После двойного отпуска (проверка на обрати­ мость) - 600 °С, 2 ч, воздух + 500 °С, 2 ч, воздух - на­ блюдается катастрофическое снижение ударной вязкости стали 05Х2НЗ (табл. 3.1). Вероятно, отпуск при темпера­ туре 600 °С приводит к коагуляции карбидной фазы и ее преимущественному выделению на границах зерен. В процессе дополнительного отпуска при 500 °С форми­ руются зернограничные сегрегации фосфора. В результа­ те накладываются два фактора, снижающие межзеренную связь, что и приводит к значительному охруп­ чиванию металла, несмотря на низкую твердость, и интеркристаллитному характеру разрушения (картина аналогична той, которая наблюдалась в стали 05ХЗНЗ после отпуска при 500 °С).

Примечание: % В - доля вязкой составляющей в изломе, ИС - интеркристаллитный скол; ТС - транскристаллитный скол; ВТ - вторичные межзеренные трещины, Я - ямки.

Введение молибдена в сталь 05ХЗНЗ уменьшает склонность к охрупчиванию после отпуска при 500 °С, однако не устраняет его полностью (табл. 3.2). Молибден уменьшает склонность стали к «фосфорной» отпускной хрупкости (за счет этого устраняется интеркристаллитная составляющая излома), но не устраняет охрупчива­ ния, связанного с выделениями карбидов.

Таблица 3.2

Влияние молибдена на охрупчивание при отпуске сталей типа ХЗНЗ

Примечание: ИС - интеркристаллитный скол; ТС - транскристаллитный скол; ВТ - вторичные межзеренные тре­ щины, Я - ямки.

Для снижения стоимости при одновременном со­ хранении высокой прочности и теплостойкости стали часто легируют ванадием. На рис. 3.9-3.12 представлено влияние температуры отпуска на механические свойства сталей 10ХЗГ2Ф0,15 (закалка с 920 и 980 °С, 1 ч, воздух; размер зерна в обоих случаях 11 мкм) и 07ХЗГФ0>4бТ (за­ калка с 950 °С, 1 ч, вода; размер зерна 15 мкм).

Введение ванадия замедляет распад низкоугле­ родистого мартенсита при отпуске и, как следствие, сохраняет повышенный уровень прочности (ст„ = 950...

1000 Н/мм2, Сто,2= 850...950 Н/мм2) до высоких температур отпуска: 550-600 °С (см. рис. 3.9, 3.11). В стали 10ХЗГ2Фо,15 после отпуска при 400 °С несколько повы­ шается сопротивление малым пластическим дефор­ мациям.

Ванадийсодержащие стали после закалки и низкого отпуска, как и стали без ванадия, имеют достаточно вы­ сокую ударную вязкость: KCU = 0,85... 1,15 МДж/м2,

КСТ = 0,18...0,22 МДж/м2 (см. рис. 3.10, 3.12); микроме­ ханизм разрушения —ямочный. При повышении темпе­ ратуры отпуска уровень ударной вязкости понижается и принимает минимальное значение после отпуска при

550-600 °С, при этом работа распространения трещины (КСТ) снижается практически до нуля. В изломе макси­ мально охрупченных образцов наблюдаются преимуще­ ственно фасетки интеркристаллитного скола, которые не имеют четко выраженной огранки. Это свидетельст­ вует о том, что разрушение происходит не только по гра­ ницам бывшего аустенитного зерна, но и по границам мартенситных пакетов. Кроме интеркристаллитного раз­ рушения на фрактограммах также видны вторичные межзеренные трещины и небольшое количество фасеток транскристаллитного скола.

Рис. 3.9. Влияние температуры отпуска на характеристики прочности и пластичности стали 10ХЗГ2Фо,и, закаленной с разных температур: 1 —закалка 920 °С; 2 —закалка 980 °С

1,4

T отпуска, °С

Рис. 3.10. Влияние температуры отпуска на ударную вязкость стали ЮХЗГ2Ф0,|5, закален­ ной с разных температур: 1 - закалка 920 °С; 2 —закалка 980 °С

При дальнейшем повышении температуры отпуска происходит резкое увеличение ударной вязкости при со­ ответствующем снижении прочностных характеристик.

Анализ экспериментальных данных позволяет гово­ рить о том, что причиной снижения ударной вязкости низкоуглеродистых ванадийсодержащих сталей является, главным образом, выделение спецкарбидов ванадия, а не только зернограничная сегрегация фосфора.

Во-первых, увеличение содержания ванадия в твер­ дом растворе усиливает охрупчивание. Так, чем выше температура нагрева под закалку стали 10ХЗГ2Фод5 (при неизменном размере зерна), тем больше ванадия перехо­ дит в твердый раствор, следовательно, тем больше кар­ бидов выделяется при последующем отпуске и сильнее охрупчивание (см. рис. 3.10).

Во-вторых, в стали 07ХЗГФ0,4бТ, после отпуска при температурах ниже 500 °С, работа зарождения трещины

ОК^ve> ■Л „

§

Рис. 3.11. Влияние температуры отпуска на характеристики прочности и пластичности стали 07ХЗГФ0,4бТ

(Азт = KCU - КСТ) слабо изменяется. После отпуска при температурах выше 500 °С наблюдается резкое снижение KCU, что, при постепенном снижении КСТ, что свиде­ тельствует об уменьшении работы зарождения трещины (см. рис. 3.12). В работах [105, 125, 126] было показано, что сегрегации фосфора не влияют на работу зарождения трещины, следовательно, ее уменьшение происходит только за счет образования спецкарбидов ванадия. Ана­ логичный эффект наблюдается и в стали 10ХЗГ2Фо,15-

Исследования стали 07ХЗГФо,4бТ, проведенные на экстракционных репликах, выявили неравномерное рас­ пределение карбидов после отпуска при температуре 600 °С. Выделения VC наблюдаются как на границах зе-

рен, так и в теле зерна, причем внутризеренные карби­ ды очень дисперсны и видны только при увеличении в 30 000 раз. Повышение температуры отпуска до 680 °С приводит к коагуляции карбидной фазы, что и обуслов­ ливает снижение прочности и повышение ударной вяз­ кости.

Рис. 3.12. Влияние температуры отпуска на ударную вязкость стали 07ХЗГФо,4бТ

Для того чтобы определить, имеет ли данная хруп­ кость обратимый характер, на стали 07ХЗГФо,4бТ был проведен высокотемпературный отпуск (680 °С, 2 ч, воз­ дух), повышающий ударную вязкость, и последующий повторный отпуск (600 °С, 2 ч, воздух), провоцирующий хрупкость. Как видно из табл. 3.3 провоцирующий от­ пуск несколько снижает уровень ударной вязкости, осо­ бенно КСТ. Таким образом, в процессе повторного от­ пуска формируются зернограничные сегрегации фосфо­ ра, которые и уменьшают работу распространения трещины. Микромеханизм разрушения в центральной части образца - хрупкий интеркристаллитный скол.

Таблица 3.3

Результаты проверки на обратимость охрупчивания стали 07ХЗГФ0,4бТ

Примечание: % В - доля вязкой составляющей в изломе ударного образца с U-образным надрезом; ИС - интеркристаллитный скол; ВТ - вторичные межзеренные трещины; ТС - транскристаллитный скол.

Результаты проверки на обратимость являются еще одним доказательством того, что основной причиной снижения ударной вязкости ванадийсодержащих сталей является образование мелкодисперсных карбидов вана­ дия, которые снижают работу зарождения хрупкой тре­ щины. Зернограничные сегрегации фосфора являются вторичным фактором, способствующим усилению ох­ рупчивания.

Итак, в низко- и среднелегированных сталях со структурой низкоуглеродистого мартенсита можно вы­ делить два процесса, приводящих к снижению ударной вязкости при отпуске: образование карбидов (цементитного типа или спецкарбидов) и зернограничные сегрега­ ции фосфора. Температурные интервалы охрупчивания: примерно 350 и 500-600 °С. В зависимости от легирова­ ния и режима отпуска эти два процесса могут накла­ дываться друг на друга, что ведет к катастрофическо­ му снижению ударной вязкости. Низколегированные Сг —Мп стали обладают меньшей склонностью к охруп­ чиванию при отпуске, чем Сг - Ni стали. Повышение температуры закалки уменьшает охрупчивание, связан­

ное с образованием карбида цементитного типа (отпуск при 350 °С), но усиливает «фосфорное» охрупчивание (отпуск при 500 °С). Основной причиной снижения ударной вязкости сталей, содержащих 3 % Ni, является зернограничная сегрегация фосфора. Карбидообразование в данном случае может усиливать охрупчивание.

Основной причиной снижения ударной вязкости ва­ надийсодержащих сталей является выделение мелкодис­ персных спецкарбидов ванадия. Зернограничные сегре­ гации фосфора являются дополнительным охрупчивающим фактором. Введение в сталь молибдена уменьшает склонность к «фосфорной» отпускной хрупкости, но не устраняет охрупчивания, связанного с выделением карбидов.

3.3.Конструкционная прочность отпущенных НМС

Внастоящее время для промышленных НМС систе­ ма легирования типа ХЗГНМ является основой [127, 128, 129], поэтому наибольший практический интерес пред­ ставляет изучение конструкционной прочности сталей на

ееоснове. После отпуска в интервале температур 500-

550 °С у сталей данной системы исследователи наблюда­ ли снижение уровня ударной вязкости и трещиностойкости, что связывали с явлением обратимой отпускной хрупкости, обусловленной зернограничной сегрегацией фосфора. Данные, представленные в предыдущем раз­ деле, заставляют пересмотреть существующие пред­ ставления.

Для изучения процессов, проходящих при отпуске низкоуглеродистого мартенсита (0,07-0,11% С), одно­ временно проводили электронномикроскопические ис­ следования, которые дают прямую информацию о со­ стоянии тонкой структуры, и измеряли удельное элек­ тросопротивление, которое характеризует состояние твердого раствора.

После закалки с 910 °С на воздухе в исследуемых сталях типа ХЗГНМ образуется реечный мартенсит.

Повышение температуры отпуска до 300-350 °С приводит к незначительному обеднению твердого рас­ твора, которое регистрируется по снижению уровня удельного электросопротивления в течение первых двух часов (см. рис. 3.13). Электронномикроскопически это проявляется в том, что практически во всех рейках на­ блюдаются чрезвычайно дисперсные карбидные выделе­ ния. С увеличением длительности выдержки состояние твердого раствора стабилизируется (см. рис. 3.13).

При отпуске 500-550 °С удельное электросопротив­ ление заметно падает за первые два часа (см. рис. 3.13). При этом внутри и на границах реек a -фазы наблюдает­ ся большое количество мелкодисперсных столбчатых и глобулярных выделений. Столбчатые выделения соот­ ветствуют карбидам цементитного типа (Ме3С), а глобу­ лярные - специальным карбидам (Ме7С3). С увеличением длительности отпуска наблюдается дальнейшее обедне­ ние твердого раствора, но весьма незначительное, о чем свидетельствует плавное падение удельного электросо­ противления (см. рис. 3.13). По всей видимости, это свя­ зано с частичной коагуляцией карбидов. Одновременно с распадом твердого раствора протекают процессы пере­ распределения и аннигиляции дислокаций, в результате чего их общая плотность несколько уменьшается, на­ блюдаются первые стадии полигонизации.

При температурах отпуска 600-650 °С процессы распада твердого раствора идут очень быстро. Уровень электросопротивления резко снижается за первые два­ дцать минут, а при дальнейшем увеличении выдерж­ ки интенсивность изменения заметно уменьшается (см. рис. 3.13). Активно проходят процессы полигониза­ ции, рекристаллизации и коагуляции карбидной фазы. Карбиды, объемная доля которых невелика, наблюдают­ ся преимущественно по границам субзерен а-фазы.

Изменения характеристик прочности и пластично­ сти сталей 11ХЗГНМЮА и 07ХЗГНМ в зависимости от