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

[ а = 0,892 нм (8;920А)], выделяющееся при охлажде­ нии ниже 900° С и примерно отвечающее составу: Fe— 154-20% Сг—254-30% Мо.

В работах [38, 68] было показано, что %-фаза может образовываться в аустенито-ферритных нержавеющих сталях при гораздо более низком содержании молибде­ на, особенно в литом состоянии, когда обогащение 6-феррита a -образующими элементами выражено очень резко. Подобно о-фазе, %-фаза является твердой, хруп­ кой и немагнитной составляющей, поэтому ее выделение при медленном охлаждении отливок в значительной сте­ пени ухудшает их механические свойства. Следует отме­ тить, что в высокохромистых сталях и сплавах обычно присутствуют одновременно а- и %-фазы, так как темпе­ ратурно-кинетические условия их образования и раство­ рения, по-видимому, достаточно близки.

Однако, если влияние различных легирующих эле­ ментов на интервал и кинетику процесса а-образования изучено достаточно подробно, то в отношении %-фазы литературные данные крайне скудны и эти вопросы еще нуждаются в тщательных исследованиях.

Аналогичная фаза со структурой типа а -Mn и пе­

риодом решетки 0,886—0,888 нм (8,86—8,88 А) была найдена в высокохромистых сталях с содержанием ти­ тана не ниже 3% [64], ее. состав был близок к Fe38Cri3Ti7 или Fe36Cri2Ni3Ti7.1

11.Стабильность аустенита

вдвухфазных сталях

щих элементов, которое обеспечивает понижение точки начала мартенситного превращения у-фазы в область от­ рицательных температур.

Согласно [69], влияние легирующих элементов на

+60 (1,33 — %Мп) + 50 (0,47 — %Si) +

+3000 [0,068 — (%С + % Щ — 32}.

Уточненная Потаком п Сагалевпч [10] формула для оценки влияния каждого элемента на температуру на­ чала мартенситного превращения приведена на с. 15. Из этих данных видно, что наиболее сильно повышают устойчивость аустенита (и тем самым понижают Ма) углерод, азот, никель, титан, хром, ванадий и вольфрам.

Известно, что одним из наиболее эффективных средств, способствующих протеканию мартенситного превращения в нержавеющих сталях с метастабильным аустенитом, является холодная пластическая деформа­ ция. Многочисленные исследования влияния температу­ ры деформации и степени обжатия при прокатке и во­ лочении однозначно показали, что количество мартен­ сита деформации пропорционально степени обжатия и понижается по мере повышения температуры деформа­ ции. Температура, выше которой деформация метаетабильного аустенита уже не приводит к образованию мартенсита, получила наименование Мд. Чем ниже тем­ пература деформации, тем полнее протекает процесс распада аустенита с образованием е- и а-мартенсита.

Согласно [70], y-wW-превращение протекает при растяжении заметно интенсивнее, чем при сжатии. Это объясняется двумя причинами. Во-первых, образование мартенсита сопровождается увеличением объема, поэто­ му, согласно принципу Ле-Шателье, приложение сжима­ ющих напряжений будет препятствовать, а растягива­

мации при растяжении и сжатии. При растяжении сдви­ говые напряжения по плоскостям {111}, в которых про­ исходит движение дислокаций при пластической дефор­ мации, обычно заметно выше, чем при сжатии, что и обусловливает образование большего количества мар­ тенсита.

Следует отметить, что в общем случае в аустенитных хромоникелевых сталях типа 18-8 с малым содержани­ ем углерода распад у-твердого раствора при деформа­ ции протекает по схеме

у->е-э-сс,

где е-мартенсит—- промежуточная немагнитная фаза с гексагональной решеткой.

66

Согласно [71], у-э-е-нх-превращение состоит из двух этапов, причем, так как стабильность е-фазы при тем­ пературах выше 20° С крайне низка, то после у-э-е-прев- ращения следует немедленное образование а-мартенси- та внутри полос е-фазы. При понижении температуры деформации до —79 и —196° С после малых степеней обжатия (5—15%) рентгенографически обнаружено до 10% s-мартенсита. При увеличении степени деформации при отрицательных температурах количество е-фазы уменьшается за счет протекания е-^-а-мартенситного превращения (рис. 21).

Поэтому представляют интерес предложенные в ра­ боте [72] диаграммы деформация— температура — прев­ ращение, позволяющие описать все параметры дефор­ мационного мартенситного превращения стали. Такие диаграммы, построенные экспериментально для низко­ углеродистых (0,054% С) сталей с 16,8% Сг, 9,6% Ni и 17,8% Сг, 10,3% Ni, приведены на рис. 22. На этих диа­ граммах по осям отложены степень и температура де­ формации, а на поле диаграммы нанесены кривые, соот­ ветствующие образованию 0, 5, 10 и т. д. вплоть до 100% а-мартенсита.

Как видно из рис. 22, деформация до 10% резко по­ вышает Мд, при дальнейшем увеличении степени дефор­ мации ход кривых замедляется. Отсюда следует, что по­ вышение температуры образования мартенсита дефор­ мации по мере увеличения степени обжатия происходит до какого-то конечного значения МДсо. В большинстве

же работ указана просто температура Мя, как правило, соответствующая степени деформации 40—60%.

В двухфазных нержавеющих сталях с содержанием никеля до 6—7% аустенит является метастабильным. Как показали результаты работ [73, 74], в сталях типа 0Х22Н6Т (ЭП53) и 0Х17Н7ГТ (ЭИ814) изотермическое превращение у-э-М (у^-ам) может наблюдаться да­ же при вылеживании при комнатной температуре после закалки (рис. 23, а). Более подробно влияние этого про­ цесса на технологические свойства стали 0Х17Н7ГТ (ЭИ814) изложено в гл. VI.

В закаленных сталях с несколько более высоким со­ держанием аустенитообразующих элементов Ми нахо­ дится в области минусовых температур. Однако прове­ дение «разбалансирующего» отпуска (отжига) приво­ дит к выделению значительного количества карбидов, в

нестабилизированных сталях, что сопровождается обед­ нением твердого раствора легирующими элементами и повышением мартенситной точки выше комнатных тем-

&МГ

Температура,

68

ператур. Такой метод упрочнения сталей переходного

насыщения наблюдается уже после малых степеней об­ жатия:

степенью около 30%, принятого по технологической ин­

13 000 Гс) по сравнению с 0,5—0,8 Т (5000—8000, Гс) для термически обработанного металла. У образцов стали 0Х22Н6Т величина магнитного насыщения повышалась до 1,20—1,35 Т (12 000—13 500 Гс). Расчет величины магнитного насыщения при 100% мартенсита по эмпи­

69

лодная прокатка со степенью обжатия около 30% при­

Величина магнитного насыщения металла отдельных

после 75% обжатия составил 1750 МН/м2 (175 кгс/мм2), предел прочности 1800 МН/м2 (180 кгс/мм2) при удлине­ нии 2—5%. Высокие прочностные свойства нагартованного металла объясняются одновременным влиянием двух факторов: наклепа и фазового у-^-ам-превра- щения.

Как было показано несколько выше, образование мартенсита деформации может быть предотвращено, ес­ ли производить пластическую деформацию при темпера­ туре выше Мд. В связи с этим были проведены опыты по применению теплой прокатки тонколистовой стали марки 1Х21Н5Т. Горячекатаный лист толщиной 2,3 мм после закалки и травления был разрезан на две части. После отбора образцов одна половина была прокатана на стане кварто по обычной технологии, вторую же по­ ловину перед прокаткой нагрели до 150°С в специаль­ но сконструированной роликовой печи. Результаты это­ го эксперимента приведены в табл. 6

Как видно из приведенных данных, нагрев до 150° С практически полностью подавил мартенситное превра-

Т а б л и ц а 6

ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ ДЕФОРМАЦИИ НА СВОЙСТВА СТАЛИ ЭИ811

70

блюдается при температуре отпуска 750° С (рис. 24). Ес­ тественно, что устойчивость аустенита будет зависеть от степени легирования каждой конкретной плавки и коли­ чества углерода в твердом растворе, т. е. не связанного в виде TiC. Так, по данным Н. П. Черкашиной1, умень­ шение содержания никеля и титана в стали 1X21Н5Т до

Время отпуска, мин

разования значительного количества карбидов типа М.в2зСб.

В связи с этим существенную роль будет играть тем-

1 Ч е р к а ш и н а Н. П. Свойства и структурны е особенности тонколистовой феррито-аустенитной хром оннкелевой стали. Автореф . каид. дне. Д непропетровск, 1967.

72