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

Эти данные свидетельствуют о том, что решающую роль в уменьшении склонности двухфазных сталей к МКК иг­ рает не повышенное содержание хрома в ферритной со­ ставляющей, а более высокая диффузионная подвиж­ ность его в о. ц. к. решетке по сравнению с г. ц. к.

Как видно из данных о влиянии степени деформации при холодной прокатке на склонность стали 1Х18Н2АГ5

к межкристаллитной коррозии после провоцирующего отжига (табл. 27), сталь выдерживает испытания на МКК при обжатии е)2*24%. Увеличение степени дефор­

мации в пределах 6—20% вызывает уменьшение склон­ ности к МКК, что явно следует из уменьшения прироста удельного электросопротивления (Ар/р) после кипя­ чения.

Эти данные послужили основой для проверки воз­ можности повышения стойкости стали против МКК за счет холодной прокатки и низкотемпературной закал­ ки. При этом исходили из того, что после кратковремен­

П р и м е ч а н и е . При испытании образцов бея провоцирующего отжига (ГОСТ 6032—58) металл оказался не склонным к МКК после всех режимов термической обработки.

стичио сохранит двухфазную (аустенит плюс отпущен­ ный мартенсит) структуру, которая, как было показано выше, обеспечивает стойкость против МКК- В то же вре­ мя низкотемпературная закалка обеспечивает хорошее сочетание прочностных и пластических свойств иагарто-

тивный конструкционный материал, который может най­ ти применение в ряде отраслей народного хозяйства.

Следует отметить, что, помимо у—ьМ-превращения, определенную роль в повышении стойкости нагартованной стали ЭП26 против МКК играет также то, что' при провоцирующем отжиге выпадают дисперсные карбиды по плоскостям скольжения. Однако, как показали ре­ зультаты испытаний на МКК нагартованных (е=30% ) образцов стали марок 2Х13Н4АГ9 и 1Х18Н4Г8 со ста­ бильным аустенитом, наклеп при отсутствии у—>-М-прев- ращения не обеспечивает стойкости против МКК. Для получения коррозионностойкого материала необходимо сочетание обоих перечисленных факторов — двухфазной структуры и выделения карбидов по плоскостям сколь­ жения внутри зерна.

10. Сталь Х25Н20С2 (ЭИ283)

Эта широко известная сталь давно применяется в технике высоких температур и относится к аустенитному классу. Однако определенная часть металла промыш­ ленных плавок имеет в своей структуре некоторое количе­ ство 6-феррита, который оказывает существенное влия­ ние на ударную вязкость стали и ее пластичность при горячей прокатке. Для более подробного исследования структуры и свойств стали после различных режимов термообработки были взяты образцы двух пластичных чисто аустенитных плавок (А, Б) и двух аустенито-фер­ ритных плавок с пониженной пластичностью (В, Г), при прокатке которых появились рванины на боковых кром­ ках и поверхности листа. Химический состав стали при­ веден в табл. 29.

Результаты определения ударной вязкости стали при высоких температурах, приведенные ниже, отчетливо свидетельствуют о том, что сталь с аустенитной струк-

162

турой имеет высокие значения ан при 1100—1150° С. При понижении температуры испытания наблюдается замет­ ное падение а п, связанное с выделением карбидов, одна­ ко уровень ударной вязкости сохраняется еще достаточ­ но высоким и обеспечивает отсутствие разрывов при го­ рячей прокатке.

Приведем значения ударной вязкости плавок Б и Г в зависимости от температуры испытания:

понижается в интервале 800—1050° С вследствие выде­ ления карбидов и сг-фазы.

Изучение влияния температуры закалки на структуру и свойства стали разных плавок показало, что практиче­ ски полное разупрочнение горяче- и холоднодеформированного листа наблюдается после 5 мин нагрева при тем­

ГОСТ 5582—61 [ав^550 МН/м2 (55 кгс/мм2), б5>35% ],

однако ударная вязкость материала оказывается суще-

ственно пониженной по сравнению с закалкой от 1100° С, что связано с неполным растворением карбидов и ст-фа- зы (рис. 51). Изучение кинетики процессов карбидообразоваиия и сигматизации показало, что скорость образова­ ния a-фазы в плавках с аустенито-ферритной структурой

W00

Рис. 51. Влияние температуры закалки па механические свойства деформированной стали Х25Н20С2:

I — плавка А; 2 — плавка В

значительно превосходит скорость выделения карби­ дов, что особенно заметно при низких (600—700° С) тем­ пературах отпуска. Так, выдержка 2 ч при 600° С не при­ вела к снижению ударной вязкости металла чисто аусте­ нитной плавки, тогда как а„ двухфазных образцов (плавки В и Г) после аналогичной обработки упала вдвое (рис. 52).

164

Выделение карбидов из аустенитной матрицы почти

держки практически приводят к завершению карбидообразования. В то же время полная сигматизация феррит­ ной составляющей наблюдается после 10 мии отпуска при 700° С и 5 мни пребывания двухфазного металла (плавка Г) в интервале 750—950° С, причем наиболее интенсивное' снижение ударной вязкости наблюдается после 1 мин выдержки при 800° С (см. рис. 52). При ох­ лаждении из гомогенной области с-фаза начинает выде­ ляться при 950° С, а полное растворение ее при нагреве наблюдается после кратковременных (2—4 мин) выдер­ жек при температурах не ниже 1085° С.

Известно, что в чисто аустенитных плавках стали Х25Н20С2 образование a-фазы наблюдается только пос­ ле очень длительных выдержек (сотни часов) при 800—850° С. Приведенные выше данные лишний раз по­ казывают, что наличие б-феррита в структуре на не­ сколько порядков ускоряет процесс сигмаобразоваиия вследствие повышенной диффузионной подвижности атомов легирующих элементов в о. ц. к. решетке по срав­ нению с г. ц. к.

Фазовый анализ выделенных осадков показал, что в охрупченных (800° С, 10 мни) образцах плавки Г коли­ чество ст-фазы составило 3,32%, а содержание карбидов

аустенитной плавки А после отпуска показало, что кар­ биды выделяются в первую очередь по границам зерен и двойников, декорируя выходы дислокаций по линиям скольжения (рис. 53). Необходимо отметить, что грани­ цы аустенитных зерен в структуре образцов, закаленных из гомогенной области, с большим трудом поддаются выявлению при травлении в различных реактивах.

Для повышения пластичности стали Х25Н20С2 при горячей деформации необходимо выплавлять ее с содер­ жанием хрома и кремния ближе к нижнему, а никеля и углерода — ближе к верхнему пределам норм ГОСТ 5632—72, чтобы избежать появления ферритной

166