книги из ГПНТБ / Богачев И.Н. Структура и свойства железомарганцевых сплавов

По-видимому, интенсивная рекристаллизация мар­ ганцевого аустенита обусловлена в основном большим числом зародышевых центров, что следует связывать с большим наклепом матрицы. Это приводит к возникно­ вению большой движущей силы процесса рекристалли­ зации.

Таким образом, особенности пластической деформа­ ции сплавов Н36 и Г38 ответственны за различную ве­ личину движущих сил и своеобразие процессов разу­ прочнения при нагреве после одинаковых степеней де­ формации. Процессы возврата в никелевом аустените протекают более интенсивно, что объясняется более вы­

сокой энергией дефектов упаковки и большей подвиж­ ностью дислокаций в этом растворе. Процессы рекри­ сталлизации происходят интенсивнее в марганцевом аустените, несмотря на большие значения энергии меж­ атомных связей и рекристаллизации в нем. П. Л. Гру­ зин с сотрудниками [150], измерив параметры самодиффузии железа в аустените при увеличении содержания марганца, также пришел к заключению, что легирова­ ние стали марганцем приводит к заметному увеличению энергии межатомной связи в кристаллической решетке аустенита.

О. А. Банных считает, что Сг—Мп аустенит является единственной, удовлетворяющей экономическим требо­ ваниям основой аустенитных безникелевых сталей. В качестве основы жаропрочной и жаростойкой Сг—Мп стали рассматривается аустенит, сохраняющий свою стабильность в процессе тепловых воздействий. В связи с этим концентрация марганца в таких сталях ограни­ чивается 12—20%, т. е. тем минимальным количеством, которое обеспечивает получение стабильной аустенитной структуры. Дальнейшее увеличение содержания маргаи-

ца отрицательно влияет на свойства стали, способствуя понижению окалиностойкости, понижению энергии де­ фектов упаковки в аустените (и, следовательно, увели­ чению упрочняемое™ при пластической деформации и снижению пластических свойств), увеличению содер­ жания в стали примесей, а также увеличению стоимости стали [149].

Сг—Мп стали рекомендуется легировать эффектив­ ными аустенизаторами — углеродом и азотом, а также элементами, повышающими энергию дефектов упаковки и окалиностойкость — алюминием и кремнием в коли­

лей, представляющих интерес для практического ис­ пользования при повышенных температурах в качестве заменителей Сг—Ni сталей: 40Х10Г14Ю2 (ЭП357), 45Х15Г14Ю (ЭП499), 45Х15Г14ЮС (ЭП577), 0Х10АП4 [149].

Необходимо отметить также успешную работу над хромомарганцевыми малоуглеродистыми сталями типа Х7Г17 для деталей теплоэнергетического оборудования в ЧССР.

Широкий размах принимают исследования по час­ тичной замене никеля марганцем в Сг—Ni сталях. Полу­ чение стабильной аустенитной структуры при частич­

ной замене никеля марганцем облегчается. Так, при 8% Ni и 12% Сг минимальное количество марганца для обеспечения аустенитной структуры составляет 5%, а при 15% Сг — 4%- Количество марганца, эквивалент­ ное 1% Ni, при низком содержании хрома оказывается меньше (рис. 124).

В Сг—Ni—Mn сталях с малым содержанием никеля даже при сравнительно низких температурах обработ­ ки на твердый раствор появляется ô-феррит, что отри­ цательно сказывается на жаропрочности. На рис. 125

Рис. 126. Увеличение массы в результате окисле­ ния стали с 18% Сг после нагрева при 900° С в те­ чение 250 ч в зависимости от содержания никеля и марганца [151]

показана зависимость количества ô-феррита от содер­ жания марганца в сталях с 18% Сг и различным содер­ жанием никеля. Можно считать, что сталь, содержащая 18% Сг, 6% Ni и 8—10% Мп, имеет аустенитную струк­ туру.

Повышенное количество мар_ганца в аустените спо­ собствует также улучшению технологических свойств стали и, в первую очередь обрабатываемости стали да­ влением при высоких температурах.

Жаропрочные стали, содержащие, наряду с никелем, некоторое количество марганца в твердом растворе, да­ вно известны и широко применяются как в СССР, так и за рубежом. Сг—Ni—Mn стали удовлетворяют требо­ ваниям, предъявляемым к жаропрочным материалам. При высоких температурах даже при продолжительном нагреве аустенитная фаза в таких сталях является ста-

билыюй, прочность сталей не снижается при высокой температуре, стали имеют хорошую сопротивляемость окислению [151]. Сравнением жаростойкости Сг—Ni— Mn и Сг—Ni аустенитов было установлено (рис. 126), что сопротивление окислению сталей с 18% Сг, 2 и 4% Ni и 6% Мп хуже, чем стали типа 18-8. Однако при уве­ личении содержания никеля в такой стали до 6% не про­ исходит заметного ухудшения сопротивления окисле­ нию по сравнению с хромоникелевой нержавеющей сталью 18-8.

Рис. 127. Изменение времени до разрушения в сталях с 18% Сг и 6% Ni в зависимости от содержания марганца [151]

Длительная прочность сталей с 18% Сг и 6% Ni при 650—700° С максимальна при 6—8% Мп (рис. 127). Был сделан вывод о том, что аустенитная сталь с высо­ ким содержанием марганца (18% Сг, 6% Ni и 6—10% Мп) имеет почти такую же длительную прочность, как и сталь 18-8.

Ковка слитков таких сталей при 1150—1175° С не вы­ зывает каких-либо трудностей, трещины при прокатке также не образуются. Сопротивление деформированию по сравнению со сталью типа 18-8 мало, поэтому обра­ батываемость при высоких температурах практически не затруднена.

Промышленные Сг—Мп стали, кроме элементов-аус- тенизаторов, содержат также и другие легирующие эле­ менты. Такими элементами могут быть титан или нио­ бий, улучшающие стойкость против интеркристаллитной коррозии. Жаропрочные Сг—Мп стали легируют молиб­ деном и ванадием в количествах, еще не вызывающих

образование ô-феррита. Молибден не только упрочняет твердый раствор, но и входит в состав карбидных фаз, оказывая влияние на их дисперсность и скорость укруп­ нения карбидных частиц при длительных тепловых вы­ держках.

Высокая прочность в аустенитных сталях достигает­ ся за счет выделения карбидов или карбонитридов. В этих случаях легирование ванадием способствует об­ разованию стойких карбидов и нитридов.

Среди отечественных жаропрочных сталей известное

кость. В то же время Сг—Мп аустениту присуща пони­ женная стабильность и повышенная склонность к раз­ витию хрупкости в процессе длительной службы по сравнению с Сг—Ni аустенитом. Охрупчивание Сг—Мп сталей при нагреве связывают с активным участием

переход марганца в карбиды можно считать даже глав­ ной причиной этого недостатка Сг—Мп и Сг—Ni—Мп аустенитных сталей, вледствие которого сроки службы изделий из них ограничены.

Если в структуре аустенитных Сг—Мп сталей содер­ жится небольшое количество феррита (при >15% Сг), нагрев в интервале 450—900°С вызывает интенсивный распад феррита с образованием a -фазы. Наличие сг-фа- зы особенно опасно в жаропрочных сталях, предназна­ ченных для длительной службы, так как она снижает пластичность и особенно заметно — ударную вязкость, а при длительном действии нагрузки и сопротивление ползучести.

Образование о-фазы в Сг—Мп сталях происходит более интенсивно и при меньших содержаниях хрома, чем в Сг—Ni сталях.

Правильный выбор состава и технологии обработки, необходимой для формирования структуры и, следова-

жаропрочностью при умеренно высоких температурах эксплуатации.

Окалиностойкость сталей в основном определяется содержанием алюминия и очень мало зависит от содер­ жания марганца, который несколько ее ухудшает [153].

Стали оптимального состава обладают почти такой же окалиностойкостью, как и Сг—Ni сталь 1Х18Н10Т и практически равной окалиностойкости нержавеющей стали 1Х17Н2. Кроме того, эти стали имеют хорошую коррозионную стойкость во влажной атмосфере. Fe— Mn—Al стали упрочняются при старении после закалки. В процессе старения из аустенита выделяются диспер­ сные железоалюминиевые карбиды, количество которых возрастает с увеличением содержания алюминия в ста­ ли. После закалки с 1150° С и 16 ч старения при 550° С стали оптимального состава имеют сравнительно высо­ кие механические свойства:

0,92% С, 27,5% Мпи 9,1% А1 до 550° С прочностные свой­ ства непрерывно возрастают, а пластические понижа­ ются.

При температуре старения выше 550° С, вследствие коагуляции дисперсной фазы, прочность начинает пони­ жаться, а пластичность увеличиваться.

Эти стали технологичны при горячей и холодной об­ работках, а по обрабатываемости резанием подобны сталям типа 18-8.

Физико-механические особенности Fe—Mn аустени­ та — уникальное сочетание пластичности и износостой­ кости— обусловили еще одну область его применения— для изготовления инструмента (оправок), используе­ мого при горячей прокатке труб. Выбор марганцевого аустенита, близкого по составу к стали Гадфильда, для работы в условиях высоких температур и давлений, ко­ торые характерны для трубных оправок, может пока­ заться, на первый взгляд, неожиданным, так как эту

сталь не рекомендуется применять при повышенных температурах. Однако то, что как в нашей стране, так и за рубежом применяются оправки из высокомарган­ цевой аустенитной стали, является еще одним свидетель­ ством больших потенциальных возможностей Fe-—Mn аустенита для использования в условиях высоких тем­ ператур.

Усилия многих исследователей были направлены на то, чтобы приблизить свойства Сг—Ni сталей к свойст­ вам Сг—:Мп сталей, причем первые рассматривались как заменители вторых.

Поскольку марганец и никель как легирующие эле­ менты имеют существенные различия, попытки созда­ ния сплавов на основе Сг—Мп аустенита с таким же комплексом свойств, как у Сг—Ni жаропрочных сталей, по-видимому, обречены на неудачу. Поэтому стали на основе марганцевого (хромомарганцевого) аустенита нельзя рассматривать в качестве универсального замени­ теля жаропрочных сталей на основе никелевого (хромо­ никелевого) аустенита.

Представляется, однако, весьма целесообразным

иперспективным полнее использовать именно те специ­ фические особенности и свойства Fe—Mn аустенита, ко­ торыми не обладают стали на основе Fe—Ni аустенита (низкая энергия дефектов упаковки, наличие двух мар­ тенситных фаз — а и е, высокая способность к упрочне­ нию при деформации). Путем специального легирования

ирежимов термического воздействия можно получить композиции Fe—Mn сплавов, не уступающих Fe—Ni сталям, а в ряде случаев и превосходящих их по тем или иным свойствам, в частности по жаропрочности и жаро­

вышения жаропрочности за счет фазового наклепа, обла­ дающего высокотемпературной устойчивостью вплоть до 850° С.

Известно, что фазовый наклеп при у^а-превраще- ниях увеличивает жаропрочность Fe—Mn сплавов. Упрочнение аустенита в сплавах с 15—25% Мп обеспечи­ вается за счет наклепа при у^е-превращениях, имею­ щего существенные отличия от наклепа при у^а-прев- ращениях. Парамагнитная s-фаза, в отличие от ферро-

магнитного а-мартенсита, имеет меньший объем, чем исходный аустенит. Это приводит к возникновению рас­ тягивающих напряжений в аустените в результате пря­ мого превращения (перестройки г. ц. к. решетки у-фазы в г. п.у. решетку е-фазы). Фазовые у^б-переходы ВЬІ" зывают упрочнение аустенита при прямом и обратном

60

им.С.М. Кирова исследовано влияние фазового наклепа на кратковременную ползучесть сплава Г20. Образцы перед испытанием проходили термообработку, указан­ ную на рис. 128, а.

В качестве контрольной обработки принимали на*

грев образцов в установке до 1100° С для снятия резуль­ татов воздействия одного цикла фазового наклепа, так как при комнатной температуре сплав Г20 состоит при­ мерно наполовину из у- и е-фаз. После нагрева образцы охлаждали до 600° С и испытывали при этой температу­ ре на установке ИМАШ-5С—65 по методике, описанной в работе [154].

наклеп многократно увеличивает время до разрушения: если контрольные образцы разрушались через 8—10 мин,

аустенит сплава Г20 обладает достаточной термической устойчивостью, что делает фазовый наклеп перспектив­ ным способом повышения жаропрочных свойств аусте­ нита Fe—Mn сплавов.

Об устойчивости упрочненного состояния аустенита сплава Г20 при нагреве после завершения е-э-у-превра- щения говорит и ход кривой изменения микротвердости с температурой, определенной на установке ИМАШ-9-66 [154].

Различие в величине микротвердости между образ­ цами после циклической обработки и отжига сохраняет­ ся вплоть до 800° С. При этой температуре специфический прямолинейный микрорельеф на полированной поверх­ ности образцов сплава Г20, возникший в результате обратного е->-у-превращения, претерпевает резкое изме­ нение: в местах наиболее сильного развития рельефа возникают новые мелкие зерна аустенита, которые по­ степенно покрывают всю поверхность образцов. По-ви­ димому, нагрев до 800° С вызывает рекристаллизацию аустенита сплава Г20 в результате фазового наклепа при превращениях.

Наличие мартенситного у^е-превращения в железо­ марганцевых сплавах обусловливает релаксацию напря­ жений 1-го рода вследствие повышенной пластичности сплавов в момент превращения. Эффект релаксации на­ пряжений можно использовать для уменьшения уровня остаточных напряжений при сварке и термической об­ работке конструкций из железомарганцевых сплавов.