Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситног

лерода в стали ниже этого предела дислокации обладают высокой подвижностью, что обусловливает релаксацию внутренних напряжений и, следовательно, обеспечивает высокую пластичность материала.

Пластинчатый мартенсит обладает повышенной склонностью к хрупкому разрушению не только вследст­ вие преимущественно твердорастворного упрочнения (при этом велики искажения решетки, значительны силы Пайерлса-Набарро, дислокации полностью закреплены атмосферами Коттрелла), но и в результате особенностей своего формирования. Максимальный сдвиг атомов в решетке и, следовательно, пиковый уровень микрона­ пряжений, достигаются по завершении роста мартенсит­ ной пластины, у ее новой вершины. К объемному эффек­ ту добавляется динамический, вызванный высокой скоростью образования пластины мартенсита [65]. Мак­ симальные пиковые напряжения будут возникать при об­ разовании крупной пластины, которая «пробегает» все зерно и останавливается на его противоположной грани­ це. Эти микронапряжения ослабляют границы зерен и могут приводить к образованию пограничных микро­ трещин или, складываясь с полем упругих напряжений магистральной трещины, вызывать межзеренное разру­ шение. Этим и объясняют снижение циклической трещиностойкости на Парисовском участке у низкоотпущенных углеродистых и низколегированных сталей с увеличением доли пластинчатого мартенсита [158, 159]. Фрактографически это проявляется в увеличении доли фасеток межзеренного скола. В низкоуглероди­ стых сталях пластинчатого мартенсита нет и, как следст­ вие, отсутствуют и межзеренные проскоки усталостной трещины.

Таким образом, реечный мартенсит, благодаря це­ лому ряду структурных особенностей, при достаточно высокой прочности, обладает большим запасом пластич­ ности и трещиностойкости.

Высокий комплекс механических свойств реечного мартенсита послужил базой для разработки нового клас­ са сталей, включающего мартенситностареющие стали (МСС) [150, 160] и низкоуглеродистые мартенситные стали (НМС) [2, 4, 161].

В мартенситностареющих сталях использован тер­ модинамический принцип получения мартенситной структуры при охлаждении на воздухе, который обеспе­ чивается высоким легированием. При введении в сталь 10-18 % никеля температура у—»а превращения снижа­ ется настолько, что превращение может осуществляться только по мартенситному механизму [150]. Эти стали ле­ гированы никелем, кобальтом, молибденом и небольшим количеством алюминия и титана. Типичный состав МСС: 12-18 % Ni, ~10 % Со, 3-5 % Мо, 0,6-1,0 % Ti [162]. В мартенситностареющих сталях реализуются все четыре известных механизма упрочнения, что обеспечивает вы­ сокий уровень их прочности - 1500 МПа и выше.

В низкоуглеродистых мартенситных сталях (НМС) используется отличный от МСС, кинетический принцип получения мартенсита. Исследования показали [163, 164], что различные легирующие элементы в определен­ ных сочетаниях существенно увеличивают устойчивость аустенита к нормальному превращению. Инкубационный период в таких сплавах может быть весьма значитель­ ным. Так, при совместном легировании железа хромом и никелем (Х8Н2), хромом, никелем и молибденом (Х6Н2М, ХЗН2М), никелем и молибденом (НЗМЗ) и со­ держании углерода 0,04-0,08 % продолжительность ин­ кубационного периода нормального превращения при температуре минимальной устойчивости аустенита со­ ставляет от десятков минут до нескольких часов [2, 4]. Следует также отметить, что при таком легировании и содержании углерода бейнитное превращение не на­ блюдается [2, 165]. В табл. 4.1 приведены данные по ус­ тойчивости аустенита и прокаливаемости некоторых НМС [4].

Низкое содержание углерода в НМС (до 0,15 %) обу­ славливает высокое положение точки М„ (Мн ~ 400 °С). Такое положение М„ и высокая устойчивость аустенита в области нормального превращения позволяют получать мартенсит при охлаждении на воздухе в больших сече­ ниях (до 2000 мм) [2, 4,161].

Сравнительно малая величина остаточных напряже­ ний после закалки НМС обусловлена низкой скоростью охлаждения на воздухе, минимальным объемным эффек­ том при мартенситном превращении, возможностью ре­ лаксации напряжений (благодаря низкому содержанию углерода и высокой температуре М„) [2, 4]. Высокая пла­ стичность и относительно низкий коэффициент дефор­ мационного упрочнения низкоуглеродистого мартенсита свидетельствует об отсутствии опасности образования трещин в неотпущенном состоянии.

Химический состав и структура НМС определяют их технологические характеристики: закаливаемость и глубокую прокаливаемость при охлаждении на возду­ хе, малые объемные изменения, хорошую свариваемость, возможность холодной деформации стали в закаленном или низкоотпущенном состояниях [2, 4,161].

Таким образом, низкоуглеродистые мартенситные стали - это стали мартенситного класса со структурой пакетного мартенсита, содержащие 0,04-0,15 % углерода и легирующие элементы до 6-10%. Основными леги­ рующими являются хром, никель, марганец, молибден.

Наиболее широкое промышленное применение из всех НМС нашла сталь 07X3ГНМ. Свойства этой и ряда других НМС приведены в табл. 4.2.

Анализ механических свойств сталей, приведенных в табл. 4.2 показывает, что при уровне прочности ств = = 800... 1200 МПа они обладают весьма высоким запасом пластичности и ударной вязкости. В низкоуглеродистых мартенситных сталях реализуются три из четырех опи­ санных выше механизма упрочнения: твердорастворное, дислокационное и зернограничное. Уровень пластичности

и ударной вязкости НМС позволяет попытаться допол­ нительно повысить их прочность путем реализации дис­ персионного механизма упрочнения.

Дисперсионное упрочнение при отпуске мартенсита может проявляться двояко. Во-первых, в замедлении ра­ зупрочнения и стабилизации прочности при отпуске. Вовторых, в появлении пика вторичной твердости, если уп­ рочнение от выделения второй фазы превышает разу­ прочнение твердого раствора.

Эффективность дисперсионного упрочнения части­ цами второй фазы определяется местом образования и характером распределения выделений, их морфологи­ ей, термической стабильностью ит.д. [136, 137, 138].

Скорость образования и роста выделений на разных дефектах различна. В ряду - вакансии, дислокации, гра­ ницы зерен - скорость зарождения выделений уменьша­ ется, а скорость роста увеличивается. При этом с повы­ шением температуры старения скорость зарождения бы­ стро убывает, т.к. снижается пересыщение твердого раствора, а скорость роста увеличивается. Это приводит к тому, что частицы, сформировавшиеся у различных дефектов, имеют разные размеры и состав, и, следова­ тельно, разную стабильность. Поэтому при прогресси­ рующем распаде твердого раствора происходит смена мест, предпочтительных для выделения второй фазы.

Хорнбоген предлагал три последовательности сме­ ны мест, предпочтительных для выделения частиц вто­ рой фазы: 1) границы - дислокации - вакансии; 2) дисло­ кации - вакансии - границы; 3) вакансии - дислокации - границы. Однако на примере выделения карбидов типа Ме23С6, VC, NbC в сталях [168, 169, 170] и выделений интерметаллидных фаз в цветных сплавах [171] показа­ но, что в ходе непрерывного распада при повышении температуры или увеличении времени старения смена мест образования выделений происходит только по по­ следовательности вакансии - дислокации - границы.

По степени уменьшения эффекта дисперсионного упрочнения выделения можно расположить в порядке: матричные, на дефектах упаковки, на переползающих целых дислокациях и на исходных дислокациях [172]. Матричные частицы по объему зерна располагаются бо­ лее равномерно, что согласно статистической теории [173] вносит дополнительную прибавку в упрочнение при одинаковой средней плотности частиц.

Образование матричных выделений возможно толь­ ко при высокой степени пересыщенности твердого рас­ твора и низких температурах старения. Благоприятное влияние будут оказывать повышение температуры на­ грева под закалку и сложное легирование сплавов.

Интенсивное упрочнение матричными выделениями резко охрупчивает металл. Один из путей снижения хрупкости - это повторное старение при более высоких температурах для коагуляции первоначально сформиро­ вавшихся матричных выделений. Путь предотвращения хрупкости - термомеханическая обработка. При ТМО создается повышенная плотность дислокаций, на кото­ рых формируются частицы второй фазы, распределенные по телу зерна гораздо более равномерно, чем при обыч­ ном старении.

Форма частиц на дисперсионное твердение влияет меньше, чем рассмотренные выше факторы.

В зависимости от состояния сплава - величины пе­ ресыщения твердого раствора, температуры старения, плотности дефектов и других факторов - пик дисперси­ онного твердения достигается благодаря перерезаемым или неперерезаемым (когерентным или некогерент­ ным матрице) выделениям [170, 174]. Возможны случаи, когда в районе пика присутствуют выделения обоих типов. Если выделения распределяются достаточно рав­ номерно, то упрочнение до пика твердости связано с когерентными, а после пика - с некогерентными выде­ лениями.

Исследование кинетики распада мартенсита на ста­ лях различных классов [175, 176, 177 и др.] показало, что в районе пика дисперсионного твердения формируется максимальная плотность выделений, а перестаривание связано с процессами коагуляции. Выделение карбидных фаз разного состава происходит последовательно, реже одновременно, коагуляция низкотемпературной фазы за­ частую совпадает с зарождением высокотемпературной.

Прослеживается закономерность: чем дальше от же­ леза в периодической таблице находится карбидообра­ зующий элемент (Cr, Mo, V, Nb, Ti), тем более сильное влияние на механические свойства стали оказывают его карбиды [173]. Это объясняется увеличением несоответ­ ствия кристаллической решетки карбида и матрицы и уменьшением склонности карбида к коагуляции. В ре­ зультате формируется большая плотность частиц все меньшего размера при одинаковой объемной доле, большее число дислокаций несоответствия и в резуль­ тате большее накопление и закрепление дефектов в структуре.

Степень растворения карбидов, нитридов и карбонитридов в сталях при аустенитизации определяет раз­ мер зерна, эффективность дисперсионного упрочнения

исубзеренную структуру сталей, т.е. главные факторы, определяющие свойства. На рис. 4.5 приведены рассчи­ танные зависимости температур полного растворения карбидов и нитридов от концентрации углерода, азота

икарбонитридообразующего элемента для сталей, со­

держащих 0,05-0,5 % С и 0,005-0,05 % N [178]. Видно, что температуры полного растворения карбидов и нит­ ридов в значительной степени зависят от состава стали. С падением содержания углерода температура растворе­ ния карбидов и нитридов значительно понижается.

Авторами работы [179] на примере сталей 40Х4МВФ, 40Х4М1ВЗФ, 50ХГСВФ, 50ХГВФ, 15ХНМФА исследован характер превращений в карбидной фазе и твердом растворе при отпуске. Показано, что в средне-

легированных мартенситных, низколегированных сред­ неуглеродистых перлитных и низкоуглеродистых низко­ легированных перлитных сталях кинетика происходящих при отпуске процессов различна. Несмотря на это, харак­ тер влияния превращений в карбидной фазе и матрице на отпускоустойчивость данных сталей одинаков - разу­ прочнение при отпуске тормозится тогда, когда в резуль­ тате термической обработки в стали формируется наибо­ лее стабильная карбидная фаза.

О 0,2 Ti, % 0 0,2 Zr, % 0 0,2 А1, %

Рис. 4.5. Зависимость температуры полного рас­ творения карбидов и нитридов от содержания угле­ рода, азота и карбонитридообразующего элемента в стали: 1 - 0 ,6 % С; 2 - 0,05 %N; 3 - 0,03% N; 4 - 0,005 % N; 5 - 0,05 % С

Карбидные фазы по склонности к коагуляции час­ тиц при отпуске можно расположить в следующей по­ следовательности: РезС, МэС, М7Сз, МгзСб, МбС, Мо2С, VC, NbC, TiC [173].

Карбиды железа слабо увеличивают прочность при температурах выше 150 °С при содержании углерода бо­ лее 1 %, в среднеуглеродистых сталях они замедляют ра­ зупрочнение при низкотемпературном отпуске.

Влияние карбидов хрома более сильное, чем карби­ дов железа. В среднеуглеродистой стали при содержании 2-4 % Сг замедляется разупрочнение в интервале темпе­ ратур отпуска 300-500 °С, при легировании ~ 12 % Сг появляется пик вторичного твердения при .450-500 °С [175, 176].

Карбид молибдена дает пик вторичной твердости в области температур 550-600 °С уже при 2 % молибдена [175, 177]. Еще более эффективны карбиды VC и NbC, однако в конструкционных сталях трудно перевести в твердый раствор большое количество ниобия. Уже при температурах отпуска 350-540 °С в сталях, легирован­ ных ванадием и молибденом, замедляется разупрочнение - выделение специальных карбидов при этом еще не на­ блюдается. Максимум вторичной твердости находится при двухчасовой выдержке при 550 °С и соответствует концу стадии зарождения карбидов, максимальному чис­ лу дислокаций и наибольшей плотности выделений VC (порядка 10,7см-3 в сталях с 1 % V). Карбиды ванадия представляют интерес как одни из наиболее отпуско­ устойчивых.

В работе [180] исследовано растворение и выделе­ ние карбидной фазы из переохлажденного аустенита ста­ лей типа ЗОФ15Б и влияние на эти процессы легирования хромом и никелем. Содержание ванадия соответствует стехиометрической формуле VC. Практически полное растворение карбидной фазы в аустените происходит при 1200 °С. Легирование ванадиевой стали никелем и хро­ мом ускоряет растворение карбидов ванадия при 1000-1150 °С, но практически не влияет на температуру их полного растворения.

Присутствие в среднеуглеродистых сталях 1-2 % ванадия приводит к образованию пика вторичной твер­ дости при отпуске 560-600 °С и выдержке 1 час (рис. 4.6) [181].

Исходная структура стали после закалки и раз­ личных режимов изотермического превращения при