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

Т а б л и ц а 41

МЕХАНИЧЕСКИЕ 11 ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛИ ЭП75 (ПЛАВКА 4) ПОСЛЕ РАЗЛИЧНОЙ ОБРАБОТКИ

186

Кинетические кривые возрастания предела прочности и снижения пластичности закаленных сталей марок Св-07Х25Н12Г2Т и Св-06Х25Н 12ТЮ при различных тем­ пературах отпуска (см. рис. 26) однозначно свидетельст­ вовали о диффузионном характере процесса с энергией активации Q «334 кДж/г-атом (80 ккал/г-атом), кото­ рую можно связать с энергией активации диффузии ти­ тана в о.ц. к. твердом растворе (см. п. 3 гл. IV).

Вся совокупность изменений механических и физичес­ ких свойств стали марок ЭП75 и ЭП87 в процессе отпус­ ка в интервале температур 450—600° С хорошо объясня­ ется моделью зарождения и роста в ферритной составля­ ющей интерметаллидиых фаз на базе Ni(Ti, А1) или Ni3(Ti, А1). Действительно, выделение из твердого рас­ твора элементов с большими атомными радиусами (тита­ на и алюминия) приводит к уменьшению периода' решет­ ки б-феррита в результате 1 ч старения при 550° С с

0,2873 нм (2,873А) до 0,2872 нм (2.872А). Некоторое возрастание величины магнитного насыщения хорошо объясняется обеднением ферритной матрицы атомами диамагнитных металлов. Процесс дисперсионного твер­ дения сопровождается также уменьшением удельного электросопротивления и т. э. д. с. и возрастанием коэрци­ тивной силы. Показательно также наличие тесной связи между механическими свойствами стали марок ЭП75 и ЭП87 после старения и содержанием избыточного титана и алюминия в твердом растворе (см. рис. 32). Результа­ ты электронномикроскопического исследования подтвер­ дили наличие в структуре охрупченного металла диспер­ сных частиц интерметаллидной фазы после 1 ч старения при 550° С [53]. Во время длительных выдержек при 450—500° С или при медленном охлаждении с более вы­ соких температур на процесс выделения интерметаллпдных фаз накладывается расслоение твердого раствора железохромистого феррита—475-градусная хрупкость (табл. 43, см. также рис. 36).

Известно, что при увеличении в твердом растворе со­ держания атомов пересыщающих элементов распад про­ текает более интенсивно. В соответствии с этим рост твердости состаренной стали марок ЭП75 и ЭП87 при повышении температуры исходной закалки (см. табл. 43) может быть объяснен наложением двух факторов: увели­ чением количества б-феррита и обогащением его нике-

лем в связи с перераспределением легирующих элемен­ тов между фазами, что также изменяет пределы раство­ римости титана в твердом растворе.

Кроме того, при нагреве до высоких температур на­ чинается частичное растворение карбидов титана, в свя­ зи с чем также увеличивается легированность 5-феррнта. При содержании суммы титана и алюминия в стали по­ рядка 2% (плавка 5 — см. табл. 39) твердый раствор феррита после закалки с 1250°С оказывается настолько пересыщенным, что под действием холодной пластичес­ кой деформации (при растяжении) претерпевает частич­ ный распад (по-видимому, это начальные стадии пере­ распределения атомов пересыщающих элементов). Имен­ но этим обстоятельством можно объяснить заметное

I8S

увеличение предела прочности (при неизменной твердос­ ти) образцов плавки 5 при повышении температуры за­ калки (табл. 44).

Об этом же свидетельствует сдвиг температурного ин­ тервала упрочнения и охрупчивания металла указанной плавки после 1 ч отпуска по сравнению с плавками, ме­ нее легированными титаном (табл. 45).

Холодная пластическая деформация, приводящая к существенному повышению плотности дефектов в кри­ сталлической решетке, интенсифицирует процессы дис­ персионного твердения и снижает температуру макси­ мального упрочнения при старении иагартованной стали по сравнению с закаленной (см. рис. 62).

189

Как было указано в гл. И, выделение вторичного аус­ тенита при повторном нагреве после высокотемператур­ ной закалки или операций сварочного цикла приводит к существенному повышению пластичности и уменьшению степени упрочнения стали при последующем старении.

Т а б л и ц а 46

ВЛИЯНИЕ ПОВТОРНОЙ ЗАКАЛКИ НА СВОЙСТВА СТАЛИ ЭП75 И ЭП87 ПОСЛЕ СТАРЕНИЯ

Как видно из данных, представленных в табл. 46, осо­ бенно эффективна такая термообработка для стали с повышенным содержанием титана и алюминия.

Таким образом, к числу характерных особенностей сталей Св-06Х25Н12ТЮ (ЭП87) и Св-07Х25Н12Г2Т (ЭП75) относятся высокие скорости упрочнения и охруп­

190

чивания в двух температурных интервалах, что обус­ ловливает необходимость ускоренного охлаждения ка­ танки и проволоки после горячей прокатки и термичес­ кой обработки и ограничения температуры щелочной ванны при щелочно-кислотном травлении (см. п. 4 гл. V). Оптимальным режимом смягчающей термообработки ка­ танки и проволоки из сталей ЭП75 и ЗП87 является резкая закалка в холодную воду с 1030—1050° С (по ме­ таллу). Вследствие меньшей скорости сигматизации сталь марки ЭП87 является более технологичной в усло­ виях массового производства, тогда как проволока из стали ЭП75 требует гораздо более тщательного соблюде­ ния температурно-временных параметров процессов го­ рячей прокатки и термической обработки.

2. Сталь Св-06Х20Н11МЗБТ (ЭП89)

Сварочная проволока из этой стали довольно широко используется в народном хозяйстве. Исследованию под­ вергался металл промышленных плавок, химический со­ став которых приведен в табл. 47.

Как видно из рис. 64, по мере повышения температу­ ры нагрева под закалку происходит довольно интенсив­ ное увеличение магнитного насыщения, пропорциональ­

191

согласуется с результатами работ [20, 42] по исследова­ нию двухфазных молибдеисодержащих сталей.

Максимальная скорость процесса распада 6-феррита наблюдается при отпуске при 900° С, причем уже минут­ ная выдержка закаленных образцов при этой температу­ ре приводит к резкому снижению числа гибов, величины магнитного насыщения и удельного электросопротивле­ ния (см. рис. 17).

При микроструктурном исследовании выделения сгфазы по границам ферритных зерен отчетливо видны уже после 3 мим нагрева при 900° С образцов, закален­

деляются по определенным кристаллографическим плос­ костям внутри ферритных зерен, а также в виде отороч­ ки по границам у/6. Интересно, что повышение темпера­ туры закалки от 1050 до 1250° С, приводящее к замет­ ному увеличению количества феррита в стали, очень слабо влияет на скорость процесса сигматизацпи, так как наклон кривых магнитного насыщения и ударной вязкости на графиках зависимости этих свойств от вре­ мени отпуска практически одинаков для различного ис­ ходного состояния (см. рис. 17, в).

Поскольку нагреву при термической обработке обыч­ но подвергается нагартованная проволока, интересно оценить влияние степени обжатия на кинетику процесса сигматизацин. Холодное волочение существенно ускоря­ ет распад 6-феррита, поэтому для получения более на­ дежных результатов оказалось целесообразным изучать этот процесс при более низких температурах. Как видно из данных, приведенных на рис. 19,6, максимальная ско­ рость распада ферритной составляющей при отпуске нагартованных (е=33% ) образцов при 700° С увеличилась более чем в 4 раза (судя по наклону кривых зависимос­ ти 4nls от времени выдержки при отпуске). Естественно, что скорость процесса пропорциональна степени об­ жатия.

Ускорение охрупчивания вследствие образования а- фазы наблюдается не только при изотермической вы­

держке, но и при непрерывном нагреве иагартованного металла.

В табл. 48 представлены ■результаты определения 4я/5 и числа гибов закаленных и нагартованных образ­ цов диаметром 3 мм, подвергавшихся нагреву в течение

193

90 сек в камерной печи до 1025° С (при этой температуре не происходит ни образования, ни растворения а-фазы

[44]).

Как видно из приведенных данных, в нагартованном образце успело образоваться некоторое количество a-фазы, но пластичность закаленной стали не уменьши­ лась.

Более высокая температура образования и растворе­ ния 0-фазы в стали 0Х20Н1ШЗБТ (см. рпс. 20) по срав­ нению с хромоникелевыми двухфазными сталями объяс­ няется тормозящим влиянием молибдена на процессы диффузии атомов легирующих элементов в о. ц. к. решет­ ке, а также повышением верхнего предела устойчивости 0-фазы при легировании ее молибденом. Как уже указы­ валось в гл. V, вследствие высокой скорости охрупчива­ ния этой стали (особенно нагартоваииой) в процессе термической обработки проволоки необходимо избегать медленного нагрева и охлаждения в интервале темпера­ тур образования 0-фазы.

Т а б л и ц а 49

ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ ОТПУСКА НА СВОЙСТВА СТАЛИ Св-06Х20Н11МЗТБ (ПЛАВКА 4)

194

Помймо высокотемпературного интервала охрупчива­ ния, для стали Св-06Х20Н11МЗБТ существует также низкотемпературная область упрочнения и снижения пластичности, обусловленная дисперсионным твердением ферритной составляющей.

Как видно из данных, представленных в табл. 49, максимальные значения предела прочности наблюдают­ ся после 1 ч отпуска при 550° С образцов, закаленных с 1200° С. По-видимому, кроме фазы на основе никеля и титана, существенный вклад в упрочнение при отпуске вносят также атомы молибдена, которые, по данным В. Б. Спиридонова [81], образуют скопления на дислока­ циях, часто без образования самостоятельной фазы.

3. Сталь Св-08Х19Н9Ф2С2

Данная сталь для сварочной проволоки принадлежит к группе иестабилизированных сталей. Это сказывается на механизме сигмаобразования и характере микро­ структуры стали после отпуска (см. п. 3 гл. II).

Изучение1 влияния термической обработки на струк­ туру и свойства стали производилось на металле четы­ рех промышленных плавок, химический состав которых приведен в табл. 50.

Т а б л и ц а 50

ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ (%) ИССЛЕДОВАННЫХ ПЛАВОК

Как показали результаты исследования [44], повы­ шение температуры закалки с 900 до 1250° С приводит к росту величины магнитного насыщения и сопровождает­ ся заметным увеличением ударной вязкости металла вследствие растворения карбидов хрома и ванадия. Не-

1 В работе принимала участие Т. В. Станкевич.

195