Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситног

Старение сталей 40Г11Н10Ю5Ф, 40Г13Н10Ю5Ф протекает в две стадии [190]. На первой стадии одновре­ менно выделяются дисперсные карбиды VC и интерметаллиды у' (NiAl), изоморфные матрице. Гомогенные вы­ сокодисперсные частицы VC и у', частично или полно­ стью когерентные аустенитной матрице, образуют трехмерную квазипериодическую структуру. На второй стадии старения метастабильные частицы у'-фазы сме­ няются стабильной фазой a' (NiAl), частицы которой имеют форму пластин-реек. Наиболее высокие прочно­ стные свойства данные стали имеют в переходном со­ стоянии (от первой стадии старения ко второй), когда в структуре присутствует большое количество мелкодис­ персных частиц у', а' и VC.

Таким образом, интерметаллидные фазы в мартен- ситно-стареющих сталях и сталях с карбидно-интерме- таллидным упрочнением позволяют значительно повы­ сить прочность при старении.

4.2.Конструкционная прочность НМС

сдисперсной карбидной фазой

Карбиды широко используются в качестве упроч­ няющей фазы в среднеуглеродистых и высокоуглероди­ стых сталях, что обусловлено их свойствами. Карбиды сравнительно легко растворяются при нагреве под закал­ ку и выделяются в широком диапазоне температур отпуска.

Устойчивость карбидов увеличивается в ряду кар­ бидообразующих: Fe, Mn, Сг, Mo, W, V, Nb, Ti, и наибо­ лее устойчивыми являются карбиды V, Nb и Ti. Эти эле­ менты образуют карбид типа МС уже при их содержании в стали в количестве 0,1 % и при практически любом со­ держании углерода. При отпуске карбиды типа МС вы­ деляются из твердого раствора независимо от цементита [191]. В цементите V, Nb и Ti практически не раство­ ряются.

Карбиды титана, как наиболее устойчивые, трудно растворяются при нагреве под закалку (температура рас­ творения TiC в аустените порядка 1300 °С) [178]. Пер­ вичные карбонитриды титана выделяются при кристал­ лизации в виде достаточно крупных включений квадрат­ ной или прямоугольной формы. Присутствие в структуре стали карбидов TiC сильно снижает ударную вязкость.

Карбиды ванадия достаточно хорошо растворяются при нагреве под закалку, с другой стороны, их выделения при отпуске достаточно мелкодисперсны, что должно значительно повышать прочность и отпускоустойчивость.

Карбиды ниобия занимают промежуточное положе­ ние между карбидами ванадия и титана.

Исходя из всего вышеизложенного, в качестве кар­ бидной упрочняющей фазы для исследований были вы­ браны карбиды ванадия. Исследования проводили в два этапа. На первом этапе исследовали влияние содержания ванадия на свойства модельных сплавов системы 07ХЗГТ: основа без ванадия, основа с содержанием ва­ надия 0,46 % и 0,89 %. На втором этапе исследовали ста­ ли с низким содержанием ванадия: промышленные стали 12Х2Г2НМФТ с содержанием ванадия 0,1 % и 10ХЗГ2Ф с содержанием ванадия 0,15 %.

Структура сталей 07ХЗГТ и 07ХЗГФ0,5Т в исходном горячекатаном состоянии - мартенсит с участками фер­ рита. Твердость стали 07ХЗГТ составляет 88 HRB, стали 07ХЗГФо,5Т - 92 HRB. Структура стали 07ХЗГНФо,9Т - пакетный мартенсит с твердостью 30 HRC.

Наличие феррита в структуре горячекатаных сталей указывает на необходимость более ускоренного охлаж­ дения сталей такой системы легирования для получения полностью мартенситной структуры. Поэтому при ис­ следовании для надежного получения структуры низкоуглеродистого пакетного мартенсита все указанные ста­ ли охлаждали в воде. Одинаковая скорость охлаждения обеспечивает примерно равные остаточные напряжения.

Сталь 07ХЗГТ после закалки с температур 900, 930 и 950 °С имеет твердость 28 HRC и зерно 8-9-го номера. При более высоких температурах закалки твердость снижается до 25 HRC, выше 1000 °С заметен рост зерна аустенита (22-31 мкм).

В сталях с ванадием твердость после закалки с тем­ пературы 900 °С заметно ниже, чем с температур 9501050 °С. Структура сталей 07ХЗГФо,5Т, 07ХЗГНФ0,9Т по­ сле закалки с температуры 900 °С - мартенсит и феррит, причем в стали 07ХЗГФо,5Т феррита больше. Появление феррита обусловлено наличием в структуре карбидов ва­ надия, не растворившихся при нагреве под закалку. Из­ вестно, что присутствие ванадия в твердом растворе по­ вышает устойчивость аустенита в области нормального превращения, в то время как карбиды могут служить центрами зарождения новой фазы и способствовать час­ тичному распаду мартенсита по нормальному механиз­ му. При температуре закалки 950 °С и выше структура всех трех сталей - реечный мартенсит.

Заметного снижения твердости сталей 07ХЗГФ0,5Т, 07ХЗГНФо,9Т не происходит вплоть до температуры 1050 °С (твердость порядка 30 HRC). При повышении температуры нагрева от 1050 до 1100 °С твердость всех сталей снижается до 22-23 HRC, увеличивается как раз­ мер зерна, так и размер пакетов мартенсита.

Таким образом, снижение твердости обусловлено ростом зерна аустенита и укрупнением мартенситной структуры. Поскольку содержание хрома и титана в ис­ следуемых сталях практически одинаково, то разница в твердости сталей, закаленных с температур 9501050 °С, связана с растворением карбида VC. При малом содержании углерода в стали температура растворения карбидов заметно снижается [178 и др.], растворение карбида ванадия интенсивно идет уже при температу­ ре 1000-1100 °С. Кроме того, легирование ванадийсо­ держащей стали хромом и никелем ускоряет процесс

растворения карбидов ванадия при температурах 1000-1050 °С [180].

Проведенный анализ результатов и данные аналити­ ческого обзора литературы позволяют считать мини­ мальной температурой закалки 950 °С, а максимальной (позволяющей получить большую легированность твер­ дого раствора при сохранении достаточно мелкого зер­ на) - 1050 °С. Этот интервал температур аустенитизации и принят для дальнейших исследований.

Процессы, происходящие в сталях 07ХЗГТ, 0 7 Х З Г Ф о,5Т , 0 7 Х З Г Н Ф о,9Т , при отпуске изучали по изме­ нению твердости и структуры. Поскольку известно, что вследствие малой диффузионной подвижности леги­ рующих элементов выделение спецкарбидов возможно лишь при температурах выше 400 °С, в работе рассмат­ ривали именно эти температуры отпуска.

На рис. 4.10 показано изменение твердости стали 07X3ГТ при температурах отпуска 400, 450 и 500 °С для двух исходных состояний: закалка 950 и 1050 °С. Твер­ дость стали при температуре 400 °С практически не из­ меняется в исследованном интервале времени выдержки (для обеих температур закалки). При температурах 450 и 500 °С получено небольшое (на 3-5 единиц HRC) по­ вышение твердости при малых выдержках (60 мин при температуре 450 °С и 20 мин при температуре 500 °С) для обеих температур закалки. При отпуске 450 °С на стали, закаленной с 950 °С, увеличение выдержки до 3 ч снижает твердость почти до уровня исходно закаленного состояния, далее твердость не изменяется. Сталь, зака­ ленная с 1050 °С, не разупрочняется, что можно объяс­ нить большими легированностью и гомогенностью твер­ дого раствора, полученного в результате закалки. При от­ пуске 500 °С снижение твердости до уровня закаленного состояния происходит уже за 40 мин у стали, закален­ ной с 950 °С, и за 60 мин у стали, закаленной с 1050 °С.

При увеличении времени выдержки разупрочнение про­ должается, хотя и менее интенсивно. При температуре отпуска 550 °С наблюдается резкое разупрочнение стали 07ХЗГТ: уже за первые 20 мин выдержки твердость па­ дает до 15-17 HRC.

Сравним изменение твердости (Д HRC) при отпуске на сталях с ванадием: 07ХЗГФо,5Т и 07ХЗГФ0,9Т (рис. 4.11).

Сталь, содержащая 0,46 % ванадия, при отпуске 450 °С ведет себя практически одинаково, как после за­ калки с температуры 950 °С, так и с температуры

1050 °С, давая незначительный прирост твердости, кото­ рый сохраняется вплоть до выдержки 16 ч. Аналогичны результаты для стали с 0,89 % ванадия, можно отметить лишь некоторое повышение прироста твердости. Полу­ ченные максимальные твердости: для стали 07ХЗГФо,5Т - 32 HRC, для стали 07ХЗГФ0,9Т - 34 HRC.

При отпуске на температуру 500 °С для стали 07ХЗГФо,5Т температура закалки практически не влияет на результаты отпуска (одинаковы как кинетика процес­ са, так и прирост твердости), а у стали 07ХЗГФо,9Т луч­ шие результаты получены при отпуске стали, закаленной с 950 °С. При этой обработке твердость интенсивно рас­ тет (уже за первый час отпуска прирост составляет 6-7 единиц HRC) и полученный уровень твердости 34-35 HRC стабильно сохраняется до 10-16 ч выдержки. Очевидно такое изменение твердости связано с выделе­ нием мелкодисперсных карбидов типа МС, которые мало склонны к коагуляции [151, 173 и др.]. Естественно предположить, что весь углерод расходуется на образо­ вание карбидов типа МС, и хромистые карбиды типа М7С3, М2зС6 не образуются. Авторы работы [180] показа­ ли возможность растворения в карбиде ванадия как тита­ на, так и хрома (при содержании в стали титана в коли­ честве » 0,75 %), и, как следствие, образование сложных карбидов (V,Cr)C, (V,Ti)C. Сложные карбиды, особенно высокодисперсный карбид (V,Ti)C, еще менее склонны к коагуляции, чем VC, что обеспечивает высокую терми­ ческую стабильность стали. Отпускоустойчивость сред­ неуглеродистых сталей повышается также и при совме­ стном легировании Cr, Ni и V [180]. Очевидно аналогич­ ное влияние совместного легирования справедливо и для сталей, содержащих менее 0,1 % углерода.

При температуре отпуска 550 °С как для стали О7ХЗГФ0 5Т, так и для стали 07ХЗГФ0,9Т для обеих тем­ ператур закалки полученные приросты твердости мень­ ше, чем при отпуске 500 °С. Очевидно это связано с тем,

что процессы разупрочнения твердого раствора при дан­ ной температуре идут более интенсивно и в меньшей степени компенсируются процессами упрочнения за счет выделения карбидов. Исключение составляет температу­ ра закалки 1050 °С для стали 07ХЗГФ0>9Т, где прирост твердости при отпуске 500 и 550 °С практически одина­ ков. Видимо, этот факт можно объяснить большей легированностью твердого раствора в закаленном состоянии.

Металлографический анализ, проведенный методом световой микроскопии при увеличении хЮОО, не выявил заметных изменений микроструктуры по сравнению с за­ каленным состоянием и не позволяет поэтому надежно оценить влияние добавок ванадия на структуру сталей и эффект твердения.

Анализ тонкой структуры на стали 07ХЗГФ0,5Т при увеличениях хЮ 000 и *30 000 на экстракционных реп­ ликах показал неравномерное распределение карбидов, особенно при малых выдержках. Выделения карбидов наблюдаются на границах зерен и в теле зерна, причем внутризеренные карбиды весьма дисперсны и наблюда­ ются только при увеличении 30 000. Повышение темпе­ ратуры отпуска до 680 °С приводит к коагуляции карби­ дов, процессам полигонизации в матрице.

Механические свойства (прочность, пластичность, ударную вязкость и трещиностойкость) исследовали при температуре отпуска 500 °С, которая соответствовала максимальному приросту твердости. Отпускали стали после закалки с температуры 950 °С в воде.

Зависимость прочности и пластичности сталей от времени выдержки при отпуске показана на рис. 4.12. Характеристики прочности стали 07ХЗГТ максимальны после закалки (ст„ = 800 МПа, Сто,2 = 640 МПа). При от­ пуске сталь заметно разупрочняется уже после выдерж­ ки 2 ч (а, = 700 МПа, ст0,2 = 615 МПа), что хорошо согла­ суется с рассмотренным ранее изменением твердости. Пластичность стали 07ХЗГТ при отпуске растет (6 уве­ личивается с 11-12 до 13-14 %, X}/ - с 68 до 75%)

(см. рис. 4.12, а). Данный химический состав стали, не­ смотря на наличие карбидообразующих легирующих элементов, не позволяет получить повышения прочности и лишь способствует сохранению прочности при дли­ тельном нагреве на температуры ниже 500 °С.

б

о4

>

в

Рис. 4.12. Изменение прочности и пластично­ сти сталей при отпуске 500 °С: а - 07ХЗГТ, б - 07ХЗГФО5Т, в - 07ХЗГНФо,9Т