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

6.Влияние температуры закалки

ихолодной пластической деформации

на кинетику распада 5-феррита

Как показали исследования, повышение темпер ату* ры закалки приводит к замедлению скорости образова­ ния 0-фазы при последующем отпуске в тех случаях,

Время выдержки при 800°с, мин

0,9

(90001

О1

$■ (7000)

^05

'(5000)

Рис. 17. Кинетические кривые распада 6-феррнта стали марок СВ-06Х25Н12TIO (а), СВ-07Х25Н12Г2Т (б), Св-06Х20Н11МЗБТ (в) и

Св-08Х20Н9С2БТЮ (г) при отпуске после закалки с различных температур (цифры у кривых)

когда это повышение сопровождается увеличением ко­ личества 6-феррита. Однако степень влияния исходного режима термической обработки в значительной мере бу­ дет зависеть от того, насколько сильно изменяется при этом структура металла. Для иллюстрации этого поло­ жения можно привести следующие примеры: как видно из данных, представленных на рис. 17, а, повышение температуры закалки с 1000 до 1250°С привело к неко­ торому торможению начальной стадии образования a -фазы. Например, образцы стали Св-0Х25Н12ТЮ после 15 мин выдержки при 800° С имели максимальную пла­ стичность, если до этого были закалены с 1250° С, и ми­ нимальную, если были закалены с 1000° С [53]. В то же время кинетика процесса роста уже образовавших­ ся зародышей a-фазы практически не изменилась. Это следует, из того, что повышение температуры закалки, которое привело к существенному увеличению количе­ ства 6-феррита, не изменило наклона линий на графи­ ках зависимости величины магнитного насыщения и чи­ сла гибов от времени изотермической выдержки. Анало­ гичный характер имели также кривые для некоторых других марок двухфазных сталей, например,

Св-0Х25Н12Г2Т, Св-0Х20Н11МЗБТ (рис. 17,6, в).

По-видимому, эти данные можно объяснить тем, что с повышением температуры закалки, наряду с увеличе­ нием количества феррита, присходит перераспределе­ ние легирующих элементов между у- и 6-фазами. Фер­ ритная составляющая обедняется хромом и обогащает­ ся никелем, в результате чего для образования равно­ весного зародыша богатой хромом о-фазы требуется больше времени для обеспечения диффузии большего количества атомов легирующего элемента.

Однако, как это следует из графиков, приведенных на рис. 17, а—в, замедление начальной стадии сигматизации в этих аустенито-ферритных сталях при повыше­ нии температуры исходной закалки сравнительно неве­ лико.

В то же время для феррито-аустенитных сталей ти­ па 0Х32Н8 и 0Х20Н9С2БТЮ влияние исходного состоя­ ния на кинетику образования зародышей a-фазы прояв­ ляется гораздо сильнее. На рис. 17, г приведены данные, свидетельствующие о том, что повышение температуры закалки стали Св-0Х20Н9С2БТЮ с 1050—1060° С до 1200°С на порядок увеличивает инкубационный период

52

Третьей стадии процесса распада 6-феррита по схеме

б-^о+у".

Можно предположить, что столь существенная раз­ ница в скорости образования зародышей a-фазы обус­ ловлена различием исходной структуры. Дело в том, что в двухфазных сталях резкое увеличение размеров ферритного зерна наблюдается только тогда, когда при повышении температуры нагрева практически полно­ стью происходит растворение прослоек аустенита, явля­ ющихся непреодолимым (в силу различия решеток) препятствием к укрупнению структуры.

В аустенито-ферритных сталях типа 0Х25Н12Т, 0Х20Н11МЗБТ и других, сохраняющих двухфазное со­ стояние при 1250° С, размер зерен после высокотемпера­ турной закалки лишь несколько больше, чем после обычного (1000—1050° С) нагрева, тогда как для фер­ рито-аустенитных сталей типа Х21Н5Т и 0Х20Н9С2БТЮ такое же повышение температуры нагрева может при­ вести к укрупнению ферритного зерна в десятки и даже в сотни раз (рис. 18).

Поскольку образование a-фазы в безуглеродистых и стабилизированных сталях обычно наблюдается в пер­ вую очередь по границам зерен (рис. 18, з/с), объяснение замедления скорости 8-э-а+у"-превращения укрупнени­ ем зерна представляется достаточно логичным. Куо [32, 39] подчеркивает, что в структуре двухфазной аустени­ то-ферритной стали необычайно велика протяженность межфазных границ, что в значительной мере ускоряет образование зародышей новой фазы.

По-видимому, определенную роль играет также обед­ нение 6-феррита хромом, однако эта* причина не может являться единственной. Об этом свидетельствует то, что повторная закалка при более низкой температуре (1200+1050°С), а также медленное охлаждение (1200—>- ->1050°С), приводящее к практически такому же, как при одинарной закалке от той же температуры, фазово­ му составу стали, не снимают полностью влияния круп­ нозернистое™ на кинетику сигматизации. Интересно, что наклон кривых, соответствующих второй стадии про­ цесса распада 6-феррита (б-кг+у") в стабилизирован­ ных сталях, практически одинаков для различных ис­ ходных состояний, а различается время, необходимое для образования первых зародышей а-фазы.

Общеизвестное ускоряющее влияние наклепа напро-

53

Время отпуска, мин

Рис. 19. Влияние степени деформации (цифры у кривых) на кине­ тику распада 6 -феррита при отпуске (700“ С) стали марок 0Х32Н8 (а) и СВ-06Х20НИМЗТБ (б)

4 ч с 34,53 до 40,0%. При более высокой температуре отпуска (800° С) вследствие больших скоростей диффу­ зии легирующих элементов в о. ц. к. решетке содержа­ ние хрома в ст-фазе достаточно быстро достигает равно­ весия.

7. Влияние легирующих элементов на процесс образования ст-фазы

Хром. Как видно из диаграммы состояния системы Fe—Сг (см. рис. 13), образование a-фазы в двойных сплавах возможно при содержании в феррите не менее 20% Сг, причем температурный интервал процесса сигматизации составляет 600—820° С.

Увеличение концентрации хрома (в пределах 20— 50%) способствует повышению границы областей а /а + —{—с и ускорению а-»-а-превращения. Особенно заметно этот эффект проявляется в аустенито-ферритных ста­ лях, что, как было показано выше, объясняется харак­

тером распада (б-мх+у").

Никель. Введение в ферритную хромистую сталь ни­ келя приводит к расширению интервала образования о-фазы как по температуре, так и по концентрации хро­ ма. Граница or-области в тройной системе Fe—Сг—Ni поднимается до 900° С, причем о-фаза обнаруживается в двухфазных сталях при содержании в них хрома око­ ло 17—18% (см. рис. 1,а). Это объясняется перерас­ пределением легирующих элементов между у- и б-фаза-

58

ми и замещением части атомов железа и хрома в о-фа- зе атомами никеля. Что касается влияния никеля на кинетику сигмаобразования, то наиболее сильное уско­ рение процесса наблюдается при появлении в структуре второй фазы — аустенита — вследствие изменения меха­ низма превращения.

Марганец. Влияние марганца на структуру и фазовые превращения Fe—Сг—Мп и Fe—Сг—Ni—Мп ста­ лей подробно описано в монографиях [18, 59]. Как сле­ дует из диаграммы состояния системы Fe—Сг—Мп, ле­ гирование марганцем стали с 20% Сг приводит к повы­ шению границы области существования a-фазы с 750° С до 1000°С (при 28% Мп) и значительно сдвигает ее в сторону более низких концентраций хрома (вплоть до 15%), способствуя также резкому ускорению сигмаоб­ разования.

Кремний. Кремний не только является весьма силь­ ным ферритообразующим элементом, но и способствует образованию о-фазы в Fe—Сг—Ni—Si и Fe—Сг— Мп—Si аустенито-ферритных сталях. При этом рас­ ширяются температурный и концентрационный интерва­

влиянию хрома.

Молибден. Легирование двухфазных сталей молиб­ деном, заметно расширяя температурный и концентра­ ционный интервалы образования a-фазы, неоднозначно влияет на кинетику сигмаобразования. С одной сторо­ ны, ускоряющее воздействие молибдена на процесс рас­ пада б-феррита обусловлено тем, что его атомы входят в состав a-фазы, увеличивая-параметры ее решетки. С другой стороны, молибден уменьшает диффузионную подвижность легирующих элементов в твердом раство­ ре, замедляя тем самым образование зародышей сх-фа- зы. По-видимому, при относительно низких температу­

железа в cr-фазе в системе Fe—Сг—Со и атомы никеля в системе Ni—Сг—Со, повышая при этом температур­ ный уровень существования cr-фазы. Сведений о влия­

59

нии кобальта на кинетику процесса сигмаобразования в двухфазных сталях в литературе не имеется, так как этот дефицитный элемент в нержавеющие стали прак­ тически не вводится.

Углерод и азот. Влияние этих наиболее эффективных аустенитообразующих элементов на кинетику сигмаоб­ разования обусловлено главным образом тем, что они, входя в карбиды и карбонитрнды хрома, уменьшают концентрацию последнего в твердом растворе. Вместе с тем уменьшение количества 6-феррита в стали с повышеннным содержанием углерода и азота после высо­ котемпературной закалки может несколько ускорить процесс образования сг-фазы при отпуске из-за более высокого содержания хрома в ферритной составляющей. В чисто аустенитных высокохромистых сталях наличие карбидов (МегзСб) всегда ускоряет процесс сигмаобра­ зования, так как они являются источниками обогащения твердого раствора хромом.-

Бор. По данным работ [60, 61], малые добавки бо­ ра замедляют процесс выделения сг-фазы по границам зерен в сталях X17H13M3T и Х20Н25БГС, что, по-види­ мому, связано с рафинирующим влиянием бора и тор­ можением пограничной диффузии легирующих атомов.

Титан, ниобий и цирконий. Эти стабилизирующие элементы оказывают свое главное воздействие на про­ цесс образования о-фазы в двухфазных сталях, связы­ вая в стабильные карбиды и карбонитрнды атомы угле­

фазных сталей титаном, особенно в количестве, превы­ шающем стехиометрическое, приводит к существенному увеличению содержания б-феррита в структуре закален­ ного металла с соответствующим увеличением количе­ ства образующейся в результате старения сг-фазы. При этом несколько расширяется (в сторону более низких концентраций хрома) область сталей, склонных к охруп­ чиванию за счет 6->ст4-у"-превращения. Что касается влияния на скорость сигмаобразования, то, по нашим данным, увеличение содержания титана в стали 0Х25Н12Г2Т с 0,62 до 1,72% практически не изменило кинетики процесса распада 6-феррита.

В то же время, согласно [62], введение микродоба­ вок титана и ниобия приводит к ускорению выделения сг-фазы в стали 1Х28Н10Г2 в интервале 750—900° С.

60

Однако следует отметить, что, по данным [63], увели­ чение содержания титана в чисто ферритной стали 00Х25Н4 с 0,4 до 1,6% и более привело к замене ст-фа- зы на Fe2Ti в электролитически выделенных осадках со­ старенных (750° С, 100 ч) образцов.

Ванадий. Помимо того, что ванадий является весь­ ма сильным карбидообразующим элементом (т. е. дей­ ствует аналогично титану, цирконию и ниобию), он мо­ жет также замещать атомы хрома в решетке а-фазы, так как диаграммы состояния Fe—Сг и Fe—V очень схожи [64]. Поэтому введение ванадия в двухфазные стали приводит к некоторому ускорению процесса обра­ зования a-фазы и расширению области ее существова­ ния в Fe—Сг—Ni сталях.

Следует также отметить, что a-фаза была обнаруже­ на в двойных сплавах Мп—V, Со—V, Ni—V, Со—W, Сг—Re, Re—W, Nb—W и многих других системах [64].

Алюминий. Согласно [65], добавки алюминия в фер­ ритные хромистые стали с 13—20% и 35% Сг тормозят или даже полностью подавляют процесс образования a-фазы. Данные о влиянии алюминия на скорость сигматизации в двухфазных сталях в литературе не при­ водятся.

8. Кинетика растворения а-фазы

Знание температурно-кинетических условий раство­ рения а-фазы, образовавшейся в результате медленно­ го охлаждения ил'и нагрева, очень важно для практики производства продукции из высоколегированных двух­ фазных сталей. Как показывают результаты исследова­ ний, температура полного растворения а-фазы в значи­ тельной степени зависит от химического состава стали.

В то же время изучение кинетики изменения пласти­ ческих свойств стали различных марок, охрупченной в результате выделения а-фазы, показало, что уже одно­ двухминутная выдержка такого металла при достаточно высоких температурах приводит к полному восстановле­ нию числа гибов и ударной вязкости до уровня, харак­ терного для закаленного состояния.

пературах выше 1000° С. При 950—960° С все три фазы: аустенит, 6-феррит и а-фаза — находятся в равновесии,

61

поэтому происходит частичное растворение сг-фазы (по реакции сг+'у'-э-б), сопровождающееся некоторым повы­ шением величины магнитного насыщения и пластичес­ ких свойств. При 925°С образование б-феррита практи­

О,У

15000}

ЬОЛ

( 2000}

£0,1

( 1000)

о

20

15

кое повышение температурного интервала устойчивости сг-фазы обусловлено легированием стали молибденом, который входит в состав a-фазы, и хорошо согласуется с известными данными о том, что температурный интер­ вал ее существования в двойной системе Fe—Мо про­ стирается вплоть до 1300° С [64]. Необходимо отметить, что такая высокая скорость растворения or-фазы харак­ терна в основном для деформированной стали. В литом состоянии, вследствие значительных ликвационных яв­ лений, этот процесс, как правило, протекает значитель­

62