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

Время отпуска, мин

Рис. 19. Влияние степени деформации (цифры у кривых) на кине­ тику распада 6 -феррита при отпуске (700“ С) стали марок 0Х32Н8 (а) и СВ-06Х20НИМЗТБ (б)

4 ч с 34,53 до 40,0%. При более высокой температуре отпуска (800° С) вследствие больших скоростей диффу­ зии легирующих элементов в о. ц. к. решетке содержа­ ние хрома в ст-фазе достаточно быстро достигает равно­ весия.

7. Влияние легирующих элементов на процесс образования ст-фазы

Хром. Как видно из диаграммы состояния системы Fe—Сг (см. рис. 13), образование a-фазы в двойных сплавах возможно при содержании в феррите не менее 20% Сг, причем температурный интервал процесса сигматизации составляет 600—820° С.

Увеличение концентрации хрома (в пределах 20— 50%) способствует повышению границы областей а /а + —{—с и ускорению а-»-а-превращения. Особенно заметно этот эффект проявляется в аустенито-ферритных ста­ лях, что, как было показано выше, объясняется харак­

тером распада (б-мх+у").

Никель. Введение в ферритную хромистую сталь ни­ келя приводит к расширению интервала образования о-фазы как по температуре, так и по концентрации хро­ ма. Граница or-области в тройной системе Fe—Сг—Ni поднимается до 900° С, причем о-фаза обнаруживается в двухфазных сталях при содержании в них хрома око­ ло 17—18% (см. рис. 1,а). Это объясняется перерас­ пределением легирующих элементов между у- и б-фаза-

58

ми и замещением части атомов железа и хрома в о-фа- зе атомами никеля. Что касается влияния никеля на кинетику сигмаобразования, то наиболее сильное уско­ рение процесса наблюдается при появлении в структуре второй фазы — аустенита — вследствие изменения меха­ низма превращения.

Марганец. Влияние марганца на структуру и фазовые превращения Fe—Сг—Мп и Fe—Сг—Ni—Мп ста­ лей подробно описано в монографиях [18, 59]. Как сле­ дует из диаграммы состояния системы Fe—Сг—Мп, ле­ гирование марганцем стали с 20% Сг приводит к повы­ шению границы области существования a-фазы с 750° С до 1000°С (при 28% Мп) и значительно сдвигает ее в сторону более низких концентраций хрома (вплоть до 15%), способствуя также резкому ускорению сигмаоб­ разования.

Кремний. Кремний не только является весьма силь­ ным ферритообразующим элементом, но и способствует образованию о-фазы в Fe—Сг—Ni—Si и Fe—Сг— Мп—Si аустенито-ферритных сталях. При этом рас­ ширяются температурный и концентрационный интерва­

влиянию хрома.

Молибден. Легирование двухфазных сталей молиб­ деном, заметно расширяя температурный и концентра­ ционный интервалы образования a-фазы, неоднозначно влияет на кинетику сигмаобразования. С одной сторо­ ны, ускоряющее воздействие молибдена на процесс рас­ пада б-феррита обусловлено тем, что его атомы входят в состав a-фазы, увеличивая-параметры ее решетки. С другой стороны, молибден уменьшает диффузионную подвижность легирующих элементов в твердом раство­ ре, замедляя тем самым образование зародышей сх-фа- зы. По-видимому, при относительно низких температу­

железа в cr-фазе в системе Fe—Сг—Со и атомы никеля в системе Ni—Сг—Со, повышая при этом температур­ ный уровень существования cr-фазы. Сведений о влия­

59

нии кобальта на кинетику процесса сигмаобразования в двухфазных сталях в литературе не имеется, так как этот дефицитный элемент в нержавеющие стали прак­ тически не вводится.

Углерод и азот. Влияние этих наиболее эффективных аустенитообразующих элементов на кинетику сигмаоб­ разования обусловлено главным образом тем, что они, входя в карбиды и карбонитрнды хрома, уменьшают концентрацию последнего в твердом растворе. Вместе с тем уменьшение количества 6-феррита в стали с повышеннным содержанием углерода и азота после высо­ котемпературной закалки может несколько ускорить процесс образования сг-фазы при отпуске из-за более высокого содержания хрома в ферритной составляющей. В чисто аустенитных высокохромистых сталях наличие карбидов (МегзСб) всегда ускоряет процесс сигмаобра­ зования, так как они являются источниками обогащения твердого раствора хромом.-

Бор. По данным работ [60, 61], малые добавки бо­ ра замедляют процесс выделения сг-фазы по границам зерен в сталях X17H13M3T и Х20Н25БГС, что, по-види­ мому, связано с рафинирующим влиянием бора и тор­ можением пограничной диффузии легирующих атомов.

Титан, ниобий и цирконий. Эти стабилизирующие элементы оказывают свое главное воздействие на про­ цесс образования о-фазы в двухфазных сталях, связы­ вая в стабильные карбиды и карбонитрнды атомы угле­

фазных сталей титаном, особенно в количестве, превы­ шающем стехиометрическое, приводит к существенному увеличению содержания б-феррита в структуре закален­ ного металла с соответствующим увеличением количе­ ства образующейся в результате старения сг-фазы. При этом несколько расширяется (в сторону более низких концентраций хрома) область сталей, склонных к охруп­ чиванию за счет 6->ст4-у"-превращения. Что касается влияния на скорость сигмаобразования, то, по нашим данным, увеличение содержания титана в стали 0Х25Н12Г2Т с 0,62 до 1,72% практически не изменило кинетики процесса распада 6-феррита.

В то же время, согласно [62], введение микродоба­ вок титана и ниобия приводит к ускорению выделения сг-фазы в стали 1Х28Н10Г2 в интервале 750—900° С.

60

Однако следует отметить, что, по данным [63], увели­ чение содержания титана в чисто ферритной стали 00Х25Н4 с 0,4 до 1,6% и более привело к замене ст-фа- зы на Fe2Ti в электролитически выделенных осадках со­ старенных (750° С, 100 ч) образцов.

Ванадий. Помимо того, что ванадий является весь­ ма сильным карбидообразующим элементом (т. е. дей­ ствует аналогично титану, цирконию и ниобию), он мо­ жет также замещать атомы хрома в решетке а-фазы, так как диаграммы состояния Fe—Сг и Fe—V очень схожи [64]. Поэтому введение ванадия в двухфазные стали приводит к некоторому ускорению процесса обра­ зования a-фазы и расширению области ее существова­ ния в Fe—Сг—Ni сталях.

Следует также отметить, что a-фаза была обнаруже­ на в двойных сплавах Мп—V, Со—V, Ni—V, Со—W, Сг—Re, Re—W, Nb—W и многих других системах [64].

Алюминий. Согласно [65], добавки алюминия в фер­ ритные хромистые стали с 13—20% и 35% Сг тормозят или даже полностью подавляют процесс образования a-фазы. Данные о влиянии алюминия на скорость сигматизации в двухфазных сталях в литературе не при­ водятся.

8. Кинетика растворения а-фазы

Знание температурно-кинетических условий раство­ рения а-фазы, образовавшейся в результате медленно­ го охлаждения ил'и нагрева, очень важно для практики производства продукции из высоколегированных двух­ фазных сталей. Как показывают результаты исследова­ ний, температура полного растворения а-фазы в значи­ тельной степени зависит от химического состава стали.

В то же время изучение кинетики изменения пласти­ ческих свойств стали различных марок, охрупченной в результате выделения а-фазы, показало, что уже одно­ двухминутная выдержка такого металла при достаточно высоких температурах приводит к полному восстановле­ нию числа гибов и ударной вязкости до уровня, харак­ терного для закаленного состояния.

пературах выше 1000° С. При 950—960° С все три фазы: аустенит, 6-феррит и а-фаза — находятся в равновесии,

61

поэтому происходит частичное растворение сг-фазы (по реакции сг+'у'-э-б), сопровождающееся некоторым повы­ шением величины магнитного насыщения и пластичес­ ких свойств. При 925°С образование б-феррита практи­

О,У

15000}

ЬОЛ

( 2000}

£0,1

( 1000)

о

20

15

кое повышение температурного интервала устойчивости сг-фазы обусловлено легированием стали молибденом, который входит в состав a-фазы, и хорошо согласуется с известными данными о том, что температурный интер­ вал ее существования в двойной системе Fe—Мо про­ стирается вплоть до 1300° С [64]. Необходимо отметить, что такая высокая скорость растворения or-фазы харак­ терна в основном для деформированной стали. В литом состоянии, вследствие значительных ликвационных яв­ лений, этот процесс, как правило, протекает значитель­

62

но медленнее. Поэтому при термической обработке от­ ливок для растворения cr-фазы, образовавшейся при за­ медленном охлаждении, обычно требуются гораздо более длительные выдержки (порядка нескольких ча­ сов) при высоких температурах.

9. Металлографическое исследование структуры двухфазных сталей

В тех случаях, когда количество ферритной фазы в аустенитной матрице сравнительно невелико (до 30%), различить эти структурные составляющие не представ­ ляет никакого труда. Границы 6-феррита четко выявля­ ются при электролитическом травлении в 10%-ной ща­ велевой кислоте, в реактиве Марбле и ряде других ре­ активов и электролитов. Если отношение количеств у- и 6-фаз близко к единице, то без специальных методов ча­ сто затруднительно определить, какая из этих фаз обра­ зует «основу» стали, а какая расположена «внутри».

В этом случае наиболее простым и надежным явля­ ется метод теплового травления, который широко при­ меняется во многих исследовательских лабораториях. Проще всего производить тепловое травление предвари­ тельно протравленных шлифов в камерной электропечи при 500—550° С (в зависимости от марки стали) в те­ чение нескольких минут до появления на поверхности шлифа светло-желтой окисной пленки. Поскольку со­ держание хрома в 6-феррите всегда больше, чем в у-фа- зе, толщина окисйой пленки на первом окажется мень­ ше и под микроскопом ферритные зерна будут выгля­ деть более светлыми, чем аустенитные (см. рис. 18).

Тепловое или химическое пленочное травление может быть использовано и для разделения фаз при электрон­ номикроскопическом исследовании шлифов с помощью угольных реплик. Так, на заводе «Красный Октябрь» была разработана методика напыления реплик на шли­ фы из сталей типа Х21Н5Т после предварительного травления их в реактиве Гросбека для окрашивания ферритной составляющей в коричневый цвет. После от­ деления пленка оставалась на репликах, что позволяло идентифицировать структуру матрицы при больших уве­ личениях. Для сталей, количество 6-феррита в которых заметно возрастает при повышении температуры закал­ ки, можно дополнительно исследовать структуру образ­

63

цов с пластинами вторичного аустенита, выделившими­ ся внутри ферритных зерен (рис. 6,г).

Металлографическое выявление мартенсита в двух­ фазных сталях (см. и. 11 настоящей главы) чрезвычайно затруднено. В работе [66] описана методика после­ довательного разделения мартенсита, 6-феррита и аусте­ нита в сталях типа Х21Н5Т. Она включает в себя элек­ трополировку и электролитическое травление в реакти­ ве Круппа для выявления игольчатого мартенсита и химическоое пленочное окрашивание феррита в реактиве Гросбека. При такой методике можно различить корич­ невый 6-феррит, серый игольчатый мартенсит и свет­ лые зерна-аустенита.

Для идентификации карбидов и a-фазы в аустени­ то-ферритных сталях также существует ряд методик. Одной из наиболее надежных является последователь­ ное травление одного и того же шлифа в различных реактивах, предложенное Дулисом и Смитом и усовер­ шенствованное Холтом и Николсоном [67]:

1)переполировка и травление в спиртовом растворе НС1, выявляющее карбиды, феррит и сг-фазу;

2)травление в холодном растворе щелочного феррицианида (реактив Мураками), которое окрашивает кар­ биды в оранжевый цвет и не воздействует на у-, 6- и а-фазы;

3)повторное травление в кипящем щелочном феррицианиде, которое окрашивает феррит в желтый цвет, а сг-фазу — в черный или темно-коричневый (аустенит ос­ тается светлым, а карбиды — оранжевыми).

Следует, однако, отметить, что при малых (до 3— 5%) количествах a-фазы в нестабилизированных сталях надежная идентификация ее только одним металлогра­ фическим методом чрезвычайно затруднена, поэтому для строгого суждения о природе фаз, выделяющихся при термической обработке аустенито-ферритных сталей, необходимо применять комплекс различных методов.

10. %-фаза в молибденсодержащих аустенито-ферритных сталях

Первые сведения об этой фазе появились в конце сороковых годов, когда Андрюс сообщил о результатах исследования богатых молибденом сплавов системы Fe—Сг—Мо. Согласно [42], %-фаза представляет собой интерметаллидное соединение с кубической решеткой

64