Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситног

На диаграммах «нагрузка - прогиб», построенных в ре­ зультате испытаний на статический изгиб образцов с трещиной, исчезают хрупкие проскоки трещин. На по­ верхности излома при этом наблюдаются высокие гре­ бешки микропластической деформации, появление кото­ рых обуславливает существенное повышение работы распространения трещины и рост трещиностойкости при статических и динамических испытаниях.

Таким образом, для низкоуглеродистых мартенсит­ ных сталей системы ХЗГНМ одним из способов восста­ новления ударной вязкости после отпуска, приводящего к охрупчиванию, является увеличение длительности это­ го отпуска. При этом уровень ударной вязкости повыша­ ется практически до исходного состояния, а прочностные характеристики снижаются незначительно.

Известно, что закалка из межкритического интерва­ ла температур (МКИ) существенно снижает или даже устраняет склонность сталей к отпускной хрупкости [75, 132, 133, 134, 135]. Уменьшение размера зерна за счет низкой температуры нагрева под закалку (/зак « Асз) так­ же может оказать положительное влияние на уровень ударной вязкости. В связи с этим были проведены иссле­ дования по влиянию температуры закалки из МКИ на механические свойства низкоуглеродистых мартенсит­ ных сталей системы ХЗГНМ. Критические точки стали 07ХЗГНМ: Аа = 740 °С, Асз = 830 °С.

Изменение механических свойств исследуемой ста­ ли после низкотемпературной закалки (закалки из МКИ

ис температуры Лез) и последующего охрупчивающего отпуска при 550 °С приведено на рис. 3.23. Из приведен­ ных данных видно, что повышение температуры закалки из МКИ ведет к повышению прочностных характеристик

иснижению ударной вязкости (КСТ). Причем закалка из верхней половины МКИ приводит к получению предела прочности такой же величины, как и закалка из аусте­ нитной области, а ударная вязкость при этом примерно

вдва раза выше, чем после полной закалки (см. рис. 3.23).

1000

™ 800

I

g 600

ёs

g400

200

0

Рис. 3.23. Влияние низкотемпературной закалки на механические свойства стали 07ХЗГНМ (оконча­ тельная термообработка: отпуск 550 °С, 2 ч, воздух)

При закалке из МКИ сталь 07ХЗГНМ имеет двух­ фазную феррито-мартенситную структуру, что согласу­ ется с данными работ [98, 99]. С повышением температу­ ры закалки из МКИ увеличивается доля мартенсита. Причем необходимо отметить, что при исходной мартен­ ситной структуре феррит наследует пакетно-реечное строение мартенсита.

После закалки с 750 °С, что соответствует нижней половине МКИ, доля феррита в структуре весьма значи­ тельна, ударная вязкость КСТ возрастает до 0,53 МДж/м2, доминирующей составляющей на поверхности излома являются ямки, отдельные крупные ямки окружены группами очень мелких ямок. Чередование крупных и скопления мелких ямок являются следствием чередо­ вания участков феррита и мартенсита, при этом крупные

ямки - это след разрушения ферритной составляющей, а мелкие - мартенситной.

Кроме ямок в центральной части изломов наблюда­ ются участки интеркристаллитного скола. Судя по тому, что размеры фасеток межзеренного скола изменяются

впределах 40-60 мкм и в несколько раз превышают сред­ ний размер бывшего аустенитного зерна (11-15 мкм), можно говорить о том, что межзеренному разрушению

вусловиях стесненной пластической деформации под­ вержены участки структуры с крупным бывшим аусте­ нитным зерном. Вероятно, химический состав этих уча­

стков был таким, что нагрев на 750 °С явился для них не закалкой из МКИ, а высоким отпуском. Доказательст­ вом этого является большое количество следов карбид­ ных выделений на межзеренных фасетках. Такой вид из­ лома еще раз подтверждает тот факт, что зерногранич­ ные карбиды отрицательно влияют на уровень межзеренных связей даже при низкой прочности. При закалке с 800 °С межзеренных фасеток со следами кар­ бидных выделений уже нет, доля вязких участков уменьшается, появляются фасетки квазискола.

Температура закалки 850 °С немного превышает критическую точку АСз. Вследствие этого формируется мелкое зерно, которое обеспечивает достаточно высокую прочность (на уровне прочности, полученной после пол­ ной закалки) и повышенный уровень ударной вязкости (см. рис. 3.23). В центральных участках излома видны мелкие-^фасетки транскристаллитного квазискола, высо­ кие гребешки микропластической деформации и отдель­ ные группы ямок.

Для того чтобы выяснить, насколько закалка из верхней половины МКИ или с температуры ЛСз повыша­ ет значения ударной вязкости стали 07X3ГНМ во всем интервале температур отпуска, проводили сравнение ре­ зультатов испытаний образцов, закаленных с 850 °С, и образцов после полной закалки с 950 °С (рис. 3.24).

Т отпуска, °С

Рис. 3.24. Зависимость ударной вязкости от температуры отпуска стали 07ХЗГНМ после полной закалки и закалки на мелкое зерно: 1 - закалка 950 °С, 1 ч, воздух; 2 - закалка 950 °С, 1 ч, воздух + закалка 850 °С, 1 ч, воздух

Из представленных результатов видно, что после за­ калки с 850 °С исследуемая сталь также подвержена ох­ рупчиванию. Однако во всем интервале температур от­ пуска уровень значений ударной вязкости повысился почти в 1,5-2 раза. Это, по всей вероятности, можно объ­ яснить эффектом мелкозернистой структуры. Повыше­ ние ударной вязкости в результате закалки на мелкое зерно (с 850 °С) происходит только в том случае, когда наследуется субструктура мартенсита, то есть после предварительной полной закалки (табл. 3.9). При исход­ ной высокоотпущенной структуре (температура отпуска 550-650 °С) этот эффект не наблюдается.

Таким образом, низкотемпературная закалка стали 07X3ГНМ позволяет повысить общий уровень ударной вязкости в 2,0-2,5 раза, но самого охрупчивания не уст­ раняет. Оптимальной является закалка с температу­ ры Ась когда прочность находится на уровне полностью закаленной стали, а ударная вязкость в 1,5-2,0 раза выше во всем интервале температур отпуска. При этом необ­

ходимо отметить, что повышение уровня ударной вязко­ сти после такой закалки проявляется только при наличии исходнозакаленной струюуры, когда присутствует эф­ фект структурной наследственности пакетно-реечного строения мартенсита.

Таблица 3.9

Влияние исходного состояния на динамическую трещиностойкость

отпущенной стали 07ХЗГНМ

Традиционные конструкционные стали для умень­ шения склонности к обратимой отпускной хрупкости ле­ гируют молибденом [38, 83, 87 и др.]. Мо может оказы­ вать сдерживающее влияние на фосфор, тем самым зна­ чительно уменьшает его сегрегацию на границах зерен и устраняет, таким образом, причину обратимой отпускной хрупкости. Содержание молибдена в стали должно быть недостаточным для образования собственного карбида (0,3-0,5 % Мо).

Применительно к сталям со структурой низкоуглеро­ дистого мартенсита, как было показано выше, этот вывод требует корректировки. Введение молибдена (табл. ЗЛО) значительно повышает ударную вязкость после отпуска при температуре максимального охрупчивания.

В сталях системы ХЗГНМ молибден значительно уменьшает долю обратимой отпускной хрупкости в об­

щем снижении ударной вязкости, устраняет опасность появления интеркристаллитного скола и катастрофиче­ ского снижения вязкости.

Таблица 3.10

Влияние молибдена на изменение ударной вязкости при отпуске сталей типа 05X3НЗ

Дополнительное снижение концентрации фосфора (до 0,006 %) в сталях типа ХЗГНМ полностью устраняет обратимую отпускную хрупкость.

Таким образом, введение молибдена в количестве, недостаточном для образования собственных карбидов, или уменьшение содержания фосфора до тысячных до­ лей процента приводит к значительному снижению склонности сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита к обратимой отпускной хрупкости. Охрупчи­ вание, вызванное выделением мелкодисперсных карби­ дов, при этом не устраняется. Уровень ударной вязко­ сти в молибденсодержащей стали после охрупчивающего отпуска остается достаточно высоким (KCU = = 0,70... 1,01 МДж/м2, КСТ = 0,09...0,13 МДж/м2), что обеспечивает работоспособность изделий.

Из представленных результатов следует, что сниже­ ние ударной вязкости при отпуске сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита носит преимущественно необратимый характер, поэтому устранить охрупчивание без снижения прочности нельзя. Оптимальным является использование данного класса сталей после низкого от­

ГЛАВА 4. УПРОЧНЕНИЕ НИЗКОУГЛЕРОДИСТОГО МАРТЕНСИТА ДИСПЕРСНЫМИ ФАЗАМИ

Конструкционная прочность включает характери­ стики прочности, надежности и долговечности. В тех случаях, когда структура обеспечивает требуемые на­ дежность и долговечность, на первый план выходит за­ дача повышения прочности, поскольку именно проч­ ность определяет уровень нагрузки, при которой функ­ ционирует изделие.

4.1.Роль различных механизмов

вупрочнении сталей

Препятствия, которые вводятся в решетку для за­ труднения движения дислокаций, подразделяют в соот­ ветствии с их геометрическими размерами. Важнейшими для a-железа являются: 0-мерные - легирующие атомы замещения и внедрения; 1-мерные - дислокации; 2-мер­ ные - границы зерен, субзерен, двойников, фаз; 3-мер­ ные - частицы второй фазы [136]. Для описания соотно­ шений между плотностью препятствий или расстоянием между ними и приростом предела текучести были полу­ чены следующие соотношения: До] = aGcm (твердорас­ творное упрочнение); Дог = aGbpm (деформационное уп­ рочнение) [137]; Доз = ксГш (упрочнение границами зе­ рен) [138]; Дсц = Р GbX~l (дисперсионное упрочнение) [139]; где а - безразмерная постоянная, характеризую­ щая удельное упрочняющее действие растворенных ато­ мов; G - модуль сдвига; с - концентрация растворенных атомов; а, Р s 0,5; b - вектор Бюргерса; р - плотность дислокаций; к - постоянная, характеризующая удельное упрочняющее действие границ элементов структуры и субструктуры.

Примеры применения этих соотношений к а-железу и его сплавам представлены на рис. 4.1 [136]. Однако по­ вышение прочности полезно только в сочетании с опре-

деленным уровнем пластичности и вязкости. Прочность и пластичность всегда связаны между собой тем, что по­ вышение предела текучести приближает критическое на­ пряжение, при котором может произойти разделение двух атомных плоскостей. Из-за этого пластичность ма­ териалов, как правило, снижается с увеличением отно­ шения a/atb где - теоретическая прочность материала.

ау, МПа

Рис. 4.1. Упрочнение a-Fe посредством раз­ личных механизмов: а - образование твердого раствора замещения; б - увеличение плотно­ сти дислокаций (деформационное упрочне­ ние); в - упрочнение границами зерен; г - мак­ симальное упрочнение частицами (расчетные

значения)

Таким образом, достижение высокопрочного со­ стояния за счет использования какого-то одного меха­ низма упрочнения не является приемлемым путем. Если даже это удается, то только за счет потери пластичности

и повышения склонности металлического сплава к хруп­ кому разрушению.

В связи с этим интерес представляет определение тех границ, в которых эффективно действует каждый из вышеупомянутых механизмов упрочнения применитель­ но к сплавам на основе а-железа.

Твердорастворное упрочнение - это упрочнение, возникающее в результате искажений кристаллической решетки матрицы из-за присутствия в ней примесных атомов. Растворение легирующих элементов в железе может происходить по типу замещения и внедрения. Атомы замещения практически не влияют на прочность сплава, так как они изоморфны решетке матрицы и име­ ют близкий атомный радиус с атомами матрицы (в дан­ ном случае - железа).

Примесью внедрения, оказывающей наибольший упрочняющий эффект в сплавах на основе а-железа, несомненно, является углерод. В литературе имеется достаточно большое количество данных [136, 140], сви­ детельствующих о том, что с увеличением содержания углерода в закаленной стали до 0,2 % сопротивление пластической деформации быстро возрастает. При уве­ личении содержания углерода от 0,2 до 0,4 % темп нарастания сопротивления пластической деформации снижается, а при дальнейшем увеличении содержания углерода в закаленной стали упрочнения практически не происходит.

В работе Э. Хорнбогена [136] имеется прямое ука­ зание на то, что «при содержании углерода в Fe-C мар­ тенсите более 0,1 % твердорастворное упрочнение пре­ обладает над упрочнением за счет дефектов решетки». Ю.Я. Мешков в работе [141] получил соотношение меж­ ду пределом текучести и сопротивлением пластической деформации в пределах одного зерна для сплавов на ос­ нове а-железа: Со = 0,7от. Данное соотношение говорит о том, что вклад внутризеренных механизмов упрочне­ ния в общий уровень прочности не должен быть слиш-