Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситног

%‘Л

а

%«Ж

Время выдержки, ч

б

Рис. 4.25. Изменение прочности и пластичности ста­ лей при отпуске: а - 500 °С, б - 550 °С; ♦ - 06ХЗНЗ, □ - 06ХЗНЗМТ, ▲ - 06X3НЗМБ

1200

1100

б

Рис. 4.27. Влияние исходного состояния на измене­ ние прочности и пластичности стали 06X3НЗМБ при отпуске: а - 500 °С, б - 550 °С

не изменяются. Характер изменения свойств исходноза­ каленной и горячекатаной стали 06X3НЗМТ в процессе отпуска аналогичен. У горячекатаной стали 06ХЗНЗМБ процессы распада твердого раствора замедлены по срав­ нению с исходнозакаленной.

Результаты испытаний показателей механических свойств сталей на основе системы 06ХЗНЗ приведены в табл. 4.10.

Ударная вязкость и трещиностойкость сталей 06X3НЗ, 06ХЗЮМТ, 06ХЗШМБ

В процессе отпуска при обеих температурах удар­

в процессе отпуска практически не изменяется, КСТ снижается, но остается на допустимом уровне (0,13-0,15 МДж/м2).

Снижение характеристик ударной вязкости и трещиностойкости данной группы сталей в процессе отпус­ ка связано с образованием спецкарбидов хрома [200, 201]. Легирование стали Мо и Ti, Мо и Nb благоприятно влияет как на прочность, так и на вязкость стали типа 06ХЗНЗ, причем сочетание Мо и Nb более предпочти­ тельно. Исходное состояние сталей (закалка с 950 °С и горячекатаное) на вязкость при отпуске практически не влияет.

Таким образом, лучший комплекс свойств получен на стали 06ХЗНЗМБ, которая обладает как наибольшей прочностью, так и более высоким уровнем вязкости и трещиностойкости.

Представленные выше исследования показали, что у всех хромсодержащих сталей при отпуске наблюдается существенное снижение ударной вязкости. Присутствие в НМС хрома или суммарно хрома и марганца не менее 3-4 % необходимо для подавления бейнитного превра­ щения [2, 4, 161, 165]. Поэтому при отказе от хромомар­ ганцевой основы необходима другая легирующая компо­ зиция, которая обеспечивает высокую устойчивость пе­ реохлажденного аустенита в области нормального превращения и отсутствие бейнитного превращения. Та­ кой легирующей композицией является композиция НЗМЗ.

В исходном горячекатаном состоянии структура сталей с 0,1 % С (10НЗМЗБ и 10НЗМ1,5Б) представляет собой пакетный мартенсит. Твердость стали 10НЗМЗБ составляет 34-36 HRC, стали 10НЗМ1,5Б - 24-26 HRC.

Структура стали 01НЗМЗТБ более сложная и состо­ ит из двух структурных составляющих: феррита

и массивного мартенсита. В работе [2] показано, что для подавления граничной самодиффузии атомов железа

вобласти нормального а —*у превращения и предотвра­ щения выделения феррита в процессе закалки на воздухе

вНМС должно содержаться не менее 0,04 % С.

После закалки на воздухе в интервале температур 900-1100 °С структура сталей аналогична их структуре в горячекатаном состоянии: у сталей 10НЗМЗБ и 10НЗМ1,5Б - типичный пакетный мартенсит со всеми характерными для него морфологическими признаками, у стали 01НЗМЗТБ - феррит и массивный мартенсит.

На рис. 4.28 приведены зависимости твердости и номера зерна исследуемых сталей от температуры на­ грева под закалку в интервале температур 900-1100 °С (охлаждение на воздухе).

Твердость стали 10НЗМЗБ не изменяется в интерва­ ле температур 900-950 °С, существенно увеличивается (с 31 до 38 HRC) в интервале 950—1100 °С. При дальней­ шем увеличении температуры закалки твердость стали снижается: при нагреве до 1050 °С незначительно, в ин­ тервале 1050-1100 °С более существенно.

Твердость стали 01НЗМЗТБ в интервале температур закалки 900-1000 °С меняется мало и находится на уров­ не 15-17 HRC, в интервале 1000-1050 °С наблюдается существенное увеличение твердости (до 22 HRC) и далее твердость меняется мало.

Твердость стали 10НЗМ1,5Б не зависит от темпера­ туры закалки и находится на уровне 26-28 HRC.

На уровень твердости закаленной стали влияют раз­ мер бывшего аустенитного зерна и насыщенность твер­ дого раствора примесными атомами, то есть процессы растворения вторичных карбидных и интерметаллидных фаз. Совместный анализ кривых твердости и зависимо­ сти размера зерна от температуры закалки исследуемых сталей позволяет говорить о том, что повышение твердо­ сти сталей 10НЗМЗБ и 01НЗМЗТБ связано с постепен-

ным растворением частиц второй фазы, а снижение твер­ дости - с ростом аустенитного зерна. Сдвиг максимума твердости на стали 01НЗМЗТБ в сторону более высоких температур обусловлен присутствием в этой стали тита­ на. В стали 10НЗМ1,5Б, очевидно, процессы упрочнения за счет растворения избыточных фаз и разупрочнения за счет роста аустенитного зерна уравновешивают друг друга, вследствие чего твердость стали не изменяется в исследованном интервале температур аустенитизации.

Рис. 4.28. Зависимость твердости и размера зерна сталей от температуры аустенитизации:

• - 10НЗМЗБ, А - 10НЗМ1.5Б, * - 01НЗМЗТБ

Анализ результатов позволяет сделать два вывода. Во-первых, поскольку прирост твердости с повышением температуры закалки в сталях 10НЗМЗБ и 01НЗМЗТБ, отличающихся по содержанию углерода в 10 раз, одина­ ков (А = 7 HRC), очевидно, что основной вклад в упроч­ нение вносит растворение фаз не карбидной, а интерметаллидной природы. Во-вторых, отсутствие повышения твердости с увеличением температуры нагрева под за­

калку в стали 10НЗМ1,5Б, видимо, связано с меньшим, по сравнению с двумя другими, содержанием в данной стали молибдена.

Изменение твердости и физических свойств отпу­ щенных НМС выполнены после предварительной закал­ ки с 950 °С (оптимальная), 1100 °С (температура, при ко­ торой в матрице растворяется максимальное количество избыточных фаз) и стали в исходно горячекатаном со­ стоянии (температура конца прокатки 950-1000 °С, раз­ мер зерна - 10-11-й номер).

Знания кинетики распада твердого раствора при от­

иопределения оптимального режима обработки для по­ лучения заданного комплекса свойств.

Кинетику распада твердого раствора при отпуске изучали физическими методами на стали 10НЗМЗБ, так как она имела максимальную твердость в горячекатаном

изакаленном состоянии и максимальный прирост твер­ дости с повышением температуры закалки, что свиде­ тельствовало о наличии упрочняющей фазы. Полученные результаты представлены на рис. 4.29, 4.30.

При отпуске стали 10НЗМЗБ, закаленной с темпера­ туры 950 °С, на температуру 400 и 500 °С изменения мо­ дуля Юнга качественно и количественно подобны: мо­

дуль незначительно увеличивается в течение первых 6 часов выдержки и далее стабилизируется (рис. 4.29, а). При температуре отпуска 550 °С модуль монотонно воз­ растает в течение 11-12 часов выдержки и так же стаби­ лизируется.

Удельное электросопротивление при температуре отпуска 400 °С уменьшается в первые 6 часов выдержки, затем несколько увеличивается (в интервале времени 6-8 часов) и далее стабилизируется (рис. 4.29, б). При отпуске 500 °С изменения электросопротивления до 8 ча­ сов выдержки качественно подобны температуре 400 °С, но количественное уменьшение электросопротивления