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

приводить к перераспределению легирующих элементов между равновесными фазами. По данным авторов рабо­ ты [14], изучавших влияние температуры закалки на состав 6- и у-фаз, отношение концентраций у-образуюгцих элементов в аустените и феррите тем выше, чем больше аустенитообразующая способность элементов. Повыше­ ние температуры закалки-с 1100 до 1250°С приводит к увеличению содержания никеля, меди, марганца и желе­ за в 8-феррите и уменьшению содержания хрома и мо­ либдена. Интересно, что отношение Ti6 /Tiv также возра­

стает с 1,15 до 1100° С до 1,25 при 1250° С; аналогичен и характер кривых распределения алюминия.

М. Выклицкий, Ф. Кралик и Г. Тума [22] производи­ ли непосредственный анализ состава фаз в стали типа X2IH5 микрорентгеноспектральиым методом. Согласно их данным, содержание хрома в феррите понижается с 23%• при 1000° С до 20% при 1300° С, а количество никеля повышается с 3 до 4%. Аустенит с повышением темпера­

фазах при изменении соотношения количества аустени­

(применение потенциостата для поддержания заданных условий растворения [17]), так и со все более широким распространением микрорентгеноспектрального анализа. В частности, в работах японских авторов установлено, что по степени убывания микросегрегации в слитке эле­ менты можно расположить в следующем порядке: Мо, Mn, Ni, Cr и что содержание углерода в б-фазе нержаве­

22

По данным французских исследователей, распределе­ ние углерода в аустените и 6-феррите неравномерно. Вблизи границы у/6 наблюдается обеднение углеродом у-фазы и обогащение этим элементом 6-феррита

В настоящее время большинство авторов склонно считать, что степень различия химического состава аустенита и 6-феррита сильно зависит не только от тем-

NL,%

Температура закати, °с

Рис. 3. Состав (а, б) и количество (<?) фаз в стали 1Х21Н5Т (ЭИ811) в зависимости от температуры закалки

пературы закалки, но и от соотношения фаз. При малых количествах 6-феррита его состав может сильнее отли­ чаться от среднего состава стали, чем в случае двухфаз­ ного материала с примерно равными содержаниями 6- и у-фаз. По-видимому, можно считать, что в 6-феррите сталей типа Х20Н5 с 50% аустенитной составляющей содержится 22—25% Сг и 4% Ni, тогда как при умень­ шении количества 6-фазы до 10—20% в стали типа Х20Н8 содержание хрома в ней может возрасти до 25— 26%, а содержание никеля составит 5—6 %.

4. Особенности контроля процесса выплавки аустенито-ферритных сталей

Сильное влияние колебаний химического состава металла, даже в пределах марочного анализа, на струк-1

1 РЖ «Металлургия», 1969, № 7, реф. 7И95.

23

туру и свойства двухфазных сталей обусловливает не­ обходимость введения дополнительных методов контро­ ля фазового состава литого материала. Для этой цели в ЦНИИТМаше и НИИХимМаше были разработаны специальные приборы (ФВД-2 и ФЦ-2) и методики, по­ зволяющие проводить в течение 3—5 мии экспресс-ана­ лиз литого образца (так называемой «карандашной пробы») и корректировку химического состава металла для обеспечения заданного (обычно 2—8 %) содержания ферритной фазы в слитке или отливке [25]. Присутствие небольших количеств 5-феррита в аустенитной матрице предупреждает образование горячих трещин в сварных швах и околошовных зонах, тогда как чисто аустенитные нержавеющие стали склонны к образованию трещин при сварке. Поэтому, согласно ГОСТ 2246—70, в сва­ рочной проволоке марок Св-08Х10Н8М2, Св-08Х18Н8Г2Б, Св-04Х19Н11МЗ, Св-07Х25Н13 и ряда других однотип­ ных марок стали регламентируется содержание феррит­ ной фазы.

Принцип действия приборов для определения количе­ ства 5-феррита магнитным методом (ферритометров) в общем случае основан на изменении э. д. с. индукции катушки при внесении в образуемое ею магнитное поле ферромагнитного образца, причем, отклонение стрелки гальванометра от нулевого положения в скомпенсиро­ ванном состоянии будет пропорционально содержанию ферритной фазы в образце.

Как указывалось, намагниченность насыщения чисто­ го феррита для различных сталей различна, поэтому для большей точности измерения необходимо произвести градуировку прибора по эталонным образцам, содержа­ ние 6-феррита в которых определено при помощи коли­ чественной металлографии.

Методика контроля процесса выплавки двухфазной стали с заданным содержанием ферритной составляю­ щей включает в себя отбор из печи пробы металла, от­ ливку образца в кокиль (диаметр 7—16 мм, высота= = 60-М00 мм), определение количества ферромагнит­ ной фазы в нем при помощи ферритометра и корректировку химического состава плавки путем введе­ ния дополнительного количества у- или а-образующих элементов в зависимости от результатов испытания. По ГОСТ 11878—66, предусмотрена предварительная гра­ дуировка применяемых ферритометров по эталонным,

24

образцам с различными содержанием a -фазы (б-ферри--

IX20H12T, 1Х15Н9СЗБ и т. п.

Для сталей переходного класса необходимо опреде­ лять как количество мартенсита, так и содержание 6- феррита в закаленной литой пробе. Для этого сначала производят определение магнитных свойетв в теплом со­ стоянии (выше Мд), а затем — после закалки в холодной воде. Показания прибора в первом случае характеризу­ ют содержание б-феррита, во втором — суммарное коли­

вочной кривой (показания в милливольтах — содержа­ ние a -фазы) и может быть с успехом применен для контроля и корректировки фазового состава двухфазных феррито-аустенитных и мартенсито-ферритных нержаве­ ющих сталей в процессе выплавки.

Изучение распределения б-феррита по сечению слит­ ка хромоникелевых сталей типа 18-9 показало повышен­

усиливается по мере уменьшения скорости кристаллиза­ ции. Поэтому первоначально выделившиеся кристаллы б-феррита сильно обогащены a-образующими элемента­ ми (хромом, молибденом, кремнием и др.) по сравнению с равновесным составом этой фазы. Микроструктура литых двухфазных сталей до термообработки имеет яр­ ко выраженное дендритное расположение б-феррита

(рис. 4, а ).

По мере протекания процесса гомогенизации при по­ следующем нагреве под прокатку или термическую об­ работку количество б-феррита, как правило, уменьшает­ ся, а зерна коагулируют, приобретая более или менее равноосную форму (рис. 4,6). Следует учитывать, что в ходе охлаждения часто успевает пройти распад фер­ ритной составляющей с образованием немагнитной о-фа- зы. Так как этот процесс является диффузионным, сте­ пень распада определяется скоростью охлаждения от­ ливки, поэтому магнитный метод контроля медленно охлажденного металла может дать заниженные резуль-

25

боты [28] при горячей прокатке сталей типа XI7, Х16Н1 и Х13 с двухфазной структурой у+б в интервале температур 800—1250° С протекает бездиффузионное превращение а (б)—*у, тогда как в работе [29] сделано противоположное утверждение о том, что горячая пла­ стическая деформация способствует увеличению а (6)- феррита в сталях X2IH5T и Х20Н6СЗ. Можно предпола­ гать, что в соответствии с представлениями термодина­ мики наличие сжимающих напряжений при прокатке должно способствовать увеличению количества аустени­ та и тем самым уменьшению объема металла. Для точ­ ного ответа на этот вопрос требуется проведение допол­ нительных исследований.

Глава 11

ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ИХ ВЛИЯНИЕ НА СВОЙСТВА ДВУХФАЗНЫХ СТАЛЕЙ

1. Образование вторичного аустенита

Как было указано в гл. I, фазовый состав большинства промышленных низкоуглеродистых аустенито-феррит­ ных сталей в сильной степени зависит от режима терми­ ческой обработки. В соответствии с диаграммой состо­ яния системы Fe—Сг—Ni, повышение температуры на­ грева, как правило, приводит к существенному увеличе­ нию содержания 5-феррита (см. рис. 1,а). Закалка в хо­ лодной воде фиксирует высокотемпературное соотноше­ ние фаз, не отвечающее равновесному при комнатной температуре. Поэтому естественно, что в процессе отпус­ ка закаленной стали при достаточно высоких температу­ рах, когда диффузионная подвижность атомов основ­ ных легирующих элементов — хрома и никеля — позво­ лит обеспечить их перераспределение между фазами, си­ стема будет стремиться к равновесному состоянию, ко­ торое характеризуется минимальной свободной энер­ гией.

Следует отметить, что термин «отпуск закаленной стали» в данном случае применяется по чисто формаль­ ным соображениям (нагрев до температуры более низ­ кой, чем температура исходной закалки) и ни в коей ме­

27

ре не соответствует процессам, протекающим при от­ пуске закаленных углеродистых сталей (распад мартен­ сита и остаточного аустенита). Парамагнитный аустенит, выделяющийся из 5-феррита при пониженных темпера­ турах, принято называть вторичным и обозначать у'.

Как видно из приведенных на рис. 5 данных, скорость образования вторичного аустенита в двухфазных сталях довольно велика и зависит от температуры изотермиче-

0,7

Рис. 5. Кинетика выделения вторичного аустенита в стали марок 1Х21Н5Т (ЭИ811) (а) и Св-06Х25Н12ТЮ (ЭП87) (б) при различных температурах (цифры у кривых). Исходное состояние — закалка с 1250° С — 5 мин

ской выдержки. Уже двухминутный нагрев в интервале 950—1000° С приводит к окончанию процесса превращения, так как при дальнейшем увеличении выдержки количество образовавшегося вторичного аустенита не меняется. Естественно, что при более низ­ ких температурах вследствие меньших скоростей диффу­ зии процесс протекает медленнее. Так, при 900° С он заканчивается через 10 мин, при 800° С — через 40 мин, а при 700° С — только через несколько часов (для стали типа 1Х21Н5Т) [30—32].

Микроструктурное исследование показывает наличие выделений вторичного аустенита по кристаллографиче­ ским плоскостям внутри зерен 6-феррита и по межзеренным границам (рис. 6, а, б). Колонии у' в некоторых

28

участках образуют структуру типа видманштеттовой с характерным игольчатым (пластинчатым) строением [31, с. 53; 32]. Такая форма выделяющейся фазы обычно является типичной для сдвигового превращения, так как ома наиболее благоприятна с точки зрения выигрыша свободной энергии, поскольку при этом уменьшается энергия, необходимая для деформации матрицы.

Вокруг пластинчатой частицы возникают градиенты составов и деформации, которые помогают сохранять плоскую форму выделяющейся частицы и препятствуют сфероидизации под влиянием сил поверхностного натя­ жения. Показательно, что пластинчатая форма зерен у' наиболее характерна для металла, подвергнутого по­ вторному нагреву после высокотемпературной закалки, тогда как замедленное охлаждение обычно приводит к получению более равноосных выделений вторичного аустенита в соответствии с более равновесным характе­ ром процесса (рис. 6, в).

Необходимо отметить, что в некоторых случаях при закалке высокохромистых двухфазных сталей, не уда­ ется полностью зафиксировать высокотемпературное со­ отношение количеств структурных составляющих. Об этом свидетельствуют результаты исследования струк­ турных превращений в сталях типа Х27Н5М и Х32Н8 [32, 33]. Показано, что эти стали при температурах не ни­ же 1250° С и 1300° С, соответственно, имеют чисто феррит­ ную структуру, однако образующийся при этой темпера­ туре 6-феррит является настолько неустойчивым при более низких температурах, что распадается с выделени­ ем иглообразных зерен вторичного аустенита уже в про­ цессе охлаждения при замочке образца в воде. Наши исследования стали 0Х32Н8 (ЭП535) показали, что после закалки с 1200° С в микроструктуре наблюдается небольшое количество зерен исходного аустенита наряду с мелкими (3—5 мкм) иглами у' внутри крупных феррит­ ных зерен, причем пограничные зоны оказались свобод­ ными от частиц второй фазы (рис. 6, д) [34]. Такой же характер выделения наблюдался при электронномикро­ скопическом исследовании стареющих А1—Zn—Mg,

А1—Mg и Fe—Сг—Ni—Ti сплавов [35; 31, с. 37]. Эмбери и Никлсон [35] предложили объяснение указанного явления при помощи вакансионной модели зародышеобразов^ния: пограничные зоны оказываются обедненными не пер^ыщающим твердый раствор легирующим эле-

29