Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситног

750-650 °С по-разному влияет на твердость при после­ дующем отпуске. После закалки или неполного распада переохлажденного аустенита отпуск при 400-450 °С приводит к снижению твердости из-за коагуляции це­ ментита, а при температуре 560-600 °С образуется пик вторичной твердости за счет выделения карбидов VC. После длительной изотермической выдержки, в ходе ко­ торой происходит полный распад аустенита с образова­ нием ферритокарбидной структуры, повышение твердо­ сти происходит, начиная с самых низких температур от­ пуска вплоть до температуры 600 °С. Максимальный уровень твердости (~ 50 HRC) реализуется при отпуске исходно закаленной на мартенсит стали.

HRC 50

42

Рис. 4.6. Твердость сталей 27Ф1Б и 35Ф2Б после от­

В табл. 4.3 приведены механические свойства низ­ коуглеродистых сталей, легированных медью в коли­ честве около 2 %, после двухчасового отпуска при раз­ личных температурах [182]. Упрочнение [182-185] наблюдали при температурах выше 400 °С, с максиму­ мом при 450-475 °С. Введение в сталь ~ 2 % Си позволяет

повысить прочность на 100-150 МПа. Одновременно с повышением прочности наблюдается существенное снижение ударной вязкости. Сталь без меди в процессе отпуска разупрочняется: до 500-550 °С слабо, выше 550 °С - интенсивно.

Комплексное исследование микроструктуры и тон­ кой структуры показало, что при отпуске медистых ста­ лей из твердого раствора выделяется е-фаза [183-185]. Максимальное упрочнение соответствует стадии предвыделения (отпуск 450 °С), при которой в структуре мат­ рицы образуются зоны повышенной концентрации меди размером около 50 А. Эти зоны когерентны матрице и имеют объемно-центрированную тетрагональную ре­ шетку [183, 184], что приводит к тетрагональным иска­ жениям окружающей матрицы. С повышением темпера­ туры отпуска растет концентрация меди в обогащенных областях, которые стремятся принять естественную для меди структуру - происходит разрыв когерентности с образованием частиц е-фазы, которые представляют собой твердый раствор атомов железа в меди с ГЦКрешеткой.

После отпуска 500 °С наступает некоторое разу­ прочнение, в структуре наблюдаются относительно регу­ лярно расположенные частицы е-фазы размером 50-80 А, по форме близкие к сферическим. Максималь­ ное количество частиц е-фазы наблюдали после отпуска 550 °С. При более высокой температуре происходят рост и коагуляция одних частиц за счет растворения других. Легирование сталей 1 % Си не дает существенного уп­ рочнения при отпуске из-за меньшей объемной доли зон или выделений е-фазы [182].

Введение в сталь 1-2 % Си увеличивает инкубаци­ онный период нормального у—их превращения, что зна­ чительно повышает прокаливаемость. Стабилизация ле­ гированного медью аустенита также зависит от содержа­ ния в нем других легирующих элементов и особенно выражена в сталях с 1-2 % Сг, Mn, Ni [182].

Увеличение времени аустенитизации в медистых сталях замедляет у—*а превращение по нормальному ме­ ханизму, при этом размер зерна у-фазы не увеличивается. На повышение стабильности у-фазы, по-видимому, влия­ ет более однородное распределение легирующих элемен­ тов замещения, в частности - меди.

Исследования влияние меди (до 1,5 %) на механиче­ ские свойства и отпускоустойчивость сталей различных классов представлены в табл. 4.4 и 4.5 [186].

Данные табл. 4.5 свидетельствуют о том, что медь повышает отпускоустойчивость и ударную вязкость ста­ лей ферритного класса. Медь в стали 00X14Н5М приво­ дит к некоторому снижению прочности после основной термической обработки и к некоторому ее повышению после дополнительного 100-часового отпуска.

В перлитной стали 5ХГСВФ медь несколько снижа­ ет ударную вязкость и отпускоустойчивость после ос­ новной термической обработки и после дополнительного длительного отпуска.

Таким образом, легирование стали медью в количе­ стве 2 % позволяет получить прирост прочности при от­ пуске 100-150 МПа, но при этом происходит существен­ ное снижение ударной вязкости. Легирование стали 1 % меди не изменяет существенно механические свойства при отпуске. Однако, учитывая существенное снижение ударной вязкости при легировании стали 2 % меди, име­ ет смысл исследовать применительно к НМС легирова­ ние медью в количестве около 1 %, при этом возможно получение прироста прочности при сохранении доста­ точно высокого уровня вязкости.

Интерметаплидные упрочняющие фазы по сравне­ нию с карбидными часто обладают более высокой тем­ пературой растворения, более дисперсные и менее склон­ ны к коагуляции при отпуске. Таким образом, стали с интерметаллидным упрочнением могут быть более от­ пускоустойчивы. Однако интерметаплидное упрочнение возможно реализовать в гораздо более узком диапазоне

сталей, чем карбидное, поэтому этот вид упрочнения ме­ нее изучен и в литературе о нем имеется гораздо меньше сведений.

Широко известной группой сталей с интерметаллидным упрочнением являются мартенситно-стареющие

и вязкости имеют сложнолегированные мартенситностареющие стали, содержащие 17-19 % Ni, 7-9 % Со, 4,5-5,5 % Мо и 0,6-0,9 % Ti [150]. Упрочнение при ста­ рении достигается за счет выделения интерметаллидных фаз NiTi, NiAl, (Fe,Ni) Al, NiMn, Ni3Ti, Ni3(Ti,Al), Ni3Mo, Fe2Ti, Fe2Mo, Fe2Al, а также карбидов Mo2C [146, 150, 160].

Экономнолегированные МСС содержат пониженное количество никеля, который частично заменен хромом и марганцем (см. табл. 4.6). Эти стали дешевле, но и прочность их несколько ниже. Максимальная твер­ дость, которая может быть получена после старения эко­ номнолегированных сталей, не превышает 52-53 HRC.

Наибольшее упрочнение МСС достигается при тем­ пературах старения 480-550 °С и времени выдержки 1-5 ч, при этом прочность повышается приблизительно на 1000 МПа.

В последние годы разработан ряд опытных конст­ рукционных сталей с комбинированным карбидноинтерметаллидным упрочнением, которые дешевле мар- тенситно-стареющих из-за меньшего содержания леги­ рующих элементов. В работе [188] исследована группа таких сталей с различным содержанием молибдена. На рис. 4.7 приведена зависимость их твердости от темпера­ туры отпуска.

По данным рентгеноструктурного анализа упрочне­ ние данных сталей происходит в результате выделения е-фазы (твердый раствор железа в меди), карбидов VC и Мо2С, интерметаллида FeMo, а в стали с 3,5 % Мо, кроме

этого, - карбида МбС. В сталях с алюминием предполо­ жительно должны образовываться выделения типа NiAl (Ni3Al) [188], однако они не были выявлены, вероятно, вследствие высокой дисперсности и когерентности с мат­ рицей.

HRC

45 = ц =

40

35 — Г "Г*Л _____ 1

а

Рис. 4.7. Зависимость твердости сталей от температуры отпус­ ка (выдержка 1 ч): а - сталь 12Н9М1,0ЮФДБ; б - 12Н9М2,5ЮФДБ; в - 12Н9МЗЮ5ЮФДБ; г - 20Н10М2Д2Ф; о - зак. 900 °С; • - зак. 1050 °С

Максимальное упрочнение приходится на темпера­ туру отпуска 500-550 °С (рис. 4.8). При этом прирост прочности составляет 180-250 Н/мм2. Увеличение со­ держания молибдена в стали типа 12Н9МЮФДБ от 1,0 до 3,5 % повышает прочность, но существенно снижает ударную вязкость.

Наибольшая степень распада пересыщенного твер­ дого раствора при выделении карбидных и интерметаллидных фаз для сталей типа 12Н9МЮФДБ достигается при температуре отпуска 600 °С, о чем свидетельствуют минимальные значения уровня микронапряжений, плот­ ности дислокаций и периода решетки.

По данным работы [189] отпуск сталей состава 40Г11Н10Ю5Ф, 40Г13Н10Ю5Ф в интервале температур 600-700 °С приводит к выделению избыточных фаз, что сопровождается повышением твердости (табл. 4.7).

Рис. 4.8. Зависимость механических свойств сталей от температуры отпуска: а - сталь 12Н9М1,0ЮФДБ; 6 - 12Н9М2.5ЮФДБ; в - 12Н9М3.5ЮФДБ; о - зак. 900 °С; • - зак. 1050 °С

Таблица 4.7

Механические свойства сталей 40Г13Н10Ю5Ф, 40Г11Н10Ю5Ф после старения при температуре 600 °С