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

в аустенитных зернах наблюдаются лишь первые при­ знаки рекристаллизации, а в основном процесс разупроч­ нения г. ц. к. решетки происходит путем образования полигональной субструктуры.

Следует отметить, что такая точка зрения на кинети­ ку процессов рекристаллизации в сталях с о. ц. к. и г. ц. к. структурой не является общепринятой. В работе [118] утверждается, что скорость рекристаллизации после одинаковых степеней деформации при непрерыв­ ном охлаждении у ферритной стали меньше, чем у аусте­ нитной, что объясняется более однородной деформацией стали с о. ц. к. решеткой за счет большего числа воз­ можных систем скольжения, в связи с чем облегчается протекание в них полигонизационных процессов.

В настоящее время, по-видимому, нельзя противопо­ ставлять указанные воззрения, поскольку они основаны на исследованиях различных материалов (в частности, в работе [118] изучали трансформаторную сталь и сталь 1Х18Н10Т). Кроме того, следует также учитывать, что при горячей прокатке двухфазных сталей деформация ферритных зерен, расположенных внутри аустенитной матрицы, будет далеко не однородной, как в случае од­ нофазной стали. Поэтому представляется достаточно убедительным объяснять повышенную скорость разуп­ рочнения ферритной составляющей двухфазных Сг—Ni сталей при горячей пластической деформации тем, что процессы отдыха и рекристаллизации в ней проходят быстрее, чем в аустенитных зернах.

Помимо более низких скоростей диффузии, сущест­ венное влияние на повышенные прочностные свойства аустенита при. высоких температурах оказывает труд­ ность поперечного скольжения в г. ц. к. решетке.

Следствием различия механических свойств струю турных составляющих двухфазной стали является преи­

никновению в аустенитных зернах растягивающих на­ пряжений в плоскости прокатки. Двухосное растяжение в микрообъемах аустенита снижает сопротивление раз­ рушению и является одной из основных причин понижен­ ной пластичности двухфазных нержавеющих сталей.

Очень интересен и практически чрезвычайно важен вопрос о выборе оптимального температурного интерва­ ла горячей прокатки аустенито-ферритных сталей. Он

тесно связан с влиянием температуры нагрева на фазо­ вый состав стали. Схематическая зависимость пластич­ ности от соотношения количеств фаз в двухфазных сталях представлена на рис. 37, а [119], а общая кри­ вая пластичности Cr—Ni, Сг—Ni—Мп и Cr—Ni—Si ста­ лей в зависимости от фазового состава — на рис. 37, б [117]. Из приведенных диаграмм следует, что макси­ мальную пластичность имеют однофазные стали. Соглас-

ности нержавеющих сталей

20 40 ВО 80 100

Содержание 6-феррита, %

но [117], пластичность чисто ферритных хромистых сталей значительно выше, чем аустенитных. Эти данные хорошо согласуются с практикой производства нержаве­ ющих сталей. Однако опыт завода «Серп и молот» сви­ детельствует о том, что при горячей прокатке сортовой заготовки такого резкого снижения пластичности аусте­ нитных сталей при содержании б-феррита в количестве 5—10% (см. рис. 37, б), как правило не наблюдается. По нашим данным, появление рванин при прокатке аустенито-ферритной стали 15Х18Н12С4ТЮ (ЭИ654) наблюдается при содержании a -фазы в количестве более 15—20%, тогда как при меньших ее содержаниях (до 10%) сталь деформируется вполне удовлетворительно.

Об этом же свидетельствуют результаты исследова­ ния пластических свойств этой стали на пластометре НИИМ [120], которые показали заметное снижение пластичности при температурах выше 1180° С, когда на­ блюдается существенное увеличение количества б-фер­ рита в структуре металла. Следует отметить, что рас­ пространение трещины разрушения наблюдается в по­

114

давляющем большинстве случаев по границам у/6, что является непосредственным следствием разной пластич­ ности структурных составляющих.

Непосредственное металлографическое исследование процесса высокотемпературной деформации двухфазных сталей на установках типа ИМАШ-5С позволило авто­ рам работ [117, 121] выяснить некоторые особенности механизмов деформации и зарождения трещин разру­ шения.

Обнаружено, что при всех температурах основной вклад в деформацию (до 70—80% общей деформации) вносит тонкое скольжение [ 121].

аустенита тормозят пластическое течение ферритной матрицы1, поэтому зарождение трещины на межфазной границе б/у может быть описано моделью Стро—Мотта.

В сталях с ферритной матрицей при большем содер­ жании уФ азы преобладающая деформация 6-феррита создает в аустенитных зернах напряженное состояние двухосного растяжения, снижающее их пластичность и приводящее к зарождению микротрещин в у-фазе.

Образование трещин в аустенито-ферритных сталях может наблюдаться как в ферритных зернах, окруженных более прочным аустенитом, так и в аустенитных у вер­ шины тонких ферритных включений, играющих роль надреза. Согласно данным работы [122], уровень пла­ стичности двухфазных сталей определяется соотношени­ ем фаз в структуре металла, от которого зависит меха­ низм зарождения трещин разрушения. В работе подчер­ кивается, что механизм разрушения не зависит от температуры деформации и определяется лишь фазовым составом и распределением фаз в структуре металла.

Противоположное мнение высказано авторами рабо­ ты [123], установившими, что трещина при деформации 1Х21Н5Т выше 1200° С образуется по границам феррит­ ных зерен, тогда как при более низких температурах зарождение трещины происходит в аустените, а разви­ тие— в обеих фазах. Граничная температура (1200° С) соответствует резкому переходу от структуры с примерно

1 Ш и н Р. Г. Исследование причин нарушения сплошности листов из нержавеющих сталей марок типа 1Х21Н5Т при горячен прокатке. Автореф. канд. дне. М., 1967.

равным содержанием 6- и -у-фаз к структуре, в которой преобладает 6-феррит.

При повышении температуры деформации количест­ во ферритной фазы заметно возрастает, поэтому для большой группы сталей с содержанием аустенита менее 40% весьма целесообразен высокотемпературный ин­ тервал горячей прокатки, когда сталь может практиче­ ски целиком оказаться однофазной. Так как при прокатке на обычных станах (непрерывных и линейных) проис­ ходит существенное понижение температуры раската, идеальными условиями деформации следует считать прокатку на станах с .моталками в печах (при условии повышения температуры подогрева до требуемого уров­ н я — 1200—1250° С). Однако и при прокатке листовой стали марки 1Х21Н5Т (ЭИ811) на непрерывном стане повышение температуры нагрева слябов до 1290— 1310° С привело к заметному увеличению выхода годного

[24, с. 200].

В условиях полистного производства на станах горя­ чей прокатки необходимо обращать особое внимание на качество поверхности металла. Дело в том, что при от­ сутствии гидросбива высокотемпературный нагрев мо­ жет привести к значительному окалинообразованию и образованию такого дефекта, как вкатанная окалина. Кроме того, ферритная составляющая двухфазных ста­ лей склонна к налипанию на валки, что также ухудшает поверхность листа. В этих условиях необходимо произво­ дить прокатку на водоохлаждаемых валках и применять умеренные температуры нагрева сутунки. Большую роль при этом играет правильный подбор температурного ин­ тервала горячей деформации феррито-аустенитных и ау­ стенито-ферритных сталей. М. И. Синельников [117] отмечает, что во всем интервале температур наблюда­ ется практически одинаковая разница в деформируемо­ сти феррита и аустенита в стали Х21Н5Т. Однако по опыту завода «Серп и молот» и по данным Р. Г. Шина наиболее высокая пластичность двухфазных сталей на­ блюдается в интервале температур 950—1050° С, в кото­ ром уменьшается разница в механических свойствах аустенитной и ферритной составляющих. При этом усло­ вия деформации обеспечивают наименьшую величину растягивающих напряжений, приводящих к возникнове­ нию трещин в металле.

Этими же соображениями можно объяснить благо­

116

приятное влияние кремния иа горячую пластичность двухфазных сталей. Поскольку легирование кремнием приводит к упрочнению ферритной составляющей, при этом уменьшается различие в прочности у- и 6-фаз при высоких температурах, а следовательно, и неоднород­ ность микронапряжений [122].

Помимо количества 6-феррита в структуре аустенито­ ферритных сталей, существенное влияние на свойства металла оказывает также его форма. Дробление вытя­ нутых зерен второй фазы и их глобуляция способствует повышению пластичности. Следует также иметь в виду, что небольшое содержание 6-феррита, сравнительно ма­ ло ухудшающее пластические свойства хромоникелевых сталей, значительно затрудняет деформацию металла, легированного алюминием и, особенно, марганцем.

Возможно, что здесь играет роль то, что технология выплавки и раскисления этих сталей еще недостаточно освоена.

Помимо грубых трещин, возникновение которых при горячей прокатке приводит к окончательному браку, одним из наиболее часто встречающихся дефектов двухфазных сталей являются глубокие плены на поверх­ ности вследствие местных нарушений сплошности. Причинами этих дефектов могут служить как нарушения установленных режимов нагрева или превышение допу­ стимой степени деформации при горячей прокатке, так и недостаточная раскисленность металла или повышен­ ная загрязненность его неметаллическими включениями, в частности пленочными окислами. По данным [124], сильное влияние на образование рванин по кромкам по­ лосы при прокатке оказывает углерод — зарождение и распространение трещин при горячей деформации нестабилизированной стали Х25Н6 наблюдалось по погранич­ ным выделениям карбидов типа Сг2зСб при содержании углерода не ниже 0,03%. Легирование титаном в количе­ стве не менее 4 -(С—0,03%) приводило к устранению рванин вследствие образования стабильных равномерно распределенных карбидов TiC.

По мнению Эльфмарка *, исследовавшего пластич­ ность хромистых и хромоникелевых сталей в интервале температур 900—1000° С, плохая деформируемость аус­ тенито-ферритных сталей в основном связана не с двух-1

1 РЖ «Металлургия», 1966, № 10, Реф. 10И619.

117

фазной структурой) а с наличием в стали азота, вредное влияние которого можно устранить добавками титана.

Вообще хромистые и хромоникелевые нержавеющие стали содержат значительное количество азота. Однако, по нашему мнению, вряд ли справедливо считать ответ­ ственными за пониженную пластичность двухфазных сталей только нитриды или карбиды хрома. Дело в том, что имеются данные [125] о зарождении трещин разру­ шения (правда, при низкотемпературных испытаниях) именно у карбонитридов титана Ti (С, N). Кроме того, хорошо известно, что особенно неблагоприятно сказыва­ ется на пластичности металла при горячей прокатке строчечное расположение частиц Ti(C, N) вблизи по­ верхности. Эти строчки могут играть роль концентрато­ ров напряжений и явиться непосредственной причиной разрушения металла. Аналогичные данные приведены в монографии Ф. А. Ксензука и Н. А. Трощенкова [126].

Естественно, что применение рафинирующих пере­ плавов (ВДП или ЭШП), приводящее к существенному уменьшению содержания неметаллических включений и карбонитридов в стали, заметно повышает технологичес­ кую пластичность при горячей прокатке.

По данным [127], электрошлаковый переплав умень­ шает содержание 6-феррита в стали 1Х15Н5АМ2 и сдви­ гает область его появления при нагреве до 1250° С.

Согласно [128], повышение пластичности аустенито­ ферритных сталей с небольшим содержанием 6-феррита может быть достигнуто также путем отработки техноло­ гии раскисления с присадкой микродобавок бора, SiCa и редкоземельных металлов, что связано с рафинировани­ ем границ зерна и повышением межкристаллитного сцеп­ ления.

Кроме того, согласно [129], присадки РЗМ (церия, лантана, неодима или мишметалла) заметно уменьшают содержание 6-феррита в стали Х17Н2 и изменяют его форму, что также способствует повышению пластичности металла при горячей деформации.

Отмечая положительное влияние малых добавок на технологическую пластичность двухфазных сталей, сле­ дует одновременно подчеркнуть их благотворное воздей­ ствие также на служебные свойства готовых изделий. В частности, обнаружена [129] меньшая (в 2 и более раз) склонность стали Х17Н2 с РЗМ и бором по сравне­ нию с немодифицированной к коррозионному разруше-

118

мшо, что обусловлено повышением концентрации хрома и никеля в пограничной с б-ферритом области за счет модифицирования.

По данным М. Я- Дзугутова [27] и других исследова­ телей, повышение пластичности двухфазных сталей на­ блюдается при коагуляции б-феррита. Поэтому высоко­ температурный нагрев во многих случаях необходим при прокатке слябов даже из таких марок аустенито-феррит­ ных сталей, у которых он приводит к некоторому увели­ чению содержания a -фазы сверх оптимального. При этом более благоприятная форма зерен второй фазы будет играть большую роль, чем ее повышенное содержание при температурах горячей прокатки.

2.Сверхпластичиость двухфазных сталей

Впоследние годы внимание многих исследователей привлекла проблема аномально высокой пластичности металлов и сплавов при высокотемпературной деформа­ ции. Это явление, которое заключается в том, что дефор­ мация металла протекает равномерно без образования шейки до самых высоких степеней деформации (сотни процентов) без каких-либо признаков наклепа, получило название сверхпластичности. Этот эффект, который до последнего времени обнаруживали в основном у сплавов цветных металлов, имеет диффузионную природу, так как он связан главным образом с фазовыми и структур­ ными превращениями. Как правило, сверхпластичность обнаруживается у двухфазных сплавов с мелкозернис­ той структурой (например, в эвтектиках) при определен­ ных температурах и скоростях деформации, когда рез­ кое увеличение пластичности обеспечивается интенсив­ ными потоками атомов металла вследствие протекания

впроцессе деформации фазовых превращений. В рабо­ тах [124, 130] приведены интересные результаты иссле­ дования явления сверхпластичности в феррито-аустенит­ ных хромоникелевых сталях. Было показано, что этот эффект достигается в случае особой структуры, пред­ ставляющей дисперсные аустенитные зерна в ферритной матрице (рис. 38). Такая структура, получившая в ан­

глийской литературе название microduplex, возникает после нагрева сталей типа 00Х25Н6Т или 00Х27Н7ТЮ (IN744X) [130] до температуры не ниже 1200° С, обес­ печивающей растворение у-фазы в феррите, и последую­

119

вании, вследствие непредвиденных задержек на стане, довольно часто наблюдаются случаи хрупкого растрески­ вания катанки при транспортировке. Недостаточная ин­ тенсивность охлаждения бунтов проволоки при закалке приводит к местному снижению пластичности вследствие частичной сигматизации, что, как правило, выявляется при волочении (повышенная обрывность). Недопустима термическая обработка в камерных печах туго смотан­ ных бунтов массой более 25—30 кг, особенно при диа­ метре проволоки менее 3 мм, так как при этом резко ухудшаются условия теплоотдачи.

Вследствие высокой скорости рекристаллизации и

шим волочением обеспечиваются при закалке в протяж­ ных пламенных печах («в нитку») с быстрым охлаждени­ ем в водяной ванне сразу же на выходе из камеры на­ грева. Однако при этом необходимо учитывать, что вследствие низких значений пределов прочности и осо­ бенно текучести при высоких температурах двухфазная проволока гораздо больше склонна к «утяжке» (умень­ шению диаметра) из-за плохой регулировки намоточных и размоточных барабанов, чем чисто аустенитная. По­ этому к механическим устройствам термических агрега­ тов предъявляются весьма высокие требования, которые еще больше ужесточаются при уменьшении диаметра проволоки менее 3 мм.

При термической обработке проволоки этих марок з протяжных печах или термотравильных агрегатах недо­ пустимы даже сравнительно непродолжительные оста­ новки намоточных барабанов, так как в этом случае на одном из участков между камерой нагрева и водяной ванной проволока будет находиться в интервале темпе­ ратур сигмаобразования, что, ввиду очень малой продол­ жительности инкубационного периода процесса распада б-феррита, может привести к местному охрупчиванию материала.

При термической обработке листовой стали, которая обычно осуществляется в проходных роликовых печах, из-за пониженного предела текучести выше 1000° С пе­ редние концы отдельных листов иногда под действием силы тяжести изгибались вниз и листы уходили под ро­ лики.

121