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

Дело в том, что, как показали многочисленные исследо­ вания, появление твердой и хрупкой ст-фазы в стали при­ водит к резкому снижению пластических свойств уже при нескольких процентах ее в структуре, а ударная вязкость ферритных и аустенито-ферритных сталей пос­ ле сигматизацпи может падать практически до нулевых значений. Естественно, что для разработки оптимальной технологии производства металлургических полуфабри­ катов и изделий из двухфазных сталей необходимо зна­ ние кинетики процесса распада 5-феррита и изучение пластических свойств металла на различных его стади­ ях. Первые исследования подобного рода, которые были проведены на чисто ферритных сталях системы Fe—Сг, показали весьма низкую скорость протекания этого про­ цесса.

Например, в монографии И. И. Корнилова [54] ука­ зано, что время половинного превращения феррита в a-фазу в сплавах железа с 40—54% Сг при 650° С со­ ставляет 21—2700 ч. В работах [42, 55] также утверж­ дается, что образование cr-фазы в интервале 600—800° С происходит чрезвычайно медленно и равновесие при ее выделении достигается только за несколько десятков или сотен часов, особенно в трехкомпонентных систе­ мах. Эти положения, абсолютно справедливые для чис­ то ферритных сталей, получили широкое распростране­ ние и были многими авторами автоматически распро­ странены также и на все двухфазные стали. Однако за последние годы в нашей стране и за рубежом были про­ ведены многочисленные исследования, которые со всей очевидностью показали, что в двухфазных сталях ско­ рости образования a-фазы и обусловленного этим про­ цессом охрупчивания весьма велики [50, 53, 56].

Еще в работе Гилмана [50] было показано, что в ста­ лях типа 40Х25Н5М4 и 30Х25Н4Г5 началу образования a-фазы предшествует период 30 мин—2 ч, зависящий от температуры нагрева (525—980° С) и состава стали. Максимальная скорость процесса сигматизацпи (30 мин) соответствует температуре 810° С.

Нами были детально изучены кинетика и механизм процесса распада 6-феррита при отпуске закаленных сталей марок 0Х25Н12ТЮ, 0Х25Н12Г2Т, 0Х20Н11МЗБТ и ряда других стабилизированных и нестабилизированных углеродсодержащих сталей. Было показано, что для изучения этого процесса весьма удобно применять

46

одновременно методы определения величины магнитно­ го насыщения и пластичности металла. *

Поскольку вторичный аустенит и о-фаза являются немагнитными структурными составляющими, уменьше­ ние 4 n/s во время отпуска будет отвечать суммарному выделению у'- и 0-фазы и поэтому не будет свидетель­ ствовать в пользу первичности той или иной фазы в про­ цессе распада б-феррита. Микроструктурным исследова­ нием также не всегда удается обнаружить начальную стадию распада б-феррита, так как первые выделения а- и у'-фаз трудно различимы вследствие их дисперсно­ сти. В то же время при увеличении времени выдержки в структуре присутствуют одновременно обе выделяю­ щиеся фазы. Как было показано ранее, образование вто­ ричного аустенита приводит к некоторому повышению пластичности стали (ударной вязкости или числа гибов), тогда как уже первые частицы о-фазы вызывают охрупчивание металла.

Как хорошо видно на графиках рис. 16, а, короткие (2—5 мин) выдержки в интервале 700—900° С образцов стали 0Х25Н12ТЮ, закаленных с 1250° С, приводят к не­ которому понижению величины магнитного насыщения и повышению пластических свойств стали, тогда как при увеличении выдержки число гибов и 4 nls понижаются.

Эти данные явно свидетельствуют о том, что в про­ цессе распада хромоникелевого феррита стали 0Х25Н12ТЮ по схеме б-^-у'+о во всем интервале темпе­ ратур превращения ведущей фазой является вторичный аустенит.

Обогащение участков 6-ферриха вокруг выделив­ шихся зерен у' хромом облегчает дальнейшую пере­ стройку о. ц. к. решетки феррита в сложную кристалли­ ческую решетку о-фазы.

Как указывалось ранее, легирование марганцем при­ водит к значительному увеличению скорости образова­ ния зародышей и роста cr-фазы. В стали 0Х25Н12Г2Т при 750—800°С скорости образования вторичного аусте­ нита и о-фазы соизмеримы, поэтому уже короткие вы­ держки в этом интервале приводят к практически одно­ временному выделению обеих фаз, в связи с чем пла­ стичность сразу же снижается (рис. 16,6).

При температурах около 900°С скорость образова­ ния о-фазы уменьшается, а скорость выделения вторич­ ного аустенита возрастает благодаря увеличению диф-

47

фузионной подвижности атомов легирующих элементов. В этом случае изотермическая закалка (1250°->-900о С) позволяет разделить процессы образования вторичного

700 800 900 WOO

Температура нагревало

О ТОО 800 900 W 00

Температура нагрева;°с

m i J i m

Исх. 700 900 TWO

Выдержка Темпеаатура нагрева, °С

при Ш °С, мин

Рис. 16 (а — г)

48

аустенита и ст-фазы. Как видно из данных, приведенных на рис. 16,б, заметное уменьшение величины магнитно­ го насыщения после выдержек 1—2 мин при 900° С не сопровождается падением пластичности.

Эти результаты показывают, что выделение зерен у' предшествует зарождению и росту кристаллов сг-фазы в исследуемых сталях. Легирование двухфазных хромо­ никелевых сталей молибденом также резко ускоряет процесс сигматизации и смещает интервал образования и растворения о-фазы в сторону более высоких темпе­ ратур [39, 56].

Как видно из графиков зависимости механических и физических свойств закаленной стали '0Х20Н11МЗБТ от температуры и времени отпуска (рис. 16,г), макси­ мальная скорость охрупчивания наблюдается при 900° С, причем даже минутная выдержка образцов при этой температуре приводит к резкому снижению величины магнитного насыщения, ударной вязкости и числа гибов, а после 5—10 мин нагрева металл становится со­ вершенно хрупким и практически немагнитным.

Интересен ход кривой зависимости удельного элек­ тросопротивления от времени отпуска закаленной стали (рис. 16,(3). Уменьшение р на первой стадии процесса свидетельствует о том, что в начале изотермической вы­ держки превалирует выделение вторичного аустенита, имеющего меньшее удельное электросопротивление, чем легированный феррит. Затем наблюдается подъем кри­ вой р=ср(т), свидетельствующий о преобладающем вли-

6.Влияние температуры закалки

ихолодной пластической деформации

на кинетику распада 5-феррита

Как показали исследования, повышение темпер ату* ры закалки приводит к замедлению скорости образова­ ния 0-фазы при последующем отпуске в тех случаях,

Время выдержки при 800°с, мин

0,9

(90001

О1

$■ (7000)

^05

'(5000)

Рис. 17. Кинетические кривые распада 6-феррнта стали марок СВ-06Х25Н12TIO (а), СВ-07Х25Н12Г2Т (б), Св-06Х20Н11МЗБТ (в) и

Св-08Х20Н9С2БТЮ (г) при отпуске после закалки с различных температур (цифры у кривых)

когда это повышение сопровождается увеличением ко­ личества 6-феррита. Однако степень влияния исходного режима термической обработки в значительной мере бу­ дет зависеть от того, насколько сильно изменяется при этом структура металла. Для иллюстрации этого поло­ жения можно привести следующие примеры: как видно из данных, представленных на рис. 17, а, повышение температуры закалки с 1000 до 1250°С привело к неко­ торому торможению начальной стадии образования a -фазы. Например, образцы стали Св-0Х25Н12ТЮ после 15 мин выдержки при 800° С имели максимальную пла­ стичность, если до этого были закалены с 1250° С, и ми­ нимальную, если были закалены с 1000° С [53]. В то же время кинетика процесса роста уже образовавших­ ся зародышей a-фазы практически не изменилась. Это следует, из того, что повышение температуры закалки, которое привело к существенному увеличению количе­ ства 6-феррита, не изменило наклона линий на графи­ ках зависимости величины магнитного насыщения и чи­ сла гибов от времени изотермической выдержки. Анало­ гичный характер имели также кривые для некоторых других марок двухфазных сталей, например,

Св-0Х25Н12Г2Т, Св-0Х20Н11МЗБТ (рис. 17,6, в).

По-видимому, эти данные можно объяснить тем, что с повышением температуры закалки, наряду с увеличе­ нием количества феррита, присходит перераспределе­ ние легирующих элементов между у- и 6-фазами. Фер­ ритная составляющая обедняется хромом и обогащает­ ся никелем, в результате чего для образования равно­ весного зародыша богатой хромом о-фазы требуется больше времени для обеспечения диффузии большего количества атомов легирующего элемента.

Однако, как это следует из графиков, приведенных на рис. 17, а—в, замедление начальной стадии сигматизации в этих аустенито-ферритных сталях при повыше­ нии температуры исходной закалки сравнительно неве­ лико.

В то же время для феррито-аустенитных сталей ти­ па 0Х32Н8 и 0Х20Н9С2БТЮ влияние исходного состоя­ ния на кинетику образования зародышей a-фазы прояв­ ляется гораздо сильнее. На рис. 17, г приведены данные, свидетельствующие о том, что повышение температуры закалки стали Св-0Х20Н9С2БТЮ с 1050—1060° С до 1200°С на порядок увеличивает инкубационный период

52

Третьей стадии процесса распада 6-феррита по схеме

б-^о+у".

Можно предположить, что столь существенная раз­ ница в скорости образования зародышей a-фазы обус­ ловлена различием исходной структуры. Дело в том, что в двухфазных сталях резкое увеличение размеров ферритного зерна наблюдается только тогда, когда при повышении температуры нагрева практически полно­ стью происходит растворение прослоек аустенита, явля­ ющихся непреодолимым (в силу различия решеток) препятствием к укрупнению структуры.

В аустенито-ферритных сталях типа 0Х25Н12Т, 0Х20Н11МЗБТ и других, сохраняющих двухфазное со­ стояние при 1250° С, размер зерен после высокотемпера­ турной закалки лишь несколько больше, чем после обычного (1000—1050° С) нагрева, тогда как для фер­ рито-аустенитных сталей типа Х21Н5Т и 0Х20Н9С2БТЮ такое же повышение температуры нагрева может при­ вести к укрупнению ферритного зерна в десятки и даже в сотни раз (рис. 18).

Поскольку образование a-фазы в безуглеродистых и стабилизированных сталях обычно наблюдается в пер­ вую очередь по границам зерен (рис. 18, з/с), объяснение замедления скорости 8-э-а+у"-превращения укрупнени­ ем зерна представляется достаточно логичным. Куо [32, 39] подчеркивает, что в структуре двухфазной аустени­ то-ферритной стали необычайно велика протяженность межфазных границ, что в значительной мере ускоряет образование зародышей новой фазы.

По-видимому, определенную роль играет также обед­ нение 6-феррита хромом, однако эта* причина не может являться единственной. Об этом свидетельствует то, что повторная закалка при более низкой температуре (1200+1050°С), а также медленное охлаждение (1200—>- ->1050°С), приводящее к практически такому же, как при одинарной закалке от той же температуры, фазово­ му составу стали, не снимают полностью влияния круп­ нозернистое™ на кинетику сигматизации. Интересно, что наклон кривых, соответствующих второй стадии про­ цесса распада 6-феррита (б-кг+у") в стабилизирован­ ных сталях, практически одинаков для различных ис­ ходных состояний, а различается время, необходимое для образования первых зародышей а-фазы.

Общеизвестное ускоряющее влияние наклепа напро-

53