

Упрочнение и охрупчивание стали при отпуске в ин­ тервале 600—850° С обусловлено образованием а-фазы,

167

а при 450—550° С — дисперсионным твердением и рас­ слоением твердого раствора железохромистого феррита.

Легирование кремнием ускоряет процесс образова­ ния 0-фазы. Как показали результаты исследования ки­ нетики сигматизации, уже пятиминутная выдержка за­ каленной стали при 800° С приводит к резкому снижению пластичности (рис. 54). Одновременно происходит и за-

Рис. 54. Влияние температу­ ры нагрева (а) и времени выдержки при 800° С (б) на свойства стали 15X18H12C4TIO (ЭИ654)

плавок (табл. 30), свидетельствуют о том, что количест­ во образующейся ц-фазы. составляет примерно половину от количества б-феррита в плавке после закалки с 1000° С. Содержание кремния в a-фазе приблизительно равно его содержанию в стали

На рис. 55 представлены данные о влиянии темпе­ ратуры закалки на фазовый состав металла 26 опытных плавок стали Х18Н12С4ТЮ, выплавленных с различным соотношением аустеиито- и ферритообразующих элемен­ тов. Как видно из приведенных данных, наиболее зна­ чительный рост количества б-феррита для всех плавок наблюдается при повышении температуры нагрева свы­ ше 1100°С.1

1 Фазовый анализ проведен iT. Н. Чесноковой.

168

Т а б л и ц а 30

ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ о -фазы, ВЫДЕЛЕННОЙ ЭЛЕКТРОХИМИЧЕСКИ ИЗ СТАЛИ ЭИ654

Рис. 55. Фазовый состав ста­ ли ЭИ654 с различным соот­ ношением феррнто- п аустенитообразующнх после за­ калки (температура — цифры у кривых)

£гзкв / зк1

Как показали Д. А. Прокошкин и А. Г. Галов [8, с. 218—221], холодная деформация этой стали при минусовых температурах приводит к заметному развитию -у-»-М.-превращения, причем количество образовавшегося мартенсита и предел прочности пропорциональны степе­ ни обжатия и температуре охлаждения (рис. 56).

н ; / о

ВО

40

20

О

4%

50

40

30

20

10

О

Рнс. 5G. Влияние температуры (цифры у кривых) и степени деформации на свойства и количество мартенсита М в стали ЭИ654

Последующее старение иагартованной стали с мар­ тенситной структурой при 450° С обеспечивает получение весьма высокой твердости и прочности. При дальнейшем повышении температуры отпуска прочностные свойства понижаются, что, по-видимому, обусловлено, частичным

М -^упРевРаЩением и коагуляцией частиц интерметаллидных фаз (табл. 31).

Следует отметить, что коррозионные свойства стали в высокопрочном состаренном состоянии находятся на том же уровне, что и у неупрочненной стали, что позво­ ляет успешно использовать ее для ответственных из­ делий.

170

12. Стали Х32Н8 (ЭП263) и 0Х32Н8 (ЭП535)

Эти марки стали имеют высокую коррозионную стой-

'кость в ряде окислительных сред и могут быть подвер­ гнуты существенному упрочнению за счет расслоения

сварочной проволоки. Последняя отличается от стали марки ЭП535 (см. табл. 19) более высоким содержанием углерода и никеля (^0,1% С, 7—9% Ni) и несколько

ВИ) позволяет повысить технологическую пластичность высокохромнстой стали в процессе металлургического передела и обеспечить лучшее качество поверхности листа, ленты и проволоки. Результаты исследования

(химический состав приведен в табл. 32), свидетельству­

чески полная сигматнзация, сопровождающаяся резким повышением твердости (вплоть до HRC-55) и пониже­ нием ударной вязкости и числа гибов до нулевых зна­ чений (табл. 33), наблюдается после 4 ч отпуска при 700° С (температура, соответствующая максимальной скорости распада). Интересно отметить, что при образо­ вании a-фазы термоэ. д. с. в паре с медным электродом меняет знак и, следовательно, может служить в качестве одного из показателей процесса распада 6-феррита.

Т а б л и ц а 33

МЕХАНИЧЕСКИЕ И ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛИ 0Х32Н8 ПОСЛЕ ОТПУСКА (ПЛАВКА 1)*

* Исходное состояние — закалка с 1000° С.

172

Определение энергии активации этого процесса, про­ изводившееся при помощи уравнения Аррениуса

п _ 4,576 (Ig T x — lg T a)

■J_

и ЭП535 весьма стабилен и не склонен к распаду под влиянием холодной пластической деформации, о чем

обжатия при холодной прокатке уменьшает инкубацион­ ный период образования зародышей cr-фазы вследствие увеличения диффузионной подвижности атомов хрома в деформированной матрице.

Изучение влияния температуры нагрева на структу­ ру и свойства стали типа Х32Н8 показало, что оптималь­ ным режимом смягчающей термообработки является закалка от 950—1000° С. При более высоком нагреве на­ блюдается увеличение количества 8-феррита и рост зер­ на, что приводит к уменьшению пластичности металла

(табл. 35).

Данные о структурных превращениях при распаде

173

Т а б л и ц а 35

В Л И Я Н И Е Т Е М П Е Р А Т У Р Ы З А К А Л К И ' Н А С В О Й С Т В А С Т А Л И Х 32Н 8 (П Л А В К А 1 — Ч И С Л И Т Е Л Ь , П Л А В К А 4 - З Н А М Е Н А Т Е Л Ь )

1 В р ем я в ы д ер ж к и — 5 м ин .

6-феррита в процессе высокотемпературной закалки бы­ ли приведены в п. 1 гл. II.

Повышение температуры закалки и укрупнение зер­ на приводят также к замедлению процесса образования о-фазы, а кроме того, и к усилению степени охрупчива­ ния н упрочнения стали при низкотемпературном (450— 475° С) отпуске.

Определение энергии активации процесса упрочнения, которое производилось по кинетическим кривым твер-

174

дости при 400—475° С (рис. 57), дало Q ^272 кДж/г-

атом [65 ккал/г-атом]. Эта величина относится ко всему процессу без учета влияния каждой его стадии (нали­ чие двухстадийности отчетливо видно на кривых изме­ нения физических и механических свойств — в первую очередь коэрцитивной силы и относительного удлине-

Р и с . 57. К и н ет и ч еск и е к р и ­ вы е у п р о ч н ен и я ст а л и Х 32Н 8 при н и зк о т ем п ер а т у р н о м о т ­ п у ск е

Время выдержки, и

Времяотпуска, ч

Р и с . 58. В л и я н и е .в р ем ен и в ы д ер ж к и при 475° С на м ех а н и ч еск и е ( а ) и ф и ­ зи ч ес к и е (б ) св о й ст в а ст а л и Х 32Н 8

ния) во время отпуска закаленной стали при 475° С (рис. 58).

Следует отметить, что сталь 0Х32Н8 (ЭП535) не склонна к межкристаллитной коррозии при испытании в состоянии поставки и после провоцирующего нагрева по стандартной методике (ГОСТ 6032—58).

175