Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситног

а скорость охлаждения после отпуска и повторный на­ грев в интервал охрупчивания не влияют на уровень ударной вязкости (см. табл. 3.6).

Содержание фосфора заметно влияет на исходный уровень ударной вязкости (свежезакаленное и низкоотпущенное состояние): в стали чистой по фосфору (11ХЗГНМЮА) значения ударной вязкости значительно выше, чем в сталях «грязных» по фосфору (07ХЗГНМ, 08ХЗГНМЮ), несмотря на более высокое содержание углерода (см. рис. 3.15). По-видимому, в процессе закал­ ки (во время выдержки в аустенитной области и после­ дующего довольно медленного охлаждения на воздухе) происходит сегрегация фосфора на границы зерен и суб­ зерен. И естественно, что в сталях с повышенным содер­ жанием фосфора, концентрация его на границах будет больше, чем в стали «без фосфора». Это приводит к то­ му, что границы с повышенным содержанием фосфора менее пластичны. Подтверждением этому предположе­ нию может служить тот факт, что гребни микропластической деформации при транскристаллитном квазисколе

всталях 07ХЗГНМ и 08ХЗГНМЮ значительно ниже, чем

вчистой по фосфору стали 11ХЗГНМЮА.

Таким образом, фосфор снижает общий уровень ударной вязкости, несколько расширяет температурный интервал охрупчивания, но не приводит к катастрофиче­ скому снижению ударной вязкости сталей типа ХЗГНМ, имеющих структуру низкоуглеродистого мартенсита. Исходя из этого, можно утверждать, что основная при­ чина снижения вязкости в НМС типа ХЗГНМ не связана с зернограничными сегрегациями фосфора.

Результаты исследования тонкой структуры свиде­ тельствуют о том, что наиболее существенным измене­ нием в структуре НМС типа ХЗГНМ является формиро­ вание мелкодисперсных карбидных выделений.

В процессе распада мартенсита при отпуске в струк­ туре может возникать целый ряд особенностей, в той или иной степени способствующих охрупчиванию сталей: атмосферы, кластеры, когерентные и некогерентные вы­

деления; причем выделения, особенно когерентные, могут быть как деформационно устойчивыми, так и де­ формационно неустойчивыми. Деформационное воздей­ ствие, изменяя тонкую структуру стали, может сущест­ венным образом повлиять на характер изменения свойств, в том числе и ударной вязкости. Так, уже хо­ лодная пластическая деформация (ХПД) (е = 0,2 %, то есть деформация на пределе текучести) в небольших сте­ пенях способствует отрыву дислокаций от атмосфер Коттрелла. В результате атомы внедрения вынуждены переходить в октаэдрические и тетраэдрические поры, то есть атмосферы перестают существовать. Примерно при таких же степенях ХПД разрушаются и кластеры, по­ скольку скользящие дислокации изменяют взаимное рас­ положение атомов.

Если в структуре имеются деформационно неустой­ чивые выделения, размер которых сравним с вектором Бюргерса, перерезающие дислокации, то на определен­ ной стадии пластической деформации (обычно при де­ формации на пределе прочности или при несколько меньшей) в результате многократного перерезания их размер становится меньше размера критического заро­ дыша, и происходит самопроизвольное растворение этих выделений. Деформационно устойчивые выделения су­ ществуют на любой стадии пластической деформации и оказывают соответствующее влияние на свойства стали.

Таким образом, ХПД на пределе текучести должна устранять атмосферы и кластеры, а ХПД на пределе прочности (или несколько меньшая) должна устранять деформационно неустойчивые выделения.

Для уточнения природы карбидных выделений, приводящих к охрупчиванию сталей типа ХЗГНМ, был проведен эксперимент, результаты которого представле­ ны на рис. 3.21 и 3.22.

Для проведения испытаний была изготовлена серия плоских разрывных образцов из стали 07X3ГНМ с базо­ вой длиной /0 = 120 мм, шириной b = 9 мм, высотой h = 5 мм (см. рис. 3.21). После закалки часть образцов

была отпущена при 350 °С в течение 5 ч (когда ударная вязкость уже начинает снижаться), другая часть - 500 °С, 2 ч (когда ударная вязкость минимальна). Образцы посде отпуска были подвергнуты холодной пластической де­ формации растяжением на предел текучести (е = 0,2 %), предел прочности (е = 5...6 %) и между пределом проч­ ности и пределом текучести (в = 2,5...3 %). Далее из этих деформированных плоских образцов изготавливали по два нестандартных образца (длина / = 57 мм, ширина Ь = 5 мм, высота h = 9 мм) для определения ударной вяз­ кости (КСТ*), на которые наносили усталостную трещи­ ну (рис. 3.21. б).

Рис. 3.21. Эскизы образцов для проведения испытаний по влиянию холодной пластической деформации на ударную вяз­ кость: а - эскиз разрывного образца; б - эскиз ударного образ­ ца, который изготавливали из разрывного после проведения деформации

Степень деформации, %

Рис. 3.22. Влияние холодной пластической деформации на уро­ вень ударной вязкости стали 07ХЗГНМ после разных режимов отпуска: 1- отпуск 350 °С, 5 ч, воздух; 2 - отпуска 500 °С, 2 ч, воздух

Из рис. 3.22 видно, что после отпуска при 500 °С с увеличением степени ХПД вплоть до деформации на пределе прочности ударная вязкость (КСТ*) исследуе­ мой стали постепенно снижается, то есть в данном слу­ чае проявляется лишь влияние пластической дефор­ мации.

Более интересно влияние степени ХПД на ударную вязкость стали 07ХЗГНМ после отпуска при 350 °С в те­ чение 5 ч: при увеличении степени деформации до 2,5 % ударная вязкость (как и после отпуска при 500 °С, 2 ч) снижается, то есть сказывается отрицательное влияние увеличения степени ХПД. Однако при повышении б до 6 % (деформация на пределе прочности) вязкость увели­ чивается. По-видимому, такое изменение ударной вязко­ сти можно объяснить тем, что после отпуска при 350 °С в сталях присутствуют деформационно неустойчивые ко­ герентные карбидные выделения, которые в результате деформации на пределе прочности растворяются и тем самым компенсируют отрицательное влияние ХПД.

Таким образом, исходя из этих результатов, а также из результатов электронномикроскопических исследова­ ний, можно говорить о том, что при отпуске 500 °С ос­ новной причиной снижения ударной вязкости НМС типа ХЗГНМ являются деформационно устойчивые некоге­ рентные карбидные выделения. В соответствии с темпе­ ратурным интервалом отпуска, вероятнее всего, это выделения типа Ме7СзПри отпуске же 350 °С сущест­ венную роль в охрупчивании играют когерентные де­ формационно неустойчивые выделения карбидов цементитного типа (Ме3С), которые образуются, как правило, именно при этих температурах.

Таким образом, процессы распада низкоуглероди­ стого мартенсита в сталях системы ХЗГНМ начинаются при температурах отпуска 300-350 °С. При этих темпе­ ратурах выделяются чрезвычайно дисперсные, по всей видимости, когерентные деформационно неустойчивые

карбиды цементитного типа. Отпуск в температурных интервалах 500-550 °С приводит к выделению мелко­ дисперсных спецкарбидов в теле и по границам реек мартенсита. Начальные стадии полигонизации наблюда­ ются при температурах 500-550 °С, рекристаллизационные процессы активизируются при более высоких темпе­ ратурах отпуска. Характеристики прочности и пластич­ ности остаются практически неизменными вплоть до температуры отпуска 500-550 °С. С началом процессов рекристаллизации и коагуляции карбидной фазы проч­ ность резко снижается, что ведет соответственно к по­ вышению пластичности. В интервале температур отпуска 300-550 °С наблюдается эффект дисперсионного упроч­ нения, но предел прочности не изменяется, оставаясь на уровне закаленного состояния, а характеристики сопро­ тивления малым пластическим деформациям (предел те­ кучести и предел пропорциональности) несколько повы­ шаются. Ударная вязкость и характеристики статической трещиностойкости низкоуглеродистых мартенситных сталей типа ХЗГНМ имеют высокие значения в закален­ ном и низкоотпущенном состоянии, обеспечивая опти­ мальное сочетание характеристик прочности и надежно­ сти. Наименьшие значения ударной вязкости и энергети­ ческих характеристик статической трещиностойкости наблюдались после отпуска при 500-550 °С. Охрупчива­ ние в НМС типа ХЗГНМ носит необратимый характер и связано с выделением мелкодисперсных деформацион­ но устойчивых карбидов в теле и по границам реек а- фазы, микромеханизм разрушения хрупкий транскристаллитный квазискол. Даже в состоянии максимального охрупчивания НМС типа ХЗГНМ сохраняют свою рабо­ тоспособность, поскольку уровень ударной вязкости ос­ тается достаточно высоким: KCU = 0,80... 1,01 МДж/м2. Повышение содержания фосфора с 0,006 до 0,02 % сни­ жает общий уровень ударной вязкости в закаленном и низкоотпущенном состоянии, но благодаря наличию молибдена не приводит к катастрофической хрупкости

данного класса сталей в опасном интервале температур отпуска. Увеличение длительности отпуска до 40-60 ч при температуре 500 °С ведет к росту вязкости сталей типа ХЗГНМ в два-три раза при незначительном паде­ нии прочности. Восстановление вязкости связано с по­ вышением работы распространения трещины, которое вызвано неодновременным протеканием в отдельных зернах и субзернах процессов распада твердого раствора, рекристаллизации и коагуляции карбидной фазы. Увели­ чение длительности отпуска при температуре 350 °С бо­ лее 5 ч ведет к снижению ударной вязкости, так как об­ разуется большое количество деформационно неустой­ чивых карбидных выделений.

3.4. Определение температурно-временных параметров термообработки

для совершенствования структуры н повышения конструкционной прочности

Стали со структурой низкоуглеродистого мартенси­ та (НМ) в закаленном и низкоотпущенном состоянии имеют повышенные характеристики прочности и одно­ временно высокие характеристики надежности (табл. 3.7). Такое сочетание свойств обеспечивает целый ряд морфо­ логических особенностей низкоуглеродистого реечного мартенсита. Малые размеры элементов субструктуры (толщина кристаллов несколько десятых долей мкм) и исключительно высокая плотность дислокаций в их внутренних объемах 10п-1012 см-2 [130] обеспечивают прочность 1000-1100 Н/мм2, а малое содержание углеро­ да в твердом растворе, небольшие искажения кристалллической и, следовательно, силы Пайерлса-Набарро, обеспечивает высокую пластичность при тех высоких напряжениях, когда наступает общая текучесть. Кроме преимущественного дислокационно-субструктурного уп­ рочнения имеется еще несколько важных особенностей структуры реечного мартенсита, которые препятствуют

локализации пластической деформации и инициации хрупкого разрушения.

В НМ отсутствуют двойниковые прослойки [130], границы которых являются эффективными барьерами на пути движущихся дислокаций и, как следствие, местами зарождения хрупких трещин. Внутри мартенситных па­ кетов наблюдаются преимущественно малоугловые разориентировки (не более 3°): соотношение высокоугло­ вых и малоугловых границ в пакете, по данным [131], равно 1:5. Такая малоугловая граница может работать как полупроницаемая, то есть при определенных «крити­ ческих» напряжениях в голове дислокационного скопле­ ния происходит прорыв малоугловой межреечной или межблочной границы, часть дислокаций «стекает» в со­ седний объем [131], и напряжения в голове скопления уменьшаются. Эти особенности строения обусловливают низкую склонность к хрупкому разрушению сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита уже в зака­ ленном состоянии.

В зависимости от легирования, абсолютные значе­ ния характеристик прочности, пластичности и ударной вязкости могут быть разными, однако ярко выражена за­ кономерность получения оптимального сочетания меха­ нических свойств именно после низкого отпуска (в отли­ чие от среднеуглеродистых сталей, где повышенную ударную вязкость при достаточном уровне прочности получают после высокого отпуска). В связи с этим стали со структурой низкоуглеродистого мартенсита наиболее рационально использовать в низкоотпущенном (^отп ^ <300 °С) или даже в свежезакаленном состоянии. Это особенно эффективно, когда необходим повышенный уровень прочности при высокой степени надежности.

Как показали проведенные исследования, домини­ рующим процессом, приводящим к снижению уровня ударной вязкости при отпуске низкоуглеродистого мар­ тенсита, является образование мелкодисперсных карби­ дов. Процессы коагуляции устраняют причину охрупчи­

вания, однако при этом снижается прочность стали. В связи с этим, если в соответствии с техническими тре­ бованиями на изделие повышенная прочность (ст„ 2 ^1100 Н/мм2, 00,2 ^ 900 Н/мм2) не требуется, то можно проводить отпуск выше интервала охрупчивания.

Таким образом, благодаря особенностям распада низкоуглеродистого мартенсита при отпуске становится возможным реализовать самый простой способ устране­ ния отпускной хрупкости, а именно не отпускать в опас­ ном интервале температур.

Увеличение длительности отпуска при 500 °С при­ водит к повышению характеристик трещиностойкости

Такое изменение характеристик механических свойств связано с неоднородным распадом твердого рас­ твора в отдельных зернах. В большинстве зерен еще со­ храняются мелкодисперсные карбиды в теле и по грани­ цам реек a -фазы, но в отдельных уже начинается коагу­ ляция карбидов. За счет роста карбидов и, возможно, начавшихся процессов полигонизации и рекристаллиза­ ции прочность этих зерен снижается, что приводит к не­ значительному уменьшению общего уровня прочности.