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

13. Сталь 0Х17Н7ГТ (ЭИ814)

Эта сталь предназначена для изготовления нержа­ веющих упруго-чувствительных элементов приборов, по­ этому после окончательной обработки она должна обес­ печивать высокий предел упругости. Нами были ис­

0,07% Al; 0,008—0,009% S и 0,010—0,12% P.

Изучение влияния температуры закалки на механи­ ческие свойства и фазовый состав стали ЭИ814 показа­ ло, что в исходном горячекатаном состоянии наблюдает­ ся аустенито-ферритная структура с 10—15% б-феррита, расположенного строчками вдоль прокатки, и некоторым количеством мартенсита. При этом степень у-»-М-пре­ вращения определяется полнотой процесса стабилиза­ ции аустенита при деформации его в интервале темпе­ ратур выше Мд и ниже температуры рекристаллизации. Наличие большого количества остаточного аустенита (по данным магнитометрического исследования, до 65— 70%) обусловливает довольно высокую пластичность горячекатаного металла (бю=19%) и пониженный пре­ дел прочности [ав = 800 МН/м2 (80 кгс/мм2)].

Закалка в широком интервале температур (700— 1100° С) приводит к упрочнению металла; при этом мак­ симальное количество мартенсита наблюдается после закалки с 900—1050° С в воде (рис. 59). Дальнейшее по­ вышение температуры закалки вплоть до 1200°С приво­ дит к уменьшению магнитного насыщения. Увеличение количества остаточного аустенита после закалки с высо­ ких температур объясняется, в основном, тем, что в ста­ ли ЭИ814 нагрев до 1200° С приводит к увеличению ко­ личества б-феррита (до 25—30%) в соответствии с диа­ граммой состояния Fe—Сг—Ni и перераспределению легирующих элементов между структурными составляю­ щими, в результате чего аустенит обогащается никелем, понижающим мартенситную точку.

Кроме того, при высоких температурах происходит растворение карбидов Сг2зС6 и, частично, TiC, что так­ же способствует стабилизации аустенита.

Холодная пластическая деформация приводит к пракчески полному у-э-М-превращению [4я/« нагартованной ленты составляет 1,5 Т (15000 ГС)].

176

По данным дилатометрического исследования, обрат­ ное М^>-у-превращенпе в стали ЭИ814 протекает при на­ греве в интервале 550—700° С. При этом величина магнитного насыщения образцов, закаленных из двухфаз­ ного (М + у) -состояния, заметно понижается. Эти дан­ ные легко объясняются протеканием процесса перерас­

ется, по-видимому, тем, что термические напря­

жения в аустенитном состоянии способствуют его час­ тичной ста билизации.

Дилатометрическое исследование показало, что пря­ мое y-HVY-превращение при охлаждении металла после

Т а б л и ц а 36

ВЛИЯНИЕ ИНТЕНСИВНОСТИ ОХЛАЖДЕНИЯ

177

нормализации протекает изотермически при комнатной температуре (см. рис. 23,а). Изучение кинетики этого процесса магнитометрическим методом показало, что наиболее интенсивно распад аустенита протекает в тече­ ние первых 4 ч вылеживания после охлаждения до 20° С.

Как было показано в работах [74, 149], сталь марки ЭИ814 с мартенсито-ферритной структурой интенсивно упрочняется в широком интервале температур (350—

Рис. 60. Влияние температуры (а) и времени (б) отпуска на свойства зака­

ленной стали ЭИ814

нию нормализованной стали, сопровождающемуся паде­ нием удельного электросопротивления и некоторым ро­ стом величины магнитного насыщения (рис. 60,6), что хорошо объясняется обеднением твердого раствора вслед­

* Обусловлено наличием б-феррнта. Для определения количест­ ва ферритной составляющей в стали первые замеры производили при температуре (+30^-50° С), т. е. выше Мп.

178

ствие. выделения интерметаллидной фазы, по-видимому,

типа NiTi.

Обнаруженная нами высокая скорость упрочнения стали ЭИ814 при старении находится в хорошем соот­ ветствии с данными ряда работ по изучению дисперсион­ ного твердения мартенситно-стареющих сталей систем Fe—Ni—Ti [80] и Fe—Cr—Ni—Ti [81] и объяс­ няется высокой плотностью дислокаций в мартенситной матрице, облегчающей диффузию пересыщающих атомов в твердом растворе.

Определение энергии активации процесса старения, проводившееся по кинетическим кривым упрочнения при 400—500°С по времени 50%-ного и 75%-ного прироста предела прочности, дало значение 222 кДж/г-атом (53 ккал/г-атом), что довольно близко к значению энер­ гии активации диффузии титана в а-железе.

Указанная склонность к интенсивному упрочнению приводила к понижению пластичности стали в процессе обработки подката и ленты в щелочном расплаве при щелочно-кислотном травлении, так как поддерживать температуру расплава ниже 400°С практически невоз­ можно.

Поэтому мы предложили производить травление листа и ленты из стали ЭИ814 непосредственно в процес­ се охлаждения с температуры нормализации при тем­ пературе металла выше Ми (^ 3 0 ° С) в аустенитном со­ стоянии *, при котором процесс дисперсионного тверде­ ния во время обработки в щелочном расплаве (400— 550° С) не протекает.

Сохранение достаточно высокой температуры ме­ талла при независимой работе термического и травиль­ ного агрегатов достигается ограничением времени вы­ леживания металла после нормализации (не более

2—4 ч).

Внедрение указанной технологической схемы произ­ водства привело к заметному снижению прочностных свойств металла в исходном состоянии перед холодной прокаткой (табл. 37).

Это позволило устойчиво получать требуемые по ТУ значения прочности и пластичности нагартованной лен­ ты в состоянии поставки и после старения, что обеспечи-

179

Т а б л и ц а 37

ВЛИЯНИЕ ПРОДОЛЖИТЕЛЬНОСТИ ВЫЛЕЖИВАНИЯ ПОСЛЕ НОРМАЛИЗАЦИИ НА СВОЙСТВА ЛЕНТЫ ИЗ СТАЛИ МАРКИ ЭП814 ПОСЛЕ ТРАВЛЕНИЯ

* В состоянии поставки.

ло изготовление качественных пружин ответственного на­

значения (табл. 38).

Кроме того, улучшился профиль ленты вследствие применения для окончательной прокатки на готовый раз­ мер цилиндрических рабочих валков (ранее из-за повы­ шенной прочности металла приходилось растачивать валки с бочкообразностью до +0,15 мм на диаметр).

180

Г л а в а VII

ДВУХФАЗНЫЕ СТАЛИ ДЛЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ

св а ро ч н о й п ро в о л о к и и л е н т ы

1.Стали СВ-07Х25Н12Г2Т (ЭП75)

и Св-06Х25Н12ТЮ (ЭП87)

Эти марки стали для сварочной проволоки являются ти­ пичными представителями высоколегированных двух­ фазных сталей. Фазовые превращения, протекающие при термической обработке и в процессе металлургического передела при производстве катанки и проволоки, были подробно изучены автором на металле многих плавок, различающихся в основном содержанием титана и алю­ миния (табл. 39).

Как видно из графиков зависимости механических и физических свойств от температуры закалки (рис. 61), сталь марки ЭП87 характеризуется несколько более вы-

Т а б л и ц а 39

ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ (%) ИССЛЕДУЕМЫХ ПЛАВОК

181

соким содержанием ферритной составляющей по срав­ нению с ЭП75, что обусловлено легированием алюминием и пониженным содержанием углерода и марганца. Уве­ личение количества 6-феррита и укрупнение зерна хоро­ шо объясняют рост величины удельного электросопро­ тивления и снижение коэрцитивной силы с повышением температуры нагрева под закалку. Соотношение фаз в структуре довольно сильно меняется от плавки к плав­ ке и зависит от содержания аустенито- и ферритообразующнх элементов (главным образом—Ti и А1):

Следует отметить, что наиболее резкий подъем кри­ вых 4яД — температура нагрева наблюдается для стали ЭП87 в интервале 1150—1250° С.

Результаты определения ударной вязкости образцов стали марок ЭП75 и ЭП87 при высоких температурах отчетливо свидетельствовали о наличии двух темпера­

Изучение влияния температуры отпуска на механи­ ческие и физические свойства закаленных сталей пока­ зало, что механизм охрупчивания в разных температур­ ных интервалах различен. Действительно, как видно из данных, приведенных на рис. 62, а, характер изменения таких структурно чувствительных свойств, как величина магнитного насыщения, удельное электросопротивление и т. э. д. с. свидетельствует о распаде ферритной состав-

182

ляющей при высокотемпературном отпуске и превраще­ нии ее в немагнитную смесь вторичного аустенита и a-фазы, состав которой приведем в табл. 4 и 5. Резуль­ таты рентгеноструктурного исследования осадка дали хорошее совпадение полученных значений периода ре­ шетки о-фазы с табличными.

Как уже указывалось ранее, особенностью этих ста­ лей является высокая скорость процесса сигмаобразовапия. Подробные сведения о кинетике и механизме про­ цесса распада 6-феррита при высокотемпературном от­ пуске и растворении cr-фазы при последующем нагреве приведены в пп. 5 и 8 гл. II.

уменьшением удельного электросопротивления и т. э. д. с. и некоторым повышением величины магнитного насыще­ ния, что не связано с образованием мартенсита. Дилато­ метрическое исследование показало отсутствие какоголибо превращения при охлаждении после отпуска.

В сталях Св-07Х25Н12Г2Т и Св-06Х25Н12ТЮ аусте­ нит является устойчивым и не склонен к распаду даже под влиянием холодной пластической деформации.

Как следует из табл. 40, волочение со степенью об­ жатия до 60% не привело к увеличению величины маг­ нитного насыщения.

Таблица 40

ВЛИЯНИЕ СТЕПЕНИ ДЕФОРМАЦИИ НА СВОЙСТВА СТАЛИ ЭП75

* Исходное состояние — закалка с 1050° С.

Результаты определения механических и физических свойств стали обеих марок после старения свидетельст­ вовали о высокой скорости процесса (рис. 63), а измере­ ние микротвердости структурных составляющих одно­

184

значно показало, что за упрочнение п охрупчивание при старении ответственна ферритная фаза:

при старении по мере повышения температуры исходной