Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситног

себя, согласно диаграмме Fe-Cu, твердый раствор железа в меди, который называют е-фазой [185].

Таким образом, на начальной стадии разупрочнения основным структурным изменением является разрыв ко­ герентности (видимо, частичный) сегрегаций и переход их в несколько разориентированные относительно мат­ рицы и изоморфные ей выделения, обогащенные медью. При этом переход сегрегация—►выделение можно счи­ тать, по-видимому, достаточно условным. Повышение концентрации меди в выделениях приводит к перестрой­ ке решетки ОЦК—►ГЦК.

Потеря сегрегациями когерентности и обусловлен­ ное этим уменьшение упругих искажений решетки мат­ рицы, по всей видимости, являются основными причи­ нами быстрого разупрочнения при перестаривании.

Поскольку исследование изменения твердости ста­ лей 12ХЗГНМЮ, 12ХЗГНМЮД в интервале температур отпуска 450-550 °С показало, что максимальный прирост твердости наблюдается при температурах 450 и 500 °С, исследование изменений прочности и ударной вязкости сталей проводили именно при этих температурах. Стали подвергали отпуску после закалки с 950 °С, 1 ч на воздухе.

Зависимость характеристик прочности и пластично­ сти сталей 12ХЗГНМЮ, 12ХЗГНМЮД от температуры и времени отпуска приведены на рис. 4.21.

Введение меди практически не изменяет прочность стали в закаленном состоянии (а„= 1120... 1130 МПа для стали 12ХЗГНМЮ и а„ = 1150... 1160 МПа для стали 12ХЗГНМЮД) и незначительно повышает пластичность.

В процессе отпуска 450 °С при выдержке до 5 ч предел прочности стали 12ХЗГНМЮ остается на уровне ее прочности в закаленном состоянии, предел текучести незначительно снижается (с 930 до 900 МПа) при одно­ временном увеличении относительного удлинения с 16 до 20 % (см. рис. 4.21, а).

В интервале продолжительности выдержки 5-12 ч прочность и пластичность стали не изменяются. В стали с медью при неизменной пластичности достигается при­ рост прочности Дсгв =100 МПа, Дст0,2 = 80... 100 МПа (время выдержки порядка 10-12 ч).

При температуре отпуска 475 °С максимальная прочность на стали 12ХЗГНМЮД достигается уже в пер­ вые 2 ч выдержки, при этом ств = 1260... 1270 МПа, СТо,2 = 1000... 1010 МПа. Разупрочнения стали при иссле­ дованном времени выдержки (до 10 ч) не происходит (см. рис. 4.21, б).

При температуре отпуска 500 °С (см. рис. 4.21, в) процессы распада твердого раствора идут более интен­ сивно. Прочность стали 12ХЗГНМЮ практически не из­ меняется на всем протяжении времени выдержки (до 12 ч), предел текучести стали даже несколько увели­ чивается, что может быть связано с релаксацией пиковых локальный напряжений. На стали 12ХЗГНМЮД наблю­ дается упрочнение с максимумом по времени 1-2 ч, при этом ACT, = 40.. .50 МПа. Начиная с 2 ч, сталь с медью разупрочняется, и при выдержке 3 ч ее прочность стано­ вится равной прочности стали 12ХЗГНМЮ.

При дальнейшей выдержке сталь с медью разупрочняется быстрее, чем сталь без меди. Исследование твер­ дости данных сталей в процессе отпуска показало, что

винтервале температур 500-550 °С процессы разупроч­ нения в стали с медью идут интенсивнее, чем в стали без меди.

Таким образом, введение в сталь 12ХЗГНМЮ меди

вколичестве около 1 % приводит к дисперсионному твердению в процессе отпуска, за счет чего прочность повышается на 80-120 МПа и достигает уровня 1250— 1270 МПа. Максимальное упрочнение стали 12ХЗГНМЮД

получено при отпуске 450 °С, 12 ч и 475 °С, 2 ч. При от­ пуске 500 °С процессы разупрочнения превалируют над процессами упрочнения и максимальной прочности дос­ тичь не удается.

Взакаленном состоянии KCU сталей 12ХЗГНМЮ

и12ХЗГНМЮД одного уровня: KCU = 1,39 МДж/м2 для стали 12ХЗГНМЮ, KCU = 1,38 МДж/м2 для стали 12ХЗГНМЮД. КСТ стали без меди в 2 раза ниже, чем

стали с медью (0,43 и 0,80 МДж/м2 соответственно). В процессе отпуска ударная вязкость обеих сталей уменьшается (рис. 4.22).

Введение меди в сталь 12ХЗГНМЮ практически не влияет на уровень ударной вязкости. Наблюдается не­ значительное снижение ударной вязкости с U-образным надрезом при температуре отпуска 500 °С.

Снижение ударной вязкости стали 12ХЗГНМЮД происходит при отпуске 475 °С в первые 2 ч, при темпе­ ратуре 500 °С в первый час отпуска, что соответствует по времени максимальному приросту прочности. При этих же режимах отпуска наблюдается максимальное сниже­ ние ударной вязкости и стали 12ХЗГНМЮ. Следова­ тельно, снижение ударной вязкости стали 12ХЗГНМЮД при отпуске не связано с образованием упрочняющей фазы меди.

Снижение ударной вязкости стали 12ХЗГНМЮ при отпуске связано с образованием спецкарбидов хрома. Охрупчивание хромомолибденванадиевой малоуглеро­ дистой стали связано с карбидообразованием и наиболее сильно выражено при температурах, при которых проис­ ходит переход от фазы Ме3С к более устойчивой Ме7С3 [200]. Эти температуры совпадают с температурой вто­ ричного твердения. Аналогичное явление обнаружено в хромистых сталях [201].

Характер разрушения сталей 12ХЗГНМЮ, 12ХЗГНМЮД в закаленном состоянии - вязкий, излом - ямочный с отдельными элементами транскристаллитного скола. Формирование мелкодисперсных спецкарбидов хрома при отпуске приводит к снижению ударной вязко­ сти и, как следствие, смене микромеханизма разруше­ ния - в изломах ударных образцов после отпуска 500 °С наблюдаются только фасетки транскристаллитного скола и квазискола.

Исследование изменений предела трещиностойкости 1Ссталей 12ХЗГНМЮ, 12ХЗГНМЮД при температу­ ре отпуска 450 °С показало следующее. Уровень трещиностойкости стали 12ХЗГНМЮ выше, чем стали 12ХЗГНМЮД как в закаленном состоянии, так и после отпуска (рис. 4.23). Статическая трещиностойкость обеих сталей несколько увеличивается при времени выдержки 2 ч, что, вероятно, связано с релаксацией пиковых ло­ кальных напряжений, увеличение выдержки приводит к снижению характеристики 1с практически до исходного уровня.

130

125 s 120

ЭП5

Время выдержки, ч

Рис. 4.23. Влияние длительности отпуска при 450 °С на статическую трещиностойкость: А - сталь 12ХЗГНМЮ, о - сталь 12ХЗГНМЮД

Итак, при содержании в стали со структурой низко­ углеродистого мартенсита меди в количестве ~ 1 % при отпуске достигается прирост прочности 80-120 МПа, в то время как в работах [74, 76] указывалось, что при та­ ком содержании меди механические свойства стали по­ сле отпуска в интервале температур 200-600 °С близки к свойствам стали без меди.

Максимальное упрочнение при отпуске медистых сталей соответствует стадии предвыделения (отпуск 450475 °С), при которой в структуре матрицы образуются

зоны повышенной концентрации меди размером 6-8 нм. Эти зоны когерентны матрице и имеют объемноцентрированную тетрагональную решетку. С повышением тем­ пературы отпуска концентрация меди в обогащенных об­ ластях повышается и происходит разрыв когерентности с образованием частиц е-фазы (твердый раствор атомов железа в меди с ГЦК-решеткой). После отпуска 500 °С наступает некоторое разупрочнение, в структуре наблю­ даются относительно регулярно расположенные частицы s-фазы размером 6-8 нм. Количество частиц 8-фазы мак­ симально после отпуска на 550 °С. При более высокой температуре происходят рост и коагуляция одних частиц за счет растворения других.

Отпуск при температурах 500 °С и выше приво­ дит к более интенсивному разупрочнению стали 12ХЗГНМЮД по сравнению со сталью 12ХЗГНМЮ. Повидимому, можно выделить три причины, которые обу­ славливают более интенсивное разупрочнение стали, ле­ гированной медью, по сравнению со сталью без меди при температурах отпуска выше 500 °С. Во-первых, образо­ ванию выделений е-фазы сопутствует релаксация внут­ ренних локальных напряжений в низкоуглеродистом мартенсите, что вызывает понижение прочности и по­ вышение пластичности. Во-вторых, образование выделе­ ний чистой меди при перестаривании сопровождается растворением выделений е-фазы, расположенных на дис­ локациях. Дислокации, освобождаясь от выделений е-фа- зы, становятся более подвижными, что также понижает прочность. В-третьих, выделения е-фазы и процессы диффузионного перераспределения меди тормозят выде­ ления легированного цементита и карбидов, которые за­ держивают разупрочнение при отпуске.

Итак, легирование мартенситной стали 12ХЗГНМЮД медью в количестве около 1 % приводит к дисперсион­ ному твердению в процессе отпуска, за счет чего проч­ ность повышается на 80-120 МПа. Увеличение содержа­ ния меди до 1,5-2,0 % повышает прочность на 200 МПа.

Максимальное упрочнение стали 12ХЗГНМЮД полу­ чено при отпуске 450 °С, 12 ч, 475 °С, 2 ч а„ = 1250...

1270 МПа, сто,г = 1000... 1010 °С, 5 = 20...22%, у = = 61...63%. Упрочнение при отпуске стали, легирован­ ной медью, достигается за счет образования частиц е-фазы. Максимальное упрочнение соответствует ста­ дии предвыделения (отпуск 450—475 °С), при которой в структуре матрицы образуются зоны повышенной кон­ центрации меди размером около 5 нм. Эти зоны коге­ рентны матрице и имеют объемноцентрированную тет­ рагональную решетку. Легирование медью практически не влияет на уровень ударной вязкости. Снижение удар­ ной вязкости сталей 12ХЗГНМЮ, 12ХЗГНМЮД при от­ пуске связано с образованием спецкарбидов хрома.

4.4. Дисперсионное упрочнение НМ интерметаллидами

Дисперсионное упрочнение низкоуглеродистого мартенсита выделениями никельсодержащих интерметаллидов было изучено в связи с разработкой мартенсит- но-стареющих сталей. Интерметаллидные упрочняющие фазы обладают высокой температурой растворения, вы­ деляются в дисперсном виде, медленно коагулируют при отпуске. Для эффективного упрочнения МСС фазами ти­ па NiTi, №зТ1, NiAl, NijAl в сталь необходимо вводить не менее 9-10 % никеля [150, 160]. Эти результаты были получены при отпуске с короткими выдержками (1-2 ч). Однако в НМС, содержащих ~ 3 % никеля и 2-3 % мо­ либдена, при длительном отпуске в интервале темпера­ тур 500-550 °С наблюдается повышение твердости.

Внастоящем разделе представлены исследования двух групп сталей: на хромоникелевой основе 06ХЗНЗ, легированных молибденом, титаном, ниобием, и никельмолибденовой основе 10НЗМЗБ, 10НЗМ1,5Б, 01НЗМЗТБ.

Висходном горячекатаном состоянии структура сталей 06ХЗНЗ, 06ХЗНЗМТ и 06ХЗНЗМБ представляет

собой пакетный мартенсит. Твердость и размер зерна сталей приведены в табл. 4.9.

Таблица 4.9

Твердость и балл зерна сталей 06ХЗНЗ, 06ХЗНЗМТ, 06ХЗНЗМБ в горячекатаном состоянии

Стали подвергали закалке на воздухе и в воду с тем­ ператур 900-1100 °С (с шагом 50 °С). Структура сталей во всем исследованном интервале температур аустенити­ зации - пакетный мартенсит.

Результаты определения твердости и номера зерна представлены на рис. 4.24. Твердость сталей 06ХЗНЗ, 06ХЗНЗМТ, 06ХЗНЗМБ при охлаждении в воду практи­ чески не зависит от температуры нагрева под закалку. При охлаждении на воздухе твердость стали 06ХЗНЗ также не зависит от температуры нагрева. У стали 06ХЗНЗМТ наблюдается снижение твердости в интерва­ лах температур 900-950 и 1000-1050 °С. Твердость стали 06X3НЗМБ несколько понижается при повышении тем­ пературы нагрева с 1000 до 1050 °С.

Такой характер зависимости твердости сталей 06ХЗНЗМТ и 06ХЗНЗМБ от температуры нагрева под закалку связан с присутствием в этих сталях сильных карбидообразователей (ниобия и титана). В процессе ох­ лаждения на воздухе из аустенита успевают выделиться достаточно крупные вторичные карбиды, которые прак­ тически не упрочняют твердый раствор, но обедняют его по углероду, что и приводит к снижению твердости. Причем твердость стали, легированной более сильным карбидообразователем —титаном, снижается более зна­

чительно. При закалке в воду процесс выделения вто­ ричных карбидов подавляется, что влияет на уровень твердости сталей.

а

тог

**устенит»

б

Рис. 4.24. Зависимость твердости и размера зерна сталей от температуры аустенитиза­ ции: а - охлаждение в воде, б - охлаждение на воздухе; • - 06ХЗНЗ, А - 06ХЗНЗМТ, х - 06ХЗНЗМБ