Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситног

Прочность стали 07ХЗГФ0,5Т в закаленном состоя­ нии выше прочности стали 07ХЗГТ на 200-250 МПа (ав = 1000 МПа, Сод = 870 МПа). При отпуске в первые 4 ч прочность возрастает до уровня а„ = 1190 МПа, Оо,2 = Ю60 МПа. С увеличением времени выдержки до 16 ч происходит некоторое разупрочнение стали (см. рис. 4.12, б). Пластичность стали 07ХЗГФ0,5Т в про­ цессе отпуска меняется мало и находится на уровне: 5= 11-13 % ,у = 63-66%.

Прочностность стали 07ХЗГФо,9Т отпуске в первые 4 ч увеличивается на 120-150 МПа и далее не меняется (см. рис. 4.12, в). Пластичность стали в процессе отпуска несколько снижается: 5 - с 10 до 7 %, - с 60 до 55 %.

Известно, что выделения карбидной фазы при от­ пуске понижают ударную вязкость, поэтому была прове­ дена оценка ударной вязкости сталей 07ХЗГТ, 07ХЗГФо.5Т, 07ХЗГФо,9Т (рис. 4.13).

Для стали 07ХЗГТ ударная вязкость с и-образным надрезом возрастает с 0,67 до 1,67 МДж/м2. Ударная вяз­ кость с трещиной (КСТ) в процессе отпуска находится на уровне 0,3-0,45 МДж/м2, наблюдается некоторая тенден­ ция к понижению КСТ при выдержке 2 ч и некоторая тенденция к повышению при выдержке 16 ч.

Ударная вязкость стали 07ХЗГФо,5Т в процессе отпуска значительно понижается: KCU с 0,86 до 0,08 МДж/м2, КСТ с 0,21 до 0,02 МДж/м2. Наиболее сильное снижение ударной вязкости наблюдается в пер­ вые 2-4 ч отпуска.

Ударная вязкость стали 07ХЗГФо,9Т в исходно зака­ ленном состоянии имеет гораздо более низкий уровень, чем две предыдущие стали: KCU = 0,23 МДж/м2, КСТ = = 0,06 МДж/м2. Очевидно, такие низкие значения удар­ ной вязкости связаны с более высоким содержанием ва­ надия в этой стали и неполным растворением карбидов ванадия при нагреве под закалку 950 °С. При отпуске ударная вязкость стали уменьшается практически до ну­

Предельно допустимыми значениями для удар­ ной вязкости считаются: KCU = 0,3 МДж/м2, КСТ = = 0,12 МДж/м2 [193]. Понижение ударной вязкости ниже этого уровня недопустимо, так как приведет к хрупкому разрушению конструкции.

Снижение ударной вязкости при отпуске (особенно характеристики KCU) сталей с ванадием связано с про­ явлением отпускной хрупкости. Известно [193-198], что для большинства легированных сталей обратимая отпу­ скная хрупкость проявляется в интервале температур 500-560 °С, ванадийсодержащие НМС не составляют ис­ ключения.

Зависимость трещиностойкости сталей 07ХЗГТ, 07ХЗГФо,5Т 07ХЗГНФо,9Т от продолжительности вы­ держки при отпуске приведена в табл. 4.8. В закаленном состоянии значение предела трещиностойкости (/с) сни­ жается с увеличением содержания в стали ванадия: 1С = 91,4 МПа/м для стали 07X3ГТ, /с = 78,2 МПа/м для стали 07ХЗГФо,5Т и IQ - 67 МПа/м для стали 07ХЗГНФ0,9Т.

В процессе отпуска трещиностойкость всех трех сталей снижается в первые 2-4 ч и далее не изменяется. В сталях, легированных ванадием, снижение 1с более значительное (до уровня 40 МПа/м против 70 МПа/м для стали 07X3ГТ).

Работа разрушения (площадь под кривой деформа­ ции) у стали 07X3ГТ и сталей с ванадием меняется поразному. В стали 07ХЗГТ работа разрушения с увеличе­ нием длительности отпуска увеличивается (причем рас­ тет как работа пластической деформации, так и работа развития трещины), что очевидно связано с разупрочне­ нием стали. В сталях 07ХЗГФ0,5Т, 07ХЗГНФ09Т работа разрушения образца резко уменьшается уже в первые 2 ч выдержки при отпуске. Работа пластической деформации падает до нуля, и развитие трещины наблюдается с мо­ мента приложения нагрузки к образцу.

Таблица 4.8

Изменение трещиностойкости и предела текучести сталей 07X3ГТ, 07ХЗГФ0,5Т, 07ХЗГНФ0,9Т

при отпуске 500 °С (исходное состояние - закалка 950 °С, вода)

На сегодняшний день не выявлено однозначной свя­ зи трещиностойкости с другими механическими свойст­ вами НМС, зависимость которых от состава и структуры сплава известна, однако сформулированы некоторые за­ кономерности такого влияния.

Уровень трещиностойкости связан с фазовым соста­ вом сплава. Дисперсные избыточные фазы, увеличение их объемной доли в пластичной матрице обычно снижа­ ют вязкость разрушения [199]. Снижение трещиностой­ кости сталей в процессе отпуска связано с выделением легированного цементита (сталь 07X3ГТ) и карбидов ва­ надия (стали 07ХЗГФо,5Т, 07ХЗГНФо9Т). Падение прак­ тически до нуля работы разрушения сталей с ванадием также является следствием выделения карбидов ванадия.

Для образцов стали 07ХЗГФо,5Т в закаленном со­ стояния (KCU = 0,86 МДж/м2, КСТ = 0,21 МДж/м2) мик­

ромеханизм разрушения ямочный. На изломах отпущен­ ных образцов (KCU = 0,64 МДж/м2, КСТ = 0,04 МДж/м2) присутствуют фасетки как интеркристаллитного, так и транскристаллитного скола. На фрактограммах были видны также вторичные межзеренные трещины. Преоб­ ладает в изломе интеркристаллитный скол, причем его фасетки не имеют четкой огранки, что свидетельствует о протекании разрушения не только по границам бывше­ го зерна аустенита, но и по границам мартенситных па­ кетов, что соответствует выделениям карбидов ванадия на границах и в теле зерна.

Таким образом, анализ представленных результатов свидетельствует о возможности упрочнения сталей 0 7 Х З Г Ф о,5Т и 07ХЗГФ0,9Т п о типу карбидного упрочне­ ния. Введение ванадия замедляет распад низкоуглероди­ стого мартенсита при отпуске, что обеспечивает отпускоустойчивость и сохраняет повышенную твердость и прочность. Поскольку при исследованных (0,46 и 0,9 %) содержаниях ванадия при отпуске происходит недопус­ тимое снижение ударной вязкости, целесообразно рас­ смотреть промышленные стали 12Х2Г2НМФТ с содер­ жанием ванадия 0,004-0,1 % и 10ХЗГ2Ф с содержанием ванадия 0,15 %.

Распад твердого раствора стали 12Х2Г2НМФТ изу­ чали физическими методами (удельное электросопротив­ ление, модуль Юнга) с параллельным замером твердости (рис. 4.14).

Известно, что электросопротивление (р) сильнее всего «чувствует» насыщенность твердого раствора. В процессе распада твердого раствора (при образовании каких-либо дисперсных фаз) удельное электросопротив­ ление материала уменьшается. Модуль Юнга (Е) качест­ венно характеризует силы межатомных связей в решетке металла-растворителя (в нашем случае - железа). Следо­ вательно, при распаде твердого раствора должно наблю­ даться увеличение модуля.

Изменения модуля Юнга, удельного электро­ сопротивления и твердости стали 12Х2Г2НМФТ при температуре отпуска 400 и 500 °С качественно подобны

Рис. 4.14. Изменение модуля Юнга, удельного электросопро­ тивления и твердости стали 12Х2Г2НМФТ при отпуске:

о - 400 °С, Д- 500 °С, □ - 550 °С, х - 600 °С

(см. рис. 4.14). Модуль Юнга возрастает на всем протя­ жении исследованного времени выдержки (до 40 ч), при­ чем на протяжении первых 18 ч выдержки более интен­ сивно, чем в последующие 22 ч. Удельное электросопро­ тивление в первые 3 ч выдержки уменьшается и далее

практически не изменяется. Твердость при температуре отпуска 400 °С при выдержке до 16-18 ч остается на уровне исходного (горячекатаного) состояния, в ходе дальнейшей выдержки твердость падает на 2-3 единицы HRC. При отпуске 500 °С в первые 16-18 ч выдержки твердость практически не изменяется, а в ходе дальней­ шей выдержки падает до 37 HRC.

Таким образом, изменение модуля Юнга хорошо коррелирует с изменением твердости. Некоторое падение удельного электросопротивления в первые 2-3 ч отпуска может быть связано с релаксацией пиковых локальных напряжений.

При температуре отпуска 550 °С модуль Юнга уве­ личивается более существенно, чем при более низких температурах. Наблюдаются два участка линейной зави­ симости модуля Юнга от времени выдержки с точкой пе­ региба порядка 4-5 ч. Зависимость удельного электросо­ противления от времени выдержки при отпуске более сложная, чем при температурах 400 и 500 °С. На кривой изменения удельного электросопротивления наблюдает­ ся два минимума (при времени выдержки порядка 2- 2,5 и 4-5 ч) и два максимума (при выдержке 3 и 6 ч соответ­ ственно). Второй максимум на кривой электросопротив­ ления практически совпадает с точкой перегиба на гра­ фике модуля Юнга. Снижение электросопротивления в процессе отпуска более существенное, чем при темпе­ ратурах 400 и 500 °С. Твердость при температуре отпус­ ка 550 °С снижается на всем протяжении времени вы­ держки.

При температуре отпуска 600 °С изменение удель­ ного электросопротивления и модуля Юнга качественно подобны изменению модуля Юнга и удельного электро­ сопротивления при температуре отпуска 550 °С. Отличи­ ем является то, что точка перегиба на графике модуля Юнга, а также максимумы и минимумы удельного элек­ тросопротивления сдвигаются в сторону меньших вы­

держек, что вполне закономерно, так как с увеличением температуры диффузия ускоряются и все процессы в твердом растворе протекают более интенсивно.

Таким образом исследование изменений физических свойств и твердости показало, что процессы, протекаю­ щие в стали 12Х2Г2НМФТ при отпуске, различны при температурах 400-500 и 550-600 °С. При температурах 400-500 °С происходит релаксация пиковых локальных напряжений, что приводит к некоторому понижению удельного электросопротивления. Небольшое понижение твердости при выдержке более 16-18 ч, видимо, связано с процессами полигонизации. Выделения второй фазы не происходит.

Исходя из химического состава стали 12Х2Г2НМФТ, при отпуске можно ожидать выделения цементита, леги­ рованного хромом, молибденом, марганцем и спецкарбидов ванадия (содержание титана в данной стали 0,042 %, поэтому он практически весь находится в пер­ вичных карбидах).

При температурах 550-600 °С первый минимум на кривой удельного электросопротивления связан с выде­ лением избыточного цементита. Известно, что при низ­ ком содержании углерода в стали (~ 1 %) он весь связан с дефектами кристаллического строения, поэтому выде­ ление цементита термодинамически затруднено и проис­ ходит при более высоких температурах, чем в среднеуг­ леродистых сталях.

Увеличение удельного электросопротивления связа­ но с ростом когерентных цементитных частиц, который сопровождается ростом полей упругих напряжений во­ круг них. Разрыв когерентности цементитных выделений приводит к уменьшению удельного электросопротивле­ ния (второй минимум на кривой удельного электросо­ противления). Наряду с этим начинается зарождение ко­ герентных частиц VC, рост которых сопровождается увеличением удельного электросопротивления. Плавное снижение удельного электросопротивления на последнем

участке связано с разрывом когерентности и началом коагуляции частиц VC. С ростом температуры процессы распада твердого раствора интенсифицируются, макси­ мумы и минимумы на кривой удельного электросопро­ тивления сдвигаются в сторону меньших выдержек. Бо­ лее низкие конечные значения удельного электросопро­ тивления при отпуске 600 °С свидетельствуют о том, что процессы распада при данной температуре протекают

а при температурах 550 и 600 °С происходит выделение легированного цементита и частиц карбида ванадия.

Температуру нагрева под закалку выбирали путем изучения зависимости твердости и размера зерна сталей от температуры аустенитизации. Охлаждение произво­ дили на воздухе.

На твердость закаленной стали влияет насыщенность твердого раствора и размер зерна. Насыщенность твердо­ го раствора увеличивается с повышением температуры закалки, что приводит к повышению твердости стали. Размер зерна также увеличивается с повышением темпе­ ратуры, твердость при этом понижается. В результате вид кривой твердости зависит от суммарного влияния этих двух факторов и величины вклада каждого из них.

В исходном горячекатаном состоянии структура стали 12Х2Г2НМФТ представляет собой пакетный мартенсит со всеми характерными для него морфоло­ гическими признаками. Температура конца прокатки 1000-1050 °С. Твердость горячекатаной стали 3840 HRC. Микроструктура стали после закалки с темпера­ тур 900-1200 °С также представляет собой пакетный мартенсит.

Твердость стали 12Х2Г2НМФТ в интервале темпе­ ратур закалки 900-1200 °С практически не изменяется и находится в пределах полосы разброса 39-41 HRC

(рис. 4.15). Размер зерна при повышении температуры от 870 до 960 °С не изменяется (11-й номер), от 960 до 1020 незначительно увеличивается (10-й номер), выше темпе­ ратуры 1020 °С наблюдается интенсивный рост зерна.

а

б

Рис. 4.15. Зависимость твердости (а) и раз­ мера зерна (б) стали 12Х2Г2НМФТ от тем­ пературы аустенитизации

Твердость стали 12Х2Г2НМФТ в исследованных интервалах не зависела от температуры, поэтому темпе­ ратуру закалки выбирали, ориентируясь на размер зерна. Оптимальная температурой закалки - 980 °С.

Структура стали 10ХЗГ2Ф в исходном горячеката­ ном состоянии, а также после закалки в интервале темпе-