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

7. Сталь 0Х18Г8Н2Т (К0_3)

Эта сталь была разработана в ЦИИИЧМ А. П. Гу­ ляевым и Т. А. Жадан [24, с. 30] и освоена в виде тол­ стого листа на заводе «Красный Октябрь». Она облада­ ет хорошей технологичностью в процессе металлургиче­ ского передела и сравнительно малой склонностью к ох­ рупчиванию, что обусловлено повышенной стабильно­ стью фазового состава и меньшим содержанием хрома по сравнению со сталями типа Х21Н5Т. Частичная за­ мена никеля марганцем привела к удешевлению стали

Температура отпуска,°С

Рис. 47. Влияние температуры и времени старения цифры у кривых на свойства стали 0Х18Г8Н2 без титана (а) и с титаном (б)

150

и сохранению двухфазной структуры в широком интер­ вале температур:

снижение ударной вязкости закаленной стали наблюда­ ется после выдержки 1 ч при 600—700° С; 100 ч старе­ ние приводит к сильному охрупчиванию материала вследствие выделения о-фазы (рис. 47).

По данным фазового анализа количество этой фазы после 100 ч выдержки при 700° С составило 2,5%, а со­ держание хрома в o'-фазе 32,5% [24, с. 37]. Фрактографическое исследование показало, что трещина разруше­ ния в охрупченных образцах проходит по границам ст-фазы.

Растворение a-фазы, образовавшейся в результате длительных выдержек при 600—700° С, происходит при нагреве до 900° С, что приводит к восстановлению пла­

Фазовый анализ стали с различным содержанием ти­ тана показал, что введение 0,4% Ti в нестабилизированную сталь 0Х18Г8Н2 приводит к существенным измене­ ниям в количестве и составе карбидных и интерметаллидных фаз в процессе отпуска [24, с. 37]. Как видно из данных, приведенных в табл. 23, в стабилизированной стали после 500 ч старения при 700° С резко уменьшается количество Ме23Сб (примерно в 4 раза) и почти вдвое возрастает выход cr-фазы, что объясняется обеднением хромом приграничных зон в нестабилизированной струк­ туре вследствие выделения карбидов хрома.

151

Т а б л и ц а 23

ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ ФАЗ В СТАЛИ 0Х18Г8Н2 И 0Х18Г8Н2Т

Рис. 48. Изменение количе­

При этом скорость выделения карбидов титана в ста­ билизированной стали превышает скорость образова­ ния хромистых карбидов Л1е2зСб (рис. 48). Эти данные являются еще одним свидетельством в пользу целесооб­ разности введения в двухфазные стали строго опреде­ ленного. количества титана с целью уменьшения их склонности к МКК (см. п. 1). Дальнейшее улучшение механических и коррозионных свойств этой стали может быть достигнуто путемвведения в ее состав молибдена

(Жадан Т. А. [15, с. 76]).

152

8. Сталь 0Х20Н6МД2Т (ЭП309, ВНС-4)

Эта марка стали и технология производства листа и ленты из нее были разработаны коллективом сотрудни­ ков ВИАМ и завода «Серп и молот» [144]. Сталь аусте­ нито-ферритная, относится к дисперсионнотвердеющим и обладает в состаренном состоянии повышенными проч­ ностными свойствами и высокой коррозионной стойко­ стью за счет введения в ее состав таких элементов, как медь, молибден и титан.

Структура стали 0Х20Н6МД2Т (ЭП309, ВНС-4) пос­ ле закалки с 950—1050°С обычно содержит. 40—60% 6-феррита, что достигается за счет как рационального легирования, так и контроля фазового состава литой пробы при выплавке магнитным методом. Аустенит в стали ВНС-4 гораздо более стабилен, чем в ЭП53 и ЭИ811. Он не склонен к распаду при глубоком охлажде­ нии, а влияние холодной пластической деформации на величину магнитного насыщения закаленной стали вид­ но из данных, приведенных в табл. 24.

Повышение температуры нагрева под закалку приво­ дит к увеличению количества 6-феррита и повышению твердости стали, что можно, по-видимому, объяснить большей легированностью твердого раствора и протека­ нием начальной, стадии его распада в процессе охлажде­ ния. При медленном охлаждении прочностные свойства металла несколько повышаются. Так, прирост пределов текучести и прочности нормализованного листа толщи­ ной 2 мм по сравнению с закаленным может составлять 50—80 Мн/м2 (5— 8 кгс/мм2), а уменьшение относитель­ ного удлинения 65=4-^7% .

153

Особенно опасны с этой точки зрения медленное ох­ лаждение металла в стопе и рулоне и травление в ще­ лочном расплаве при температурах выше 420° С. Поэто­ му для повышения пластичности металла в процессе производства холоднокатаного листа и ленты необходи­ мо производить ускоренное охлаждение после термооб­ работки и соблюдать установленную (380—420° С) тем­

пературу щелочной

154

температурах отпуска этой стали происходит выделение различных фаз. Основной эффект упрочнения при крат­ ковременном низкотемпературном (до 500° С) старении связан с перераспределением атомов меди и молибдена внутри твердого раствора. Начальная стадия выделения меди состоит в образовании зон в о. ц. к. твердом раство­ ре, накладываясь таким образом на процесс расслоения в системе Fe — Сг (475-градусная хрупкость).

Дисперсные равноосные частицы е-фазы размером

О

10—15 нм (100—150 А) наблюдались при прямом электроииомикроскопическом исследовании фольг из стали ЭП309 после 1000 ч старения при 500° С и выдержки 1 ч

ные частицы другой интерметаллидной фазы, которая по результатам расчета микроэлектронограмм была рас­ шифрована ими как NimTinCx- с упорядоченной г. ц. к. ре-

О

щеткой и периодом а.= 1,15 нм (11,5 А) (а = 4 а0). Вве­ дение 0,27% А1 в сталь 0Х20Н6МД2Т усилило степень ее упрочнения и охрупчивания при старении. При этом наб­ людалось уменьшение размеров частиц е-фазы, а также увеличение общего объема выделений титансодержащей упорядоченной интерметаллидной фазы. Кроме того, оказалось, что алюминий задерживает коагуляцию е-фа­ зы, в связд с чем повышенная (600° С) температура ста­ рения обеспечила удовлетворительное сочетание прочно­ стных и пластических свойств.

Эти данные очень важны, так как содержание оста­ точного алюминия в промышленных плавках стали ЭП309 может достигать 0,10—0,17%.

Для повышения пластичности сварных соединений из стали ЭП309 рекомендуется применение закалки сварно­ го шва перед старением. Этот способ является надеж­ ным и обоснованным, так как при этом происходит выде­ ление вторичного аустенита из перегретой ферритной структуры шва и околошовной зоны. О. Б. Данилина [41] убедительно показала, что минимальная пластич­ ность основного металла и сварного шва стали 0Х20Н6МД2Т соответствует отпуску при 475—500° С, причем четко выраженный транскристаллитный харак­ тер разрушения зерен 6-феррита наблюдается после на­ грева при 400—450° С, когда твердость сердцевины зер­ на еще невысока. (Измерение микротвердости показало,

155