Файл: Сокол, И. Я. Двухфазные стали.pdf

В то же время нагрев до 650—680° С, приводящий к раз­ упрочнению состаренной на максимальную твердость стали, ликвидирует способность металла к повторному твердению. Эти данные очень хорошо объясняются коа­ гуляцией интерметаллидных фаз при 650—680° С и пол­ ным их растворением в матрице при нагреве до 750° С.

Мнкротвердость аустенита практически не изменяет­ ся в результате старения, тогда как мнкротвердость фер­ рита резко возрастает, т. е. процессы, приводящие к уп­ рочнению, протекают в ферритной фазе.

Степень упрочнения хромоникелевых двухфазных сталей при старении была пропорциональна содержа­ нию титана и алюминия в твердом растворе (см. рис. 29), которое может быть определено из выражения

Д(Ti + Al) = Ti + Al — 4(С + N).

В то же время сталь Х25Т практически не упрочняет­

обеспечивающее протекание процесса старения хроми­ стой стали с титаном и алюминием, составляет 0,6 %.

Прямое электронномикроскопическое исследование подтвердило наличие в ферритной составляющей соста­

циально или остаточного) усиливает степень охрупчива­ ния, вызываемую избыточным титаном, но не является обязательным для протекания процесса старения. Об этом однозначно свидетельствовали результаты исследо­ вания структуры и свойств опытных плавок типа 00Х21Н5Т1, полученных с применением металлического титана для исключения попадания в сталь остаточного алюминия из ферротитана.

Как показали результаты химического анализа, в ме­

превращений, приводящих к снижению пластичности сплавов на ос­ нове Fe—25% Сг. Автореф. канд. дис. М., 1968.

108

Вместе с тем, как видно из данных, приведенных в табл. 13, старение закаленных образцов плавки 2 с вы­ соким содержанием общего н избыточного титана приве­ ло к существенному повышению твердости и резкому охрупчиванию материала.

Т а б л и ц а 13

ВЛИЯНИЕ РЕЖИМА ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СВОЙСТВА МЕТАЛЛА ОПЫТНЫХ ПЛАВОК

(ЧИСЛИТЕЛЬ — ПЛАВКА № 1; ЗНАМЕНАТЕЛЬ — ПЛАВКА № 2)

Таким образом, вся совокупность изменения механи­ ческих и физических свойств двухфазных сталей с избы­ точными (т. е. находящимися в твердом растворе) тита­ ном и (или) алюминием при отпуске в интервале 450— 600° С убедительно описывается моделью зарождения, выделения и роста интерметаллидных фаз в ферритной составляющей.

Упрочнение и охрупчивание этих сталей при 550— 600° С может быть обусловлено только дисперсионным твердением пересыщенного о. ц. к. твердого раствора. Об этом свидетельствует тот факт, что, согласно данным Вильямса и Пакстона [45], подтвержденным впоследст­ вии многими авторами, расслоение железохромнстого феррита, ответственное за хрупкость при 475° С, наблю­ дается лишь при выдержках ниже 530° С.

В то же время первая стадия процесса охрупчивания хромистых ферритных сталей, обнаруженная впервые А. П. Окенко [105], может наблюдаться лишь в нестабилизнрованных сталях, так как согласно [109] она обу­ словлена не процессами упорядочения твердого раство­ ра, как это предполагалось ранее, а выделением нитри­ дов хрома. Естественно, что в стабилизированных сталях, в которых азот должен быть связан в труднорас­ творимые нитриды и карбонитриды, этот эффект должен отсутствовать.

109

К сожалению, в литературе пока отсутствуют прямые данные определения энергии активации диффузии тита­ на в хромистом феррите. Однако на основании данных о минимальной скорости диффузии титана в железе и его сплавах по сравнению с молибденом, кремнием, хро­ мом и марганцем, а также по сдвигу интервала упрочне­ ния к более высоким температурам по сравнению со сплавами Fe—Сг и Fe—Сг—Ni можно утверждать, что основной прирост прочностных свойств и в этом случае обусловлен процессами предвыделения интерметаллидной титансодержащей фазы.

Если же количество легирующих элементов, пересы­ щающих о. ц. к. матрицу, недостаточно для выделения интерметаллидных фаз, то охрупчивание при отпуске будет обусловлено только 475-градусной хрупкостью. Характерно, что в этом случае минимальные значения вязкости и пластичности и максимальная прочность, как правило, соответствуют отпуску при 475—500° С.

Г л а в а V

ПЛАСТИЧНОСТЬ II ТЕХНОЛОГИЯ ПРОИЗВОДСТВА

1. Влияние состава и структуры на горячую пластичность двухфазных сталей

Влияние 6-феррита на технологические свойства аусте­ нитных сталей описано во многих работах. Хорошо из­ вестно, что образование 6-феррита в количествах более 5% резко ухудшает пластичность хромоникелевых ста­ лей при горячей деформации, особенно при прокатке на непрерывных станах и прошивке труб. Согласно Ю. М. Чижикову [115], механизм влияния a -фазы на пластичность двухфазных сталей объясняется тем, что сопротивление горячей деформации в сопоставимых условиях у ферритных сталей меньше, чем у аустенит­ ных (что связано с меньшей величиной предела текуче­ сти), а уширение — больше. Поэтому при совместной деформации в аустенитных зернах будут возникать рас­ тягивающие напряжения, а в ферритных — сжимающие. Кроме того, из-за различия в скоростях протекания ре­

111

кристаллизационных процессов в у- п 6-фазах аустенит наклепывается сильнее и возрастание остаточных напря­ жений может привести к образованию трещин.

Авторы [116] приходят к выводу, что при наличии в жесткой основе менее прочных включений возникнове­ ние в них разрывов можно объяснить локализацией пла­ стической деформации именно в этих включениях, бло­ кированных окружающей более жесткой основой.

Даже малые количества аустенита в ферритной матрице могут рассматриваться как более жесткие включения, тормозящие развитие деформации и являю­ щиеся концентраторами напряжений.

Детальное исследование технологических свойств двухфазных сталей при горячей пластической деформа­ ции было проведено М. И. Синельниковым '. Для срав­ нения свойств фаз стали 1Х21Н5Т в работе [117] проведено исследование модельных сплавов типа Х21Н1Т (о. ц. к.) и Х21Н13Т (г. ц. к.). Результаты определения крутящего момента, предела прочности при статическом и динамическом растяжении в интервале 850—1250° С и горячей твердости показали, что во всем этом интерва­ ле температур хромоникелевый аустенит имеет более вы­ сокое сопротивление пластической деформации по срав­ нению с ферритом, причем с увеличением скорости деформации эта разница возрастает.

Упрочнение двухфазной стали в процессе непрерыв­ ной горячей деформации происходит в основном за счет увеличения предела прочности аустенитной составляю­ щей, тогда как упрочнение феррита незначительно. Это явление объясняется, в частности, повышенной диффузи­ онной подвижностью атомов в о. ц. к. решетке по сравне­ нию с г. ц. к., что обусловливает большую скорость ре­ кристаллизации наклепанного феррита. Как показали результаты рентгеноструктурного анализа, микронапря­ жения (Аа/а) в аустените во всем исследуемом интерва­ ле температур были значительно выше, чем в феррите, причем величина блоков в феррите после прокатки при 900—1000° С меньше, чем в аустените.

В то же время деформация при 1100—1200° С приво­ дит к мгновенной рекристаллизации феррита, тогда как1

112