Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситног

ратур 900-1100 °С представляет из себя пакетный (рееч­ ный) мартенсит.

Зависимость твердости и размера зерна стали 10ХЗГ2Ф от температуры нагрева под закалку приведена на рис. 4.16. Твердость стали при повышении температу­ ры отпуска с 900 до 950 °С практически не изменяется и находится на уровне 38-40 HRC. При повышении тем­ пературы с 950 до 1000 °С уменьшается до 35-36 HRC. При дальнейшем повышении температуры вплоть до 1100 °С твердость продолжает падать, но это падение не столь значительно (с 35-36 до 34 HRC). Зерно стали 10ХЗГ2Ф в интервале температур 900-1000 °С практиче­ ски не растет и остается очень мелким (12-13-й номер). Выше температуры 1000 °С наблюдается рост зерна аустенита. После закалки с температуры 1050 °С раз­ мер зерна - 10-й номер, а после закалки с температуры 1100 °С - 9-10-й номер.

б

Рис. 4.16. Зависимость твердости (а) и размера зерна (б) стали 10ХЗГ2Фот температуры аустенитизации

повышается сопротивление малым пластическим дефор­ мациям. При температуре отпуска выше 500 °С сталь бы­ стро разупрочняется. Относительное удлинение стали 12Х2Г2НМФТ при отпуске меняется мало и находится на уровне 12-14 %. Относительное сужение снижается с 69 до 56 %. Минимальные значения сужение соответст­ вует температуре отпуска 550 °С.

Ударная вязкость стали 12Х2Г2НМФТ при отпуске изменяется по экстремальной зависимости с минимумом при температуре 550 °С (см. рис. 4.17). Снижение удар­ ной вязкости при отпуске, как упоминалось выше, связа­ но с проявлением обратимой отпускной хрупкости. Ви­ димо, этой же причиной можно объяснить минимум на кривой относительного сужения.

Зависимость механических свойств от температуры отпуска для стали 10ХЗГ2Ф приведена на рис. 4.18. В исходном состоянии прочность стали после закалки с температуры 920 °С на 100 МПа выше, чем после за­ калки с 980 °С. Видимо, этот факт можно объяснить тем, что при температуре закалки 920 °С не полностью рас­ творяются мелкодисперсные карбиды, выделившиеся

впроцессе охлаждения с прокатного нагрева. Разница

вуровне прочности стали, закаленной с температур 920

и 980 °С, сохраняется до температур 350-400 °С, выше них - прочность становится одного уровня.

Отпускоустойчивость стали 10ХЗГ2Ф сохраняется на высоком уровне до температуры отпуска 400 °С, выше этой температуры наблюдается значительное разупроч­ нение. Резкое снижение прочности несколько замедляет­ ся в интервале температур 500-550 °С, что связано с выделением карбидов ванадия. Выше 550 °С до 600 °С темп разупрочнения вновь возрастает. В этом темпера­ турном интервале карбиды ванадия еще не должны коа­ гулировать. Но степень разупрочнения твердого раствора (обеднение легирующими элементами, снижение плот­ ности дислокаций) уже не компенсирует упрочнение за счет выделения карбидной фазы.

О 100 200 300 400 500 600 700

Рис. 4.18. Зависимости механических свойств стали 10ХЗГ2Ф от температуры отпуска (вы­ держка 2 ч): - зак. 920 °С, воздух; - зак. 980 °С, воздух

Пластичность стали до температуры 400 °С практи­ чески не изменяется, выше 500 °С наблюдается некото­ рое повышение пластичности (как относительного удли­ нения, так и относительного сужения), что хорошо кор­ релирует с изменением прочности.

Ударная вязкость стали 10ХЗГ2Ф в зависимости от температуры отпуска меняется экстремально с миниму­ мом при отпуске 550 °С (см. рис. 4.18). Надо отметить, что снижение уровня ударной вязкости стали, закален­

ной с температуры 980 °С, больше, чем стали, закален­ ной с 920 °С, что вполне закономерно. Чем выше темпе­ ратура закалки, тем больше ванадия в твердом растворе, следовательно, тем больше карбидов выделится при по­ следующем отпуске и сильнее понизится ударная вяз­ кость.

Электронно-фрактографический анализ изломов ударных образцов позволил выяснить микромеханизм разрушения закаленной и отпущенной стали. После от­ пуска 400 °С на фрактограммах наблюдаются только ям­ ки, что свидетельствует о вязком механизме разрушения. После отпуска 550 °С на поверхности излома образца, закаленного с 980 °С наблюдаются только фасетки интеркристаллитного скола. На поверхности излома образ­ ца, закаленного с 920 °С, наряду с фасетками интеркристаллитного скола присутствуют отдельные группы ямок, что свидетельствует о смешанном характере раз­ рушения.

Таким образом, при отпуске сталей 12Х2Г2НМФТ и 10ХЗГ2Ф также происходит снижение ударной вязко­ сти, связанное с выделением карбида ванадия, однако минимум ударной вязкости для данных сталей не совпа­ дает по режиму отпуска с максимальной прочностью. Легирование ванадием позволяет значительно повы­ сить отпускоустойчивость сталей до температур отпуска 400-500 °С. Таким образом, для данной группы сталей целесообразно рекомендовать термическую обработку по режиму: закалка + отпуск 200 - 400 °С.

Представленные выше результаты позволяют за­ ключить, что присутствие в сталях 07ХЗГТ, 07ХЗГФ0 5Т, 07ХЗГНФо,9Т сильных карбидообразующих элемен­ тов (ванадия и титана) способствует сохранению мелкого зерна при температурах нагрева под закалку до 1000-1050 °С. Введение в сталь 07ХЗГТ 0,46-0,90 % ва­ надия повышает прочность после отпуска на 150— 200 МПа, но ударная вязкость снижается ниже допусти­

мого уровня. Распад твердого раствора стали 12Х2Г2НМФТ при температурах отпуска 400 и 500 °С заканчивается релаксацией пиковых локальных напря­ жений. При температурах 550 и 600 °С происходит вы­ деление легированного цементита и частиц карбида ва­ надия. У сталей 12Х2Г2НМФТ и 10ХЗГ2Ф максимальная прочность не совпадает с минимумом ударной вязкости. Для этих сталей целесообразно рекомендовать термооб­ работку по режиму: закалка + отпуск 200 - 400 °С. Сни­ жение ударной вязкости сталей, легированных ванадием, связано с выделением частиц карбида ванадия и прояв­ лением эффекта обратимой отпускной хрупкости. Харак­ тер разрушения закаленный образцов - вязкий, микроме­ ханизм разрушения - ямочный. На изломах отпущенных образцов присутствуют фасетки интеркристаллитного

итранскристаллитного скола.

4.3.Дисперсионное упрочнение НМ фазами

на основе меди

Легирование медью в количестве 1,5-2 % позволяет повысить прочность стали при отпуске на 100-150 МПа [182-185]. Но снижается ударная вязкость. Длительные выдержки способствуют дисперсионному упрочнению сталей при низком (около 1 %) содержании меди. Сни­ жение ударной вязкости при отпуске, меньше чем у ста­ лей с 1,5-2 % меди.

Структура сталей 12ХЗГНМЮ (35-36 HRC) и 12ХЗГНМЮД (36-37 HRC) после охлаждения с про­ катного нагрева представляет собой пакетный мартенсит. Размер зерна у обеих сталей - 15-й номер. Температура конца деформации 950-1000 °С.

После закалки на воздухе в интервале температур 900-1100 °С структура сталей также представляет собой пакетный мартенсит со всеми характерными для него морфологическими признаками. Зависимость твердости и размера зерна сталей от температуры нагрева под за­ калку приведена на рис. 4.19.

Рис. 4.19. Зависимость твердости и размера зерна сталей от температуры аустенитизации:

• - 12ХЗГНМЮ, о - 12ХЗГНМЮД

Твердость стали 12ХЗГНМЮ незначительно снижа­ ется с 35 до 33 HRC с повышением температуры закалки с 900 до 1000 °С и далее (до 1100°С) не изменяется. Твердость стали 12ХЗГНМЮД плавно снижается во всем исследованном интервале температур нагрева под закал­ ку, однако это снижение очень незначительное.

Размер зерна сталей 12ХЗГНМЮ, 12ХЗГНМЮД с повышением температуры аустенитизации с 900 до 1000 °С не изменяется и находится на уровне 14—15-го номера. С повышением температуры с 1000 до 1100 °С зерно увеличивается до 9-10-го номера.

Структура сталей 12ХЗГНМЮ, 12ХЗГНМЮД после закалки на воздухе - реечный мартенсит с высокой плот-

ностью дислокаций (р > Ю10 см'2). Твердость стали 12ХЗГНМЮ при температурах отпуска 450 и 500 °С практически не изменяется на протяжении времени вы­ держки до 14 ч и находится в пределах полосы разброса 34-36 HRC (рис. 4.20, а, б). Твердость стали 12ХЗГНМЮД увеличивается в процессе отпуска с 35 до 38-39 HRC.

Время выдержки, ч

Время выдержки, ч

б

О38

36

Время выдержки, ч

в

Рис. 4.20. Зависимость твердости сталей 12ХЗГНМЮ, 12ХЗГНМЮД от режима отпуска: а - 450 °С, 6 - 500 °С, в -550 °С; Д - 12ХЗНМЮ, о - 12ХЗГНМЮД

Максимум твердости фиксируется на температуре 450 °С при времени выдержки 10-12 ч, на температуре отпуска

500°С при выдержке 2-6 ч (см. рис. 4.20, а, б). Структура сталей 12ХЗГНМЮ, 12ХЗГНМЮД после

отпуска при температурах 450 и 500 °С представляет со­ бой пакетный мартенсит. Металлографически различий в структуре сталей 12ХЗГНМЮ, 12ХЗГНМЮД не на­ блюдается.

После термообработки на максимальную твердость дислокационная структура стали 12ХЗГНМЮД не пре­ терпевает видимых изменений по сравнению с закален­ ным состоянием. Также не обнаружены и структурные изменения, свидетельствующие о распаде твердого рас­ твора. На микроэлектронограммах не наблюдается реф­ лексов, отличных от матричных. Ширина рентгеновской линии [211] мартенсита сталей после нагрева до темпе­ ратур 450-500 °С не изменяется, что свидетельствует об отсутствии процессов распада мартенсита и о незначи­ тельном изменении среднего уровня микронапряжений. Таким образом, электронно-микроскопическое исследо­ вание структуры на стадии максимального упрочнения не дает сведений о его природе.

Тонкая структура сталей со структурой низкоугле­ родистого мартенсита, легированных медью, была под­ робно изучена в работах [183, 184, 185] методами элек­ тронной микроскопии и нейтронографии. Представлен­ ные результаты хорошо согласуются с указанными источниками.

В работе [182] нейтронографическим методом ма­ лоуглового рассеяния показано, что в процессе отпуска при температурах 400-500 °С появляется дополнитель­ ная интенсивность в интервале углов 0,1-0,5 нм-1 (0,01-0,05 А-1), которую нельзя связать ни с чем другим, как с образованием сегрегаций меди. Результаты расчета размера сегрегаций, с предположением об их сфериче­ ской форме, для случая отпуска при 500 °С показали, что

максимальная степень упрочнения соответствует размеру сегрегаций 6 - 8 нм (60 - 80 А). Они когерентны матрице и имеют объемноцентрированную тетрагональную ре­ шетку.

Отсутствие на микроэлектронограммах рефлексов, отличных от матричных, свидетельствует об йзоморфности решеток сегрегаций и матрицы. На этой стадии сег­ регации меди полностью когерентны матрице, поэтому они не создают ориентационный контраст и не видны на электронномикроскопических снимках.

При температуре 550 °С уже в первые часы отпуска наблюдается снижение твердости как стали 12ХЗГНМЮ, так и стали 12ХЗГНМЮД (рис. 4.20, в). Начиная с 2-ча­ совой выдержки сталь 12ХЗГНМЮД разупрочняется бо­ лее интенсивно, чем сталь 12ХЗГНМЮ.

В структуре стали 12ХЗГНМЮД, соответствующей перестаренному состоянию (отпуск 550 °С, 3 ч), хорошо различимы выделения новой фазы. Выделения имеют средний размер ~ 15 нм и примерно равноосную форму. Почти все они расположены на дислокациях и границах кристаллов. Равномерное распределение дислокаций в мартенситных кристаллах обеспечивает равномерное распределение и высокую дисперсность выделений. На микроэлектронограммах наблюдаются слабые диффузи­ онные рефлексы в виде тяжей.

Дальнейшее повышение температуры отпуска до 600 °С приводит к значительным изменениям в структу­ ре стали, легированной медью: плотность дислокаций уменьшается, оставшиеся дислокации либо по-прежнему связаны с выделениями, либо образуют характерные стенки (типа полигонизационных). Наблюдается раство­ рение метастабильных ОЦК-выделений и рост крупных произвольно ориентированных выделений, расположен­ ных преимущественно по границам элементов структу­ ры. Эти выделения образуют на электронограммах чет­ кие собственные рефлексы ГЦК-фазы и имеют параметр, близкий к параметру чистой меди. Они представляют из