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

жаиием титана и других ферритообразующих элементов. При замедленном охлаждении или повторном нагреве в интервале 700—1100° С выделяется вторичный аусте­ нит, повышающий пластичность п ударную вязкость стали (см. гл. II).

4. Сталь 0Х22Н6Т (ЭП53)

Эта сталь, отличающаяся от ЭИ811 пониженным (до 0,08%) содержанием углерода и несколько более высо­ ким содержанием хрома и никеля (табл. 18), нашла довольно широкое распространение в химическом ма­ шиностроении [128]. Особенностью этой стали является то, что при содержании легирующих элементов на ниж­ нем пределе норм ГОСТ 5632—61 аустенит является не­ достаточно стабильным и обнаруживает склонность к у-^-М-превращеыию как при вылеживании при комнат­ ной температуре [73], так и, в особенности, при охлаж­ дении после разбалаиснрующего отпуска; это является причиной заметного снижения пластичности металла. Нагрев до высоких температур (1200—1250°С) при сварке расплавлением приводит к получению почти чи­ сто ферритной крупнозернистой структуры после быст­ рого охлаждения и резкому повышению порога хладно­ ломкости почти до комнатной температуры. Если содер­ жание титана в стали находится на верхнем пределе (0,55—0,60%), то последующий нагрев до 500—550°С какого-либо участка сварного шва (например, при пере­ крестной сварке) вызовет катастрофическое охрупчива­ ние вследствие протекания процесса старения.

Повторный нагрев стали с крупным зерном до 700— 1000° С приводит к быстрому образованию вторичного аустенита, выделения которого, как правило, имеют форму игл (пластин), расположенных по границам фер­ ритных зерен, а также по определенным кристаллогра­ фическим плоскостям в теле зерна (см. рис. 6). Однако повышение пластичности стали, состаренной после охлаждения до комнатной температуры, будет на­ блюдаться только в том случае, если зерна выделивше­ гося вторичного у'-аустенита окажутся достаточно ста­ бильными. Если же при охлаждении до комнатной тем­ пературы будет протекать у'-э-М-превращение, то ста­ рение металла с феррито-мартенситной структурой вновь охрупчивает металл, так как процессы дисперсионного твердения протекают и в 6-феррите, и в мартенсите.

144

сл

нических сред. Поэтому стабилизированные молибден­ содержащие хромоннкелевые стали широко применяются в виде литья, а также толстого и тонкого листа и сор­ та для изготовления ответственных изделий в химичес­ ком машиностроении. Как правило, в структуре литого металла наблюдается 2—20% 6-феррита (см. рис. 4), расположенного по осям дендритов, причем как количе­ ство феррита, так и степень его распада на вторичный аустенит и a-фазу зависят от химического состава кон­ кретной плавки и степени дендритной ликвации (послед­ няя определяется массой отливки и скоростью ее ох­ лаждения) .

По данным Э. Гудремона [42], температурный интер­ вал выделения a-фазы в этой стали составляет 500— 900° С. Как показало исследование кинетики распада 6-феррита в литой стали, максимальная скорость про­ цесса соответствует 900° С, когда уже после 15 мин вы­ держки сталь, предварительно закаленная с 1100° С, становится практически полностью сигматизированной:

Проверка влияния температуры закалки и времени выдержки на свойства литой стали показала, что вы­ держка 0,5 ч при 1150—1200° С достаточна для полного растворения a-фазы. При 1100°С требуемые значения ударной вязкости обеспечиваются после 2 ч нагрева. При более низких температурах карбиды хрома и а-фа- зы растворяются не полностью, что приводит к пониже­ нию ударной вязкости.

Следует отметить, что увеличение продолжительно­ сти выдержки при 1150° С способствует уменьшению ликвационной неоднородности вследствие гомогениза­ ции, что приводит к более полной коагуляции феррит­ ных зерен (см. рис. 4, б) и некоторому уменьшению их количества. Естественно, что такая термообработка при­ водит к повышению пластичности металла.

Что касается пониженных механических свойств ли­ того металла отдельных плавок марок 1Х17Н12М2ТЛ и 1Х17Н12МЗТЛ, то, как показал С. М. Гугель [141], ог­ ромное влияние на уровень свойств стали оказывает за­

1'ом числе азота) в стали за счет применения, напри­ мер, продувки аргоном в ковше через пористые пробки также повышает стойкость стали против межкристаллитной коррозии, так как титан, связанный в окислы и нитриды, не в состоянии выполнять свои стабилизирую­ щие функции в качестве карбидообразующего элемен­ та. Поэтому при оценке металла с точки зрения его коррозионной стойкости правильнее пользоваться отно­ шением Ti/C+N, а не Ti/C. Следует также отметить, что для стали этих марок применение провоцирующего от­ жига при 650° в течение 2 ч перед кипячением в серно­ кислом растворе по ГОСТ 6032—58 не является доста­ точно обоснованным, так как этот режим термообработ­ ки вызывает частичную сигматизацию ферритной со­ ставляющей.

6. Сталь 0Х21Н6М2Т (ЭП54)

Согласно [128], аппаратура из этой стали, которая разработана в качестве заменителя 1Х17Н12М2Т, ус­ пешно эксплуатируется на Северо-Донецком химичес­ ком комбинате в средах, содержащих раствор сульфата аммония. После закалки с 950—1000° С в структуре ста­ ли обычно содержится около 50% 6-феррита; при 1150—• 1200° С — примерно 75%, а при 1280—1300° С сталь ста­ новится практически чисто ферритной.

Основными отличиями этой марки стали от 0Х22Н6Т с точки зрения фазовых превращений в процессе терми­ ческой обработки являются большая скорость сигмаобразования вследствие наличия молибдена и повышенная устойчивость аустенита при отпуске и холодной пласти­ ческой деформации (табл. 21).

Практически полное разупрочнение наблюдается при кратковременном нагреве холоднокатаного листа до 980—1000° С. При более высоких температурах закалки наблюдается незначительное снижение прочностных свойств, происходит укрупнение зерна и увеличение ко­ личества ферритной составляющей. По данным [142, 143], существенное падение ударной вязкости вследст­

46). Наличие ц-фазы после термообработки по указан­ ным режимам было подтверждено результатами рент-

148

149