Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситног

температуры отпуска представлены в табл. 3.4 и на рис. 3.14. Размер бывшего зерна аустенита составлял 11-15 мкм.

Таблица 3.4

Прочность и пластичность сталей 11ХЗГНМЮА и 07ХЗГНМ в зависимости от температуры отпуска

Как видно из приведенных данных, предел прочно­ сти сталей 11ХЗГНМЮА и 07ХЗГНМ практически не меняется до температуры отпуска 500-550 °С, оставаясь на уровне закаленного состояния (ств = 1130... 1150 Н/мм2). Предел текучести и предел пропорциональности не­ сколько повышаются (на 60-80 Н/мм2). Особенно это за­ метно в стали 07ХЗГНМ (см. табл. 3.4). Такое изменение характеристик сопротивления малым пластическим де­ формациям может быть связано с частичной аннигиля­ цией дислокаций и закреплением их мелкодисперсными выделениями.

Подобное изменение прочностных характеристик может быть объяснено тем, что в процессе отпуска меня­ ется доминирующий механизм упрочнения. В свежезака­

ленном и низкоотпущенном состоянии высокую проч­ ность обеспечивают зернограничный и субструктурный механизмы, а при повышении температуры отпуска до 500-550 °С преобладающим становится дисперсионный механизм упрочнения, который и позволяет сохранить повышенный уровень прочности до таких высоких тем­ ператур отпуска.

Рис. 3.14. Влияние температуры отпуска на характеристики прочности и пластичности стали 11ХЗГНМЮА

При дальнейшем повышении температуры отпуска до 600-650 °С прочностные характеристики резко

200 °С, что связано, вероятно, с более равномерным рас­ пределением дислокаций, начинает снижаться при 300 °С и минимальные значения приобретает при 500550 °С. При дальнейшем повышении температуры от­ пуска ударная вязкость резко увеличивается.

Фрактографические исследования показали, что по­ сле отпуска при 200 °С разрушение идет по вязкому ме­ ханизму с отдельными элементами транскристаллитного разрушения. Отпуск при 350 °С не приводит к сущест­ венному изменению вида излома, только несколько уве­ личивается доля транскристаллитного квазискола. После отпуска при 500-550 °С, приводящего к максимальному снижению ударной вязкости, в изломах наблюдается 100%-ное транскристаллитное разрушение. При даль­ нейшем повышении температуры отпуска микромеха­ низм разрушения постепенно меняется с хрупкого транс­ кристаллитного на вязкий.

Такое изменение характеристик вязкости и микромеханизмов разрушения согласуется со структурными превращениями при отпуске низкоуглеродистых мартен­ ситных сталей, в которых при 300-350 °С начинается об­ разование карбидов цементитного типа, а при 500-550 °С выделяются мелкодисперсные спецкарбиды.

Минимальные значения ударной вязкости, наблю­ даемые после отпуска при температуре 500-550 °С, сла­ бо различались для исследованных сталей (КСТ = 0,09- 0,15 МДж/м2). Характер разрушения транскристаллитный для всех сталей системы ХЗГНМ. Можно заклю­ чить, что при разрушении работают одни и те же элемен­ ты структуры, механизм разрушения одинаковый и не за­ висит от колебаний химического состава этой системы.

Параметры KCU и КСТ (см. рис. 3.15) изменяются эквидистантно. Это значит, что работа зарождения тре­ щины Лзт (Агт = KCU - КСТ) до температуры макси­ мального охрупчивания остается практически постоян­ ной, то есть ударная вязкость зависит только от работы

распространения трещины. Следовательно, во всем объ­ еме металла существует некая структурная особенность, которая поддерживает хрупкий механизм распростране­ ния трещины.

Необходимо также принять во внимание уро­ вень прочности, при котором происходит охрупчивание стали со структурой низкоуглеродистого мартенсита (см. рис. 3.14 и 3.15): во всех исследуемых сталях систе­ мы ХЗГНМ прочностные характеристики не падают до температуры максимального снижения ударной вязкости, оставаясь на уровне закаленного состояния.

Изменение характеристик статической трещиностойкости стали 11ХЗГНМЮА в зависимости от темпе­ ратуры отпуска представлены на рис. 3.16. Из представ­ ленных графиков видно, что силовая характеристика ста­ тической трещиностойкости - предел трещиностойкости /с - несколько повышается после отпуска при темпера­ туре 350 °С, а затем начинает снижаться; причем высо­ кий отпуск (600 °С) приводит к получению более низких значений 1с по сравнению с низкоотпущенным состояни­ ем. Аналогичным образом меняется и энергетический параметр Апл, характеризующий работу пластической деформации впереди фронта стоящей трещины.

В то же время энергетический параметр Арт, харак­ теризующий работу роста трещины, меняется практиче­ ски так же, как и ударная вязкость: до температуры от­ пуска 350 °С остается неизменной, после отпуска при 500 °С наблюдается минимум и при дальнейшем повы­ шении температуры отпуска возрастает (см. рис. 3.15 и 3.16). Общая работа А0бщ, затраченная на разрушение образца при статическом нагружении, зависит, главным образом, от работы роста трещины Арт.

Такое изменение характеристик статической трещи­ ностойкости еще раз подтверждает тот факт, что в сталях типа ХЗГНМ понижение вязкости связано с изменением энергетических условий распространения трещины.

Рис. 3.16. Влияние температуры отпуска на характеристики статической трещиностойкости стали 11ХЗГНМЮА

Для изучения кинетики охрупчивания стали 11ХЗГНМЮА был проведен длительный отпуск при 200, 350 и 500 °С с выдержкой до 60 часов (табл. 3.5, рис. 3.17).

После отпуска при температуре 200 °С ударная вяз­ кость и твердость практически не меняются с увеличени­ ем времени выдержки (см. рис. 3.17). В изломе одновре­ менно наблюдаются два микромеханизма разрушения: хрупкий транскристаллитный и вязкий ямочный.

Отпуск при 350 °С сохраняет высокий уровень ударной вязкости при относительно коротких выдержках (1-2 ч) и приводит к значительному падению КСТ, почти в два раза, при длительных выдержках (20-60 ч), при этом твердость остается постоянной (см. рис. 3.15). Мик­

После отпуска при температуре 500 °С в первые два часа наблюдаются резкое снижение ударной вязкости (см. рис. 3.15), разрушение транскристаллитное по телу зерна. С увеличением длительности выдержки уровень ударной вязкости повышается практически .в три раза (см. рис. 3.15) при незначительном падении прочности (см. табл. 3.5). В изломе появляются фасетки квазискола, отделенные друг от друга высокими гребнями микропластической деформации, а также отдельные ямки и груп­ пы ямок.

После отпуска при температуре 500 °С предел трещиностойкости 1с несколько повышается (рис. 3.18) пер­ вые два часа, а затем происходит его слабое падение практически до исходного уровня. Работа пластической деформации Аал практически не изменяется с увеличени­ ем длительности выдержки. Общая работа Аобт, затра­ ченная на распространение трещины при статических испытаниях, и определяющая ее уровень работа роста трещины Арт меняются аналогично ударной вязкости: первые два часа снижаются, а с увеличением времени выдержки значительно возрастают. Такое изменение ра­ боты роста трещины Ар тсвязано с тем, что на диаграм­ мах изгиба образцов, отпущенных при 500 °С в тече­ ние 2 ч, наблюдаются значительные хрупкие проскоки трещины (рис. 3.19). С увеличением длительности отпус­ ка величина хрупких проскоков постепенно уменьшает­ ся, а при выдержке 60 ч они вообще не наблюдаются.

Таким образом, сохранение высокого уровня сопро­ тивления пластической деформации в большинстве зерен обеспечивает высокий уровень прочности в течение дли­ тельной выдержки. В то же время интенсивная пластиче­ ская деформация отдельных зерен, которая фрактографически проявляется в появлении высоких гребней микропластической деформации, приводит к повышению работы распространения трещины как при статических, так и при динамических испытаниях.

Рис. 3.18. Влияние длительности отпуска при 500 °С на харак­ теристики статической трещиностойкости стали 11ХЗГНМЮА

Прогиб

Рис. 3.19. Диаграмма нагрузка-прогиб стали 11ХЗГНМЮА после отпуска различной продолжительности при 500 °С

Одной из причин охрупчивания сталей при отпуске является сегрегация фосфора на границы зерен, так на­ зываемое явление обратимой отпускной хрупкости. С целью изучения природы охрупчивания при отпуске

сталей системы ХЗГНМ был проведен ряд эксперимен­ тов по проверке на обратимость выявленного охрупчива­ ния. Для этого стали с разным содержанием фосфора (сталь 11ХЗГНМЮА, содержащая 0,006 % Р, и сталь 07ХЗГНМ, содержащая 0,02 % Р) после высокого отпус­ ка охлаждали с разными скоростями и подвергали по­ вторному отпуску, провоцирующему охрупчивание (рис. 3.20, табл. 3.6).

Рис. 3.20. Влияние скорости охлаждения после отпуска на ударную вязкость стали 07ХЗГНМ: 1- охлаждение на воздухе; 2 - охлаждение в воде

Вплоть до температуры отпуска 550 °С увеличение скорости охлаждения не влияет на ударную вязкость ста­ ли 07ХЗГНМ, а при отпуске 600-650 °С ударная вязкость (КСТ) образцов, охлажденных в воде, примерно в два раза выше, чем у образцов, охлажденных на воздухе (см. рис. 3.20). Повторный нагрев после высокого отпус­ ка (600 °С) в интервале охрупчивания (550 °С) выявил некоторую склонность к обратимости (см. табл. 3.6). В то же время электроннофрактографический анализ показал, что в охрупченном состоянии в изломах нет фасеток интеркристаллитного скола, характерных для обратимой отпускной хрупкости, наблюдается только транскристаллитное разрушение.

В стали с низким содержанием фосфора (сталь 11ХЗГНМЮА) разрушение также транскристаллитное,