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

10

Рис. 2. Структурные диаграммы нержавеющих сталей по данным работ А. Шеф' флера (а), Л. Прайса н К. Эндверса (б), И. М. Шарапова и Б. Б. Гуляева (в),

Я- М. Потака и Е. А. Сагалевнч (г)

Обозначены результаты определения количества феррита в металле опытных

плавок на рис. 2, б:

# — 0 или следы; О — до 5%; + — 5—10%; X — 10%

11

В литературе имеются и другие данные о влиянии легирующих элементов на содержание 6-феррита в не­ ржавеющих сталях. Так, согласно Дж. Е. Трумену [7], для сталей с 10—17% Сг и 4—10% Ni следует принимать определенные значения коэффициентов.

Для элементов, способствующих появлению 6-ферри­ та, значения коэффициентов следующие:

Для элементов, подавляющих образование б-ферри-

та:

Как видно из приведенных данных, наибольшие раз­ ногласия возникают относительно таких элементов, как кремний, титан, молибден и алюминий. По-видимому, это в какой-то мере объясняется трудностью точного уче­ та влияния азота и неточностью расчетного определения содержания отдельных элементов в твердом растворе.

По нашим данным, хорошее совпадение опытных и расчетного содержания 6-феррита в двухфазных дефор­ мированных сталях наблюдается при подсчете эквива­ лентного содержания хрома по формуле П. Н. Бидули и др. [2], а эквивалентного содержания никеля — по фор­ муле Де Лонга [4], т. е.

Эти данные согласуются с тем, что содержание 6-фер­ рита в литой пробе, как правило, превышает равновес­ ное количество после горячей деформации и закалки.

Помимо диаграммы Шеффлера, для определения не­ больших количеств 6-феррита в аустенитных сталях типа 1Х18Н10Т раньше довольно часто использовали различ­ ные номограммы. В последнее время появились работы, в которых применен подход к построению структурных диаграмм, несколько' отличный от подхода Шеффлера. Так по данным И.М. Шарапова и Б. Б. Гуляева [8, с. 132], для литой стали 1Х18Н9ТЛ, содержащей до 20% 6-фер­ рита, зависимость количества второй фазы в аустенит­ ной матрице от химического состава выражена уравне­ нием

12

где Сгэкв = % Сг + 5,8- % Ti + 0,5- % Si + 0,6- % Al; №э„в = % Ni + 17,0- % С + 0,2- % Mn.

В общем случае для литых стабилизированных не­ ржавеющих сталей с содержанием углерода до 0,1% и соотношениями Ti/C^5,0 и Nb/C^8,0 хромовый и нике­ левый эквиваленты, по данным цитируемой работы, опре­ деляются из следующих выражений:

Сгэкв = % Сг + 1,5- % Si + 5,0- % Ti + 3,0- % Nb + “l- 0,8 • % Mo;

Ni3KB= % Ni + 17,0- % C + 20,0- % N + 0,3- % Mn +

+0,1-% Cu,

азависимость содержания б-феррита в структуре от раз­ ности (Сгэкв—№экв) имеет вид параболы и описывается уравнением

Таким образом, можно считать, что полученная раз­ ность эквивалентов (Сгэкв—№ЭкВ) является основным критерием, характеризующим зависимость фазового со­ става литой стали от ее химического состава. Введение указанного критерия позволило авторам [8] построить обобщенную диаграмму состояния литых нержавеющих сталей при различных температурах (рис. 2, в), которая справедлива для металла, содержащего до 0,15% С, 0— 2% Si, 0—15% Mn, 16—28% Сг, 2—14%, Ni, до 2% Мо, до 0,4% Си, до 0,4% N, до 1,0% Ti н до 2,0% Nb.

Предел текучести (в кгс/мм2)' и относительное удли­ нение литой закаленной стали пропроциональны количе­ ству б-феррита, причем для стали 1Х18Н9ТЛ зависимо­ сти механических свойств от процентного содержания феррита (Ф) выражаются в виде:

сго,2 = 25,0 + 0,41 (Ф), б5 = 47,5 — 0,675 (Ф).

В то же время ударная вязкость закаленной стали, по мнению авторов [8], в основном зависит от количе­

13

ства и расположения карбидов титана и определяется из выражения

ад = 21,5— 174 (% Ti-% С) кгс-м/см2.

Использование. приведенных выше формул и диа­ грамм может существенно облегчить выбор химического состава и режима термической обработки отливки для получения заданных свойств и структуры изделия.

Как уже указывалось, сталь одной и той же марки, но различных плавок, в зависимости от соотношения аустецито- и ферритообразующих элементов может сущест­ венно различаться по фазовому составу.

Особенно чувствительны к колебаниям химсостава в пределах марочного анализа стали с невысоким содержа­ нием никеля типа X2IH5T и высококремнистые стали ти­ па Х18Н12С4ТЮ. Поэтому при выплавке двухфазных сталей для обеспечения требуемого фазового состава применяются специальные меры (см. п. 4 настоящей гла­ вы) .

Следует отметить, что в рассмотренных диаграммах все легирующие элементы условно отнесены или к ана­ логам хрома, или к аналогам никеля. Этим в значитель­ ной степени учитывается влияние их на количество 6- феррита в стали, но совершенно не учитывается влияние их на температуру начала мартенситного превращения Мп. Например, алюминий по ферритообразующему дей­ ствию заметно превосходит хром, однако, в отличие от него, способствует не стабилизации аустенита [9], а по­ вышению точки Мн. Поэтому большой интерес представ­ ляет предложенная Я. М. Потаком и Е. А. Сагалевич [ 10] структурная диаграмма деформируемых нержавею­ щих сталей (рис. 2, г), которая позволяет полуколичест­ венно определять фазовый состав сталей аустенито-мар­ тенситного, мартенсито-ферритного и аустенито-феррит- иого классов. Наиболее существенным отличием этой диаграммы является то, что по осям координат отклады­ ваются хромовые эквиваленты ферритообразования (аб­ сцисса) и мартенситообразования (ордината), причем последний рассчитывается по степени влияния всех леги­ рующих элементов на температуру начала мартенситно­ го превращения.

Для расчета эквивалентов приводятся следующие формулы:

Сг£в = %Сг — 1,5 • %N1-ь 2 • %Si — 0,75 • %Мп —

- к (%с + %N) + %Мо + 4- % А1 + 4- %Ti -I-

14

—J—1,5• %V + 0,5 - % W -j- 0,9 - % Nb — 0,6 - %Co — 0,5- %Cu;

Cr*. = 20 — [%Cr -j- 1,5 • % Ni + 0,7 • %Si + 0,75 • %Mn +

+ *M(%C + % N) + 0,6 • %Mo + 1,5- % V -i- 1,1 • %W -!-

+ 0,2- %Co+ 0,2 -%Cu + 1,9-%Ti — 0,1 - %A1].

Значения коэффициентов кф и йм не являются посто­ янными, а уменьшаются с повышением суммы (C+N) в соответствии с кривыми, приведенными в левом ниж­ нем углу диаграммы, так как с увеличением содержания (C+N) степень аустенитообразующего действия этих элементов уменьшается. Следует обязательно помнить, что содержание азота практически во всех нержавеющих сталях составляет 0,015—0,025%, поэтому эту величину необходимо учитывать при подсчете эквивалентов в тех случаях, когда анализ на азот не производился.

Представленная диаграмма соответствует структуре сталей после закалки с 1050—1100° С. Эти температуры наиболее часто выбираются при термической обработке нержавеющих сталей, так как при этом практически полностью растворяются карбиды хрома в нестабилизмрованных сталях, а интенсивный рост количества б-феррита обычно наблюдается при более высоких тем­ пературах (1200—1250°С).

По данным авторов [10], при увеличении содержания никеля в стали свыше 5% его влияние на уменьшение количества б-феррита несколько снижается, поэтому ко­ эффициент ферритообразования для сталей с 5—10% Ni рекомендуется принимать равным 2,5+ %Ni.

Необходимо также учитывать, что для получения бо­ лее точных результатов необходимо принимать в расчет только то количество легирующих элементов, которое находится в твердом растворе после закалки с 1050— 1100° С. В особенности это относится к таким элементам, как углерод, азот, титан, алюминий, ниобий. В работе [10] принято, что для сталей с — 0,1 % С количество ти­ тана, связанного в карбиды, составляет 0,2—0,3%’ (рис. 2, г), а количество углерода в TiC — 0,25 от содер­ жания связанного титана (по стехиометрической фор­ муле) .

В ниобийсодержащих сталях в карбиды связана по­ ловина от общего количества ниобия; в этом случае со­ держание углерода в твердом растворе может быть оп­ ределено по формуле

' [ % С] = % С — 0,5 ■% Nb/7,5.

15

В сталях, легированных титаном или алюминием, ос­

Еще одним существенным отличием приведенной структурной диаграммы от диаграммы Шеффлера явля­ ется то, что количество 6-феррита с изменением степени легированное™ стали изменяется весьма неравномерно. Особенно трудно подавить появление малых количеств 6-феррита. Поэтому расстояния между прямыми, раз­ граничивающими области 0, 10, 20% и т. и. 6-феррита на диаграмме Потака и Сагалевич, показаны неодина­ ковыми.

2. Влияние температуры нагрева на состав и соотношение фаз

Как видно из представленных на рис. 1 политермических разрезов диаграмм состояния систем Fe—Cr—Ni и Fe—Cr—Мп, безуглеродистые высокохромистые стали кристаллизуются с образованием 6-феррита. При даль­ нейшем охлаждении происходит частичная фазовая пе­ рекристаллизация с образованием большего или мень­ шего (в зависимости от химического состава сплава) количества равновесного аустенита—-у-фазы.

Авторы работы [11], исследовавшие особенности кристаллизации и структуры аустенито-ферритных ста­ лей, показали, что количество феррита при температуре затвердевания в сильной степени зависит от содержания в них углерода. Так, например, сталь типа Х18Н9 с со­ держанием углерода <10,075% при температуре солидус имеет чисто ферритную структуру:

16

« *

В первую очередь кристаллизуются обогащенные хромом и обедненные никелем оси дендритов, в которых

Равновесное соотношение основных структурных со­ ставляющих двухфазных сталей — аустенита и 6-ферри­ та — в сильной степени зависит от состава стали и тем­ пературы нагрева.

Из рис. 1 видно, что сталь типа Х20Н5 после закалки с 1300° С в соответствии с диаграммой состояния должна иметь чисто ферритную структуру, тогда как при 800° G количество у- и 6-фаз должно быть практически одина­ ковым. Эту важную особенность двухфазных сталей не­ обходимо иметь в виду и при использовании диаграммы Шеффлера для оценки структуры горячедеформированной и термически обработанной стали. На основании данных различных исследователей можно считать, что количество 6-феррита в стали достаточно хорошо опре­ деляется положением точки заданного состава в том слу­ чае, если закалка образца производится от 1000—

1050°С.

При повышении температуры закалки малоуглеро­ дистых сталей наблюдается существенное увеличение магнитного насыщения, пропорционального количеству 6-феррита (табл. 1). Так как аустенит является пара­ магнитной фазой, а 6-феррит ферромагнитен, магнито: метрический анализ является очень удобным методом быстрой и точной оценки структуры стали.

Если бы была точно известна величина магнитного'

в двухфазной стали свелось бы к арифметической зада­ че с одним действием, так как определение 4nls испыту­ емого образца в магнитометре производится весьма просто и эта методика хорошо известна. Величину

4я-/, 1UU%о можно подсчитать для каждой стали по ее химическому составу при помощи эмпирической формулы

(туанв^-техничв-кая f Оиблиотвнв Г.Г.1'в I