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

Т а б л и ц а 35

В Л И Я Н И Е Т Е М П Е Р А Т У Р Ы З А К А Л К И ' Н А С В О Й С Т В А С Т А Л И Х 32Н 8 (П Л А В К А 1 — Ч И С Л И Т Е Л Ь , П Л А В К А 4 - З Н А М Е Н А Т Е Л Ь )

1 В р ем я в ы д ер ж к и — 5 м ин .

6-феррита в процессе высокотемпературной закалки бы­ ли приведены в п. 1 гл. II.

Повышение температуры закалки и укрупнение зер­ на приводят также к замедлению процесса образования о-фазы, а кроме того, и к усилению степени охрупчива­ ния н упрочнения стали при низкотемпературном (450— 475° С) отпуске.

Определение энергии активации процесса упрочнения, которое производилось по кинетическим кривым твер-

174

дости при 400—475° С (рис. 57), дало Q ^272 кДж/г-

атом [65 ккал/г-атом]. Эта величина относится ко всему процессу без учета влияния каждой его стадии (нали­ чие двухстадийности отчетливо видно на кривых изме­ нения физических и механических свойств — в первую очередь коэрцитивной силы и относительного удлине-

Р и с . 57. К и н ет и ч еск и е к р и ­ вы е у п р о ч н ен и я ст а л и Х 32Н 8 при н и зк о т ем п ер а т у р н о м о т ­ п у ск е

Время выдержки, и

Времяотпуска, ч

Р и с . 58. В л и я н и е .в р ем ен и в ы д ер ж к и при 475° С на м ех а н и ч еск и е ( а ) и ф и ­ зи ч ес к и е (б ) св о й ст в а ст а л и Х 32Н 8

ния) во время отпуска закаленной стали при 475° С (рис. 58).

Следует отметить, что сталь 0Х32Н8 (ЭП535) не склонна к межкристаллитной коррозии при испытании в состоянии поставки и после провоцирующего нагрева по стандартной методике (ГОСТ 6032—58).

175

13. Сталь 0Х17Н7ГТ (ЭИ814)

Эта сталь предназначена для изготовления нержа­ веющих упруго-чувствительных элементов приборов, по­ этому после окончательной обработки она должна обес­ печивать высокий предел упругости. Нами были ис­

0,07% Al; 0,008—0,009% S и 0,010—0,12% P.

Изучение влияния температуры закалки на механи­ ческие свойства и фазовый состав стали ЭИ814 показа­ ло, что в исходном горячекатаном состоянии наблюдает­ ся аустенито-ферритная структура с 10—15% б-феррита, расположенного строчками вдоль прокатки, и некоторым количеством мартенсита. При этом степень у-»-М-пре­ вращения определяется полнотой процесса стабилиза­ ции аустенита при деформации его в интервале темпе­ ратур выше Мд и ниже температуры рекристаллизации. Наличие большого количества остаточного аустенита (по данным магнитометрического исследования, до 65— 70%) обусловливает довольно высокую пластичность горячекатаного металла (бю=19%) и пониженный пре­ дел прочности [ав = 800 МН/м2 (80 кгс/мм2)].

Закалка в широком интервале температур (700— 1100° С) приводит к упрочнению металла; при этом мак­ симальное количество мартенсита наблюдается после закалки с 900—1050° С в воде (рис. 59). Дальнейшее по­ вышение температуры закалки вплоть до 1200°С приво­ дит к уменьшению магнитного насыщения. Увеличение количества остаточного аустенита после закалки с высо­ ких температур объясняется, в основном, тем, что в ста­ ли ЭИ814 нагрев до 1200° С приводит к увеличению ко­ личества б-феррита (до 25—30%) в соответствии с диа­ граммой состояния Fe—Сг—Ni и перераспределению легирующих элементов между структурными составляю­ щими, в результате чего аустенит обогащается никелем, понижающим мартенситную точку.

Кроме того, при высоких температурах происходит растворение карбидов Сг2зС6 и, частично, TiC, что так­ же способствует стабилизации аустенита.

Холодная пластическая деформация приводит к пракчески полному у-э-М-превращению [4я/« нагартованной ленты составляет 1,5 Т (15000 ГС)].

176

По данным дилатометрического исследования, обрат­ ное М^>-у-превращенпе в стали ЭИ814 протекает при на­ греве в интервале 550—700° С. При этом величина магнитного насыщения образцов, закаленных из двухфаз­ ного (М + у) -состояния, заметно понижается. Эти дан­ ные легко объясняются протеканием процесса перерас­

ется, по-видимому, тем, что термические напря­

жения в аустенитном состоянии способствуют его час­ тичной ста билизации.

Дилатометрическое исследование показало, что пря­ мое y-HVY-превращение при охлаждении металла после

Т а б л и ц а 36

ВЛИЯНИЕ ИНТЕНСИВНОСТИ ОХЛАЖДЕНИЯ

177

нормализации протекает изотермически при комнатной температуре (см. рис. 23,а). Изучение кинетики этого процесса магнитометрическим методом показало, что наиболее интенсивно распад аустенита протекает в тече­ ние первых 4 ч вылеживания после охлаждения до 20° С.

Как было показано в работах [74, 149], сталь марки ЭИ814 с мартенсито-ферритной структурой интенсивно упрочняется в широком интервале температур (350—

Рис. 60. Влияние температуры (а) и времени (б) отпуска на свойства зака­

ленной стали ЭИ814

нию нормализованной стали, сопровождающемуся паде­ нием удельного электросопротивления и некоторым ро­ стом величины магнитного насыщения (рис. 60,6), что хорошо объясняется обеднением твердого раствора вслед­

* Обусловлено наличием б-феррнта. Для определения количест­ ва ферритной составляющей в стали первые замеры производили при температуре (+30^-50° С), т. е. выше Мп.

178