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

прочность сталей в литературе имеются противоречивые сведения. Так, по данным Мак-Доуэлла *, влияние ее на длительную прочность стали типа Х25Н20 с добавками кремния незначительно, тогда как, согласно патенту японских исследователей2,1 образование дисперсной о-фазы, равномерно распределенной по всему объему зерна вследствие холодной пластической деформации и последующего отжига, приводит к повышению жаро­

Температ ура, °С

0 200 600 ЮОО

Рис. М. Дилатограммы об­ разцов стали марок Св-07Х25Н!2Г2Т (/) н 0X32H8

(2). Исходное состояние —

V+"Ь 6; после охлаждения

у*

прочности хромоникелевых сталей без снижения их кор.- розионной стойкости.

Изучению условий образования и состава о-фазы в нержавеющих сталях посвящено много работ совет­ ских и зарубежных авторов. Как следует из диаграммы состояния системы Fe—Сг, температурный интервал су­

и титана приводит к расширению области существова­ ния о-фазы как по концентрации хрома, так и по темпе­ ратуре ее образования.

Особенно ярко это проявляете^ в двухфазных аусте­ нито-ферритных сталях, в которых о-фаза образуется из ферритной составляющей, так как в последней выше концентрация хрома и других ферритообразующих эле­ ментов, облегчающих образование о-фазы. Кроме того, в о. ц. к. решетке феррита диффузия атомов протекает легче, чем в г. ц. к. аустените. В этом случае о-фаза мо­ жет быть обнаоужена при содержании в стали около

15—18% Сг.

Метод фазового электрохимического анализа, приме- кецны-й многими исследователями, позволил довольно точно установить распределение основных легирующих

1 РЖ «Металлургия», 1966, № 5, реф. 5И444.

2 Там же, 1970, № 11, реф. 11И965П.

41

элементов между аустенитом, 6-ферритом, и ст-фазой при ее образовании.

Ширлей [20], изучавший свойства стали типа 0Х18Н8МЗТ с 30% 6-феррита, приводит следующие дан­ ные о составе структурных составляющих стали (%)'.

Составы у- и 6-фаз приведены после закалки с 1050° С, состав 0-фазы определялся после 4-ч выдерж­ ки при 850° С.

Хоар н Боуэн [21] исследовали состав фаз в стали того же типа с 45% феррита после закалки с 1150° С. a-фаза выделялась после 70 ч старения при 850° С. Эти авторы приводят следующие составы фаз (в процентах):

Некоторое сомнение вызывает незначительное коли­ чество марганца в a-фазе, так как многочисленными ис­ следованиями неопровержимо доказано, что наличие

в 0-фазе примерно соответствует его содержанию в ста­ ли, представляются более убедительными.

Большое внимание уделено различными исследовате­ лями механизму распада 6-феррита.

Т а б л и ц а 3

42

В обстоятельной работе [39] Куо рассматривает сле­ дующие возможные схемы процесса превращения стали Х18Н12М31:

1) 6-феррит-*-у' + карбиды; 2) 6-феррит у' + ст-фаза.

Аустенит, образующийся по первой схеме после ча­ совой выдержки при 700° С, имеет игольчатую структуру. При 900 и 1000° С количество игольчатой у'-фазы умень­ шается.

В сталях типа 18-8 парамагнитный карбид Сг23Сб появляется при отжиге ниже 925° С, причем температу­ ра существования гомогенного аустенита повышается с увеличением содержания углерода в стали.

При температурах 750—850° С распад 6-феррита про­ исходит по схеме 2. При этом a-фаза образуется после выделения аустенита непосредственно из участков 6-фер­ рита, не превратившихся еще в аустенит.

В этом случае форма образований о-фазы —сетка по границам зерен или группы пластинчатых образований.

О. А. Банных [48], электронномикроскопически ис­ следовавший распад феррита в стали Х18Г14, показал,

фаз, механизм образования cr-фазы из 6-феррита через промежуточную у'-фазу по схеме 6 ->у'->о маловероя­ тен. Более ^правдоподобно превращение по схеме 6-фер­ рит -э-у' + сг или 6-феррит -*-у'-1- (Сг, Fe, Мо)2зС6, причем карбиды образуются раньше, чем a-фаза. При малом содержании углерода в стали вероятность образования cr-фазы увеличивается, так как влияние его складывает­ ся из двух факторов:

а) препятствуя образованию 6-феррита, углерод тем самым уменьшает скорость образования зародышей о-фазы;

б) с повышением содержания углерода увеличивает­ ся количество легирующих элементов, связанных в кар­ биды типа Ме2зС6, и потому уменьшается их содержание

втвердом растворе феррита.

Вчисто аустенитных высокохромистых сталях обра­ зование о-фазы может происходить посредством коагу-

43

лядин карбидов типа М е 2зСб, находящихся на границах зерен, и дальнейшего их превращения после достижения частицами критического размера [50].

Согласно [51], в сплавах с высоким содержанием никеля и хрома (2Cr+Ni >48,6%) сначала образуется

(2,87 А), которая при последующей изотермической вы­ держке превращается в 0-фазу. При этом отдельные зер­ на феррита подвергаются превращению «на месте» в сг-фазу и дальнейший ее рост происходит за счет рас­

а'-фаза обогащена элементами с большим атомным ра­ диусом.

При последующем старении сначала образуется про­ межуточная о'-фаза, а затем 0-фаза.

Весьма интересно установить, какая из фаз является ведущей в процессе распада б-феррита. По нашему мне­ нию, противоречивость литературных данных [48, 50, 53] можно объяснить, исходя из наклона линий, ограничива­ ющих двухфазную б+у-область на схематическом политермическом псевдобинарном разрезе диаграмм, состоя­ ния систем Fe—Сг—Ni или Fe—Сг— (Ni)—Мп (рис. 15).

часть феррита не превратится в о-фазу, которая в этом случае и будет ведущей фазой процесса.

Если же закалка произведена с температур t > t 2, при которых нагрев или охлаждение приводят к измене­ нию фазового состава стали (будет меняться соотноше­ ние б- и у-фаз), то повторный нагрев закаленного образ­ ца при более низких температурах приведет в первую очередь к выделению вторичного аустенита в соответст­

44

вии с диаграммой состояния, и только потом начнется образование a-фазы и аустенита, который тоже получил название вторичного (у'), хотя по схеме распада он дол­ жен обозначаться как третичный (у").

Таким образом, общая принципиальная схема рас­ пада 6-феррита при отпуске закаленной стали (или при замедленном охлаждении) должна выглядеть следую­

ных углеродсодержащих Сг—Ni

сталей типа Х21Н5, Х20Н8, Х25Н12 и т. п. при повторном нагреве закаленных образцов первичной фа­ зой процесса распада 6-феррита будут карбиды типа Ме23С6; при замедленном охлаждении нестабилизированных сталей, а также при любой схеме термообработ­ ки стабилизированных сталей этих типов ведущим будет вторичный аустенит у', а для стабилизированных (или безуглеродистых) сталей типа Х25Н20 или на базе систе­ мы Сг—Мп, для которых характерно вертикальное поло­ жение линий 6/у + 6/у, — сг-фаза [44].

5. Кинетика процесса

Значительный практический интерес представляет изучение кинетических особенностей процесса образова­ ния а-фазы в чисто ферритных и двухфазных сталях.

45

Дело в том, что, как показали многочисленные исследо­ вания, появление твердой и хрупкой ст-фазы в стали при­ водит к резкому снижению пластических свойств уже при нескольких процентах ее в структуре, а ударная вязкость ферритных и аустенито-ферритных сталей пос­ ле сигматизацпи может падать практически до нулевых значений. Естественно, что для разработки оптимальной технологии производства металлургических полуфабри­ катов и изделий из двухфазных сталей необходимо зна­ ние кинетики процесса распада 5-феррита и изучение пластических свойств металла на различных его стади­ ях. Первые исследования подобного рода, которые были проведены на чисто ферритных сталях системы Fe—Сг, показали весьма низкую скорость протекания этого про­ цесса.

Например, в монографии И. И. Корнилова [54] ука­ зано, что время половинного превращения феррита в a-фазу в сплавах железа с 40—54% Сг при 650° С со­ ставляет 21—2700 ч. В работах [42, 55] также утверж­ дается, что образование cr-фазы в интервале 600—800° С происходит чрезвычайно медленно и равновесие при ее выделении достигается только за несколько десятков или сотен часов, особенно в трехкомпонентных систе­ мах. Эти положения, абсолютно справедливые для чис­ то ферритных сталей, получили широкое распростране­ ние и были многими авторами автоматически распро­ странены также и на все двухфазные стали. Однако за последние годы в нашей стране и за рубежом были про­ ведены многочисленные исследования, которые со всей очевидностью показали, что в двухфазных сталях ско­ рости образования a-фазы и обусловленного этим про­ цессом охрупчивания весьма велики [50, 53, 56].

Еще в работе Гилмана [50] было показано, что в ста­ лях типа 40Х25Н5М4 и 30Х25Н4Г5 началу образования a-фазы предшествует период 30 мин—2 ч, зависящий от температуры нагрева (525—980° С) и состава стали. Максимальная скорость процесса сигматизацпи (30 мин) соответствует температуре 810° С.

Нами были детально изучены кинетика и механизм процесса распада 6-феррита при отпуске закаленных сталей марок 0Х25Н12ТЮ, 0Х25Н12Г2Т, 0Х20Н11МЗБТ и ряда других стабилизированных и нестабилизированных углеродсодержащих сталей. Было показано, что для изучения этого процесса весьма удобно применять

46

одновременно методы определения величины магнитно­ го насыщения и пластичности металла. *

Поскольку вторичный аустенит и о-фаза являются немагнитными структурными составляющими, уменьше­ ние 4 n/s во время отпуска будет отвечать суммарному выделению у'- и 0-фазы и поэтому не будет свидетель­ ствовать в пользу первичности той или иной фазы в про­ цессе распада б-феррита. Микроструктурным исследова­ нием также не всегда удается обнаружить начальную стадию распада б-феррита, так как первые выделения а- и у'-фаз трудно различимы вследствие их дисперсно­ сти. В то же время при увеличении времени выдержки в структуре присутствуют одновременно обе выделяю­ щиеся фазы. Как было показано ранее, образование вто­ ричного аустенита приводит к некоторому повышению пластичности стали (ударной вязкости или числа гибов), тогда как уже первые частицы о-фазы вызывают охрупчивание металла.

Как хорошо видно на графиках рис. 16, а, короткие (2—5 мин) выдержки в интервале 700—900° С образцов стали 0Х25Н12ТЮ, закаленных с 1250° С, приводят к не­ которому понижению величины магнитного насыщения и повышению пластических свойств стали, тогда как при увеличении выдержки число гибов и 4 nls понижаются.

Эти данные явно свидетельствуют о том, что в про­ цессе распада хромоникелевого феррита стали 0Х25Н12ТЮ по схеме б-^-у'+о во всем интервале темпе­ ратур превращения ведущей фазой является вторичный аустенит.

Обогащение участков 6-ферриха вокруг выделив­ шихся зерен у' хромом облегчает дальнейшую пере­ стройку о. ц. к. решетки феррита в сложную кристалли­ ческую решетку о-фазы.

Как указывалось ранее, легирование марганцем при­ водит к значительному увеличению скорости образова­ ния зародышей и роста cr-фазы. В стали 0Х25Н12Г2Т при 750—800°С скорости образования вторичного аусте­ нита и о-фазы соизмеримы, поэтому уже короткие вы­ держки в этом интервале приводят к практически одно­ временному выделению обеих фаз, в связи с чем пла­ стичность сразу же снижается (рис. 16,6).

При температурах около 900°С скорость образова­ ния о-фазы уменьшается, а скорость выделения вторич­ ного аустенита возрастает благодаря увеличению диф-

47

фузионной подвижности атомов легирующих элементов. В этом случае изотермическая закалка (1250°->-900о С) позволяет разделить процессы образования вторичного

700 800 900 WOO

Температура нагревало

О ТОО 800 900 W 00

Температура нагрева;°с

m i J i m

Исх. 700 900 TWO

Выдержка Темпеаатура нагрева, °С

при Ш °С, мин

Рис. 16 (а — г)

48

аустенита и ст-фазы. Как видно из данных, приведенных на рис. 16,б, заметное уменьшение величины магнитно­ го насыщения после выдержек 1—2 мин при 900° С не сопровождается падением пластичности.

Эти результаты показывают, что выделение зерен у' предшествует зарождению и росту кристаллов сг-фазы в исследуемых сталях. Легирование двухфазных хромо­ никелевых сталей молибденом также резко ускоряет процесс сигматизации и смещает интервал образования и растворения о-фазы в сторону более высоких темпе­ ратур [39, 56].

Как видно из графиков зависимости механических и физических свойств закаленной стали '0Х20Н11МЗБТ от температуры и времени отпуска (рис. 16,г), макси­ мальная скорость охрупчивания наблюдается при 900° С, причем даже минутная выдержка образцов при этой температуре приводит к резкому снижению величины магнитного насыщения, ударной вязкости и числа гибов, а после 5—10 мин нагрева металл становится со­ вершенно хрупким и практически немагнитным.

Интересен ход кривой зависимости удельного элек­ тросопротивления от времени отпуска закаленной стали (рис. 16,(3). Уменьшение р на первой стадии процесса свидетельствует о том, что в начале изотермической вы­ держки превалирует выделение вторичного аустенита, имеющего меньшее удельное электросопротивление, чем легированный феррит. Затем наблюдается подъем кри­ вой р=ср(т), свидетельствующий о преобладающем вли-