CC BY
43
Литейное материаловедение, специальные способы литья
гл: ттгГ: г: гсщ-мтттгг- /од!
-3 (52). 2009 / ШтЩ I
The developed integral method, which allows not only to determine low content of L-phase in austenitic steels but also to establish the character of its distribution by section of billets, is given.
Г. В. СНЕЖНОЙ, В. Г. МИЩЕНКО, В. Л. СНЕЖНОЙ, Запорожский национальный университет
УДК 621.74
ИНТЕГРАЛЬНЫЙ ФИЗИЧЕСКИЙ МЕТОД ИДЕНТИФИКАЦИИ а-ФАЗЫ В АУСТЕНИТНЫХ ХРОМОНИКЕЛЕВЫХ СТАЛЯХ
Многочисленными исследованиями, проведенными известными отечественными и зарубежными учеными, было подтверждено уже устоявшееся мнение о том, что сталь 12Х18Н10Т обладает оптимальным сочетанием свойств для использования в магнийтермическом производстве титановой губки в качестве материала реакторов [1-4]. Однако, следуя общей тенденции по снижению содержания углерода в коррозионностойких сталях, на предприятиях СНГ вынуждены применять для этой цели другую марку стали - X6CrNiTil8-10 (1.4541) производства Thyssen Krupp (Германия),
аналогом которой является сталь 05Х18Н10Т (ГОСТ 5632-72) (табл. 1).
Сопоставление химического состава двух сталей 12Х18Н10Т и 05Х18Н10Т показало, что они отличаются содержанием углерода, титана и меди, а их аналогами в Германии являются соответственно стали Х12Сг№Тл18-10 и Х6Сг№ТП8-10 (табл. 1).
Исследование фазового состава, выполненное с помощью расчетов эквивалентов по хрому и никелю, позволило установить, что все четыре исследуемые плавки стали Х6Сг№ТП8-10 (1.4541), согласно известной структурной диаграмме Шеф-
Таблица 1. Химический состав сталей и плавок
Марка стали Стандарт Содержание основных легирующих элементов, мас.%
С Si Мп Cr Ni Си Ti
X12CrNiTil8-10 Аналог 12X18H10T 1.4878, EN, Германия (ГОСТ 5632-72) <0,12 <0,12 <1,00 0,80 <2,0 1,00-2,00 17,0-19,0 17,0-19,0 9,00-12,00 9,00-12,00 <0,80 5С...0,7
X6CrNiTil8-10, (Thyssen Krupp) Аналог 05X18H10T 1.4541, Германия (ГОСТ 5632-72) <0,08 <0,05 <1,00 <0,80 <2,0 1,0-2,0 17,0-19,0 17,0-19,0 9,00-12,00 9,00-12,00 <0,30 <0,80 5С..Д6
Плавка № 1 * (430530) 1.4541 0,041 0,37 1,26 17,09 9,07 0,37
Плавка № 2* (430550) 1.4541 0,045 0,41 1,27 17,09 9,07 0,47
Плавка № 3* (431950) 1.4541 0,041 0,36 1,29 17,30 9,07 0,36
Плавка № 4* (437350) 1.4541 0,047 0,41 1,24 17,29 9,11 0,30
* Химический состав стали X6CrNiTi 18-10 получен из сертификатов Thyssen Krupp.
242/
3 (52). 2009-
Рис. 1. Микроструктура стали 05Х18Н10Т в состоянии поставки (микротвердость аустенитных сталей Нц 558). *800
флера, являются двухфазными [1]. Содержание феррита в них может составлять 10-15% в отличие от стали Х12Сг№Т118-10 (1.4878) - аналога стали 12Х18Н10Т, которая имеет однофазную аустенит-ную структуру (рис. 1).
Кроме того, металл стали Х6Сг№^18-10 всех четырех плавок в разной степени притягивался магнитом. Это являлось первым подтверждением двухфазной аустенитно-ферритной структуры металла исследуемых плавок, что послужило причиной снижения их коррозионной стойкости.
Восприимчивость к электрохимической коррозии сталей типа 18-10 связана с появлением межкристаллического феррита, который образуется из аустенита под воздействием внутренних напряжений, связанных с искаженностью границ кристаллов. Эти внутренние напряжения играют ту же роль, что и механический наклеп, превращая ау-стенит в более устойчивый феррит или малоуглеродистый мартенсит.
Кроме того, растворимость углерода в феррите ниже, чем в аустените, в межкристаллитной зоне происходит выделение дисперсных карбидов железа или других элементов, образующих вместе с ферритом структуру, аналогичную трооститу углеродистых
Таблица 2. Химический
сталей, которая ввиду большой гетерогенности легко подвергается электрохимическому воздействию из-за разности электрохимического потенциала фаз.
В чисто аустенитной стали это не приводит к гетерогенности структуры и сплав остается ау-стенитным. Однако в двух- и трехфазных сталях в интервале нагрева 400-800 °С происходит выделение углерода в виде карбида железа и хрома или даже в виде свободного углерода. Большая восприимчивость к коррозии пограничных участков может быть объяснена напряжениями, которые создаются в результате такого выделения при обеднении границ хромом.
В свою очередь, гетерогенные структуры, обладая различными электрохимическими потенциалами, и сами при наличии электролита способны подвергаться интенсивному растворению.
Большое значение на изменение физико-механических и химических свойств аустенитных сталей могут оказывать и малые < 1% количества ос-фазы, которые трудно регистрировать известными методами.
Существующие методы и приборы дают возможность только приближенно определять а-фазу в аустените, количество которой более 1%.
Разработанный метод позволяет определять малые содержания а-фазы начиная с 0,005%. В работах [5, 6] предлагается установить количество а-фазы с учетом влияния формы, дисперсности и ориентации в аустенитных хромоникелевых сталях в магнитных полях насыщения по формуле:
р = 5а.. Ю0% = ^ -100%,
где ат - ферромагнитная составляющая удельной намагниченности насыщения образца; аа - удельная намагниченность а-фазы; % - общая удельная магнитная восприимчивость образца; Хоо - Хр + Хо ~ результирующая удельная магнитная восприимчи-
состав исследуемых плавок
Номер образца Марка стали Содержание основных легирующих элементов, мас.%
С Сг № Т1 Мп
1 10Х23Н18 0,07 22,95 18,75 - 1,02 0,40
2 10Х17Н12М2Т 0,07 16,50 13,30 0,35 1,56 0,27
3 10Х18Н12Т 0,10 17,90 11,20 0,48 1,35 0,55
4 10Х18Н10Т 0.10 17,01 10,75 0,62 1,48 0,58
5 10Х18Н10Т 0,10 17,50 10,65 0,48 1,26 0,38
6 10Х18Н10Т 0,11 17,25 10,60 0,45 1,10 0,46
7 09X18Н9Т 0,09 17,90 8,50 0,58 1,46 0,43
8 05Х18Н10Т .0,05 17,64 10,97 036 1,52 0,42
Примечание. Образец № 8 взят из заготовки после второго передела.
-3 (52), 2009
/243
15
11 ч: 9
щ
X
/
\г
г
о2-о-с
п 1
1/Н106, м/а
Рис. 2. Зависимость удельной магнитной восприимчивости образцов из разных мест по сечению стали 10Х18Н10Т от обратной напряженности магнитного поля при различных значениях Ра: 1-3 - Ра = 0,043, 0,10 и 0,21 %
вость % -парапроцесса и Хо -аустенитной среды образца; //- напряженность магнитного поля.
Величины х и Хоо в области полей насыщения определяли экспериментально на магнитометрических весах с униполярно-астатической системой и механико-магнитным зацеплением призмы [6]. Для нахождения аа использовали эмпирическо-экспериментальные соотношения Энтина [7], А. П. Гуляева и И. Б. Черненко [8], а также Н. И. Ко-персака [9].
Расчеты оа по всем формулам дали достаточно хорошее совпадение. Принимали, что среднее значение аа, найденное по трем формулам, наиболее близко к истинному. Опыты проводили на образцах, вырезанных из горячекатаной заготовки диаметром 130-150 мм. Состав исследуемых сталей подбирали так, чтобы содержание легирующих
элементов С, Сг, Тл, Мп, 81 находилось примерно в одинаковом количестве (табл. 2).
Концентрация никеля изменялась от 18,75 до 8,50%, чем и достигалось различное содержание а- фазы.
Для исследования стали с малым содержанием а-фазы использовали заготовки после второго передела, т. е. слиток прокатывали на первичную заготовку, которую подвергали последующему нагреву и повторной прокатке на сортовом стане.
Из кривой экспериментальной зависимости
х - /
КНУ
находили значения X и Хоо методом
экстраполяции (рис. 2) и по приведенной формуле определяли количество а-фазы Р^ в образце размером 2><2х2 мм, выраженное в объемных процентах.
В табл. 3 приведены полученные результаты, где Ра и Р'а _ соответственно количество а-фазы с учетом и без учета влияния намагниченности аустенитной фазы.
Величина Хоо представляет собой удельную парамагнитную составляющую восприимчивости образцов, а не чистой аустенитной матрицы, так как при определении магнитной восприимчивости использовалась масса образцов в целом (а не масса отдельно аустенита и а-фазы).
При удельной магнитной восприимчивости стабильного аустенита стали 10Х23Н18 в связи с отсутствием а-фазы Хоо ~%о = 3,4-Ю-8 м3/кг. Из таблицы видно, что если не учитывать намагниченность аустенитной матрицы при содержании а-фазы порядка 0,005%, то относительная погрешность составляла >1000% и лишь при содержании а-фазы порядка 3-4% ошибка не превышала 3%.
Таблица 3. Количество а-фазы, определенное с учетом и без учета намагниченности аустенитной фазы
Номер образца ст, А м2/кг х-Ю8, м3/кг хо -Ю8, м3/кг (х*-х„И08,м3/кг Количество а-фазы, % Р'а'Ра
Ра Р'а
I 10,0 3,40 3,40 0 0,000 0,000 -
2 12,1 3,69 3,43 0,03 0,0058 0,084 14,50
3 11,9 5,6 3,5 0,1 0,049 0,13 2,65
4 12,3 12,8 4,8 1,4 0,18 0,26 1,44
5 12,0 24,6 6,3 2,9 0,42 0,51 1,21
6 10,0 28,0 6,6 3,2 0,49 0,57 1,16
7 12,3 415 95,0 91,6 7,23 7,30 1,01
8 11,9 4,9 3,25 0,05 0.038 0,11 2,90
9 12,3 168 35,4 31,6 3,00 3,08 1,03
Ю 11,9 205 43,0 39,6 3,76 3,84 1,02
Примечание. Напряженность магнитного поля Я = 2,77-105 А/м.
9ЛЛ / л ггггггб г:
ЬЧЧ/ 3(52), 2009-
Ферритная фаза в слитках и заготовках стали марки 10Х18Н10Т распределена неравномерно из-за значительной ликвации, свойственной высоколегированным сталям, поэтому для правильной оценки количества а-фазы в заготовках необходимо установить зону максимального ее значения. Для изучения распределения а-фазы по сечению заготовок исследовали прокат диаметром 130-150 мм, отличающийся концентрацией никеля (содержание остальных элементов было приблизительно одинаковым).
На рис. 3 показаны результаты распределения количества а-фазы по сечению заготовок.
Кривые 1—4 соответствуют образцам 5-8 (см. табл. 2). Характер распределения а-фазы по сечению на заготовках второго передела (кривая 4) оказался аналогичным распределению на заготовках первого передела (кривые 1-3). Другими известными способами и приборами такой характер распределения а-фазы в заготовке получить не удалось.
Таким образом, разработанный интегральный метод позволяет определить не только низкое содержание а-фазы в аустенитных сталях, но и установить характер ее распределения по сечению заготовок.
Литература
1. Диаграмм состояния двойных металлических систем: справ.: В 3-х т. Т. 3. Кн. 1 / Под общ. ред. Н. П. Лякишева. М.: Машиностроение, 2000.
2. Г а р м а т а В. А., П е т р у н ь к о А. Н., Г а л и ц к и й Н. В. и др. Титан. М.: Металлургия, 1983.
3. F о п t a n a M. G. «Corrosion engineering» Me Graw-Hill Book Company, Third Edition. 1986.
4. К a п и т a h A. В. Механизмы разрушения материалов реторт при магниетермическом производстве губчатого титана / А. В. Капитан, С. В. Твердохлеб, В. Г. Мищенко и др.: Сб. докл. 4-й Междунар. конф. «Оборудование и технология термической обработки металлов и сплавов». Харьков: ННЦХФТИ, ИПЦ «Контраст», 2003. С. 51-58.
5. Влияние магнитного момента парамагнитной матрицы на определение низких содержаний а-фазы в аустенитных сталях / В. JI. Снежной, Ф. Д. Мирошниченко, В. Г. Каниболоцкий, Г. А. Охромий // ФММ. 1970. Т. 30. Вып. 2. С. 363-366.
6. Мирошниченко Ф. Д., Снежной В. Л. Приборостроение // Межведом, науч.-техн. сб. № 2. Киев: Изд-во «Техника», 1988.
7. Э н т и н С. Д. Новые методы химического и фазового анализа металлов // Тр. ЦНИИТМАШ. 1964. №41.
8. Г у л я е в А. П., Черненко И. Б. Металловедение и термическая обработка металлов. 1957. № 5. С. 15-17.
9. К о п е р с а к Н. И. Автоматическая сварка. 1959. № 1 (70). С. 43-^48.
Рис. 3. Распределение количества а-фазы, об.%, по сечению заготовок
