Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситног

более значительно. При выдержке более 8 часов, в отли­ чие от предыдущей температуры, происходит дальней­ шее уменьшение электросопротивления (в интервале вы­ держки 8-14 часов) и только потом стабилизация. При температуре отпуска 550 °С минимум и максимум элек­ тросопротивления смещаются в строну меньших выдер­ жек. Начиная с 6 часов, наблюдается плавное снижение электросопротивления во всем исследованном интервале выдержки (до 25 часов).

Твердость стали 10НЗМЗБ увеличивается в процессе отпуска (рис. 4.29, в), при температуре 400 °С на 4-5 единиц HRC, но не достигает максимального уровня. При температуре 500 °С твердость достигает своих мак­ симальных значений при длительных выдержках (более 20 часов) и не снижается. При отпуске 550 °С макси­ мальный уровень твердости достигается уже в первые 2 - 3 часа выдержки, при выдержке более 10 часов наблюда­ ется разупрочнение.

Полученные результаты позволяют сделать выводы о кинетике процессов распада твердого раствора стали 10НЗМЗБ. С увеличением температуры отпуска уровень значений модуля Юнга увеличивается, а уровень значе­ ний электросопротивления уменьшается. Следовательно, с повышением температуры отпуска процессы распада проходят все более полно.

Температура отпуска 400 °С еще недостаточна для образования некогерентных выделений, поэтому умень­ шение электросопротивления следует связывать с обра­ зованием когерентной фазы. Некоторое повышение электросопротивления, по-видимому, вызвано возникно­ вением полей упругих напряжений вокруг частиц коге­ рентной фазы. При отпуске 500 °С распад твердого рас­ твора также начинается с образования когерентной фазы. Второй этап снижения электросопротивления свидетель­ ствует о начале потери когерентности. При температуре 550 °С формирование когерентной фазы и потеря коге­

рентности происходят быстрее. Начиная с 8-10 часов выдержки, развиваются процессы коагуляции упрочняющей фазы, что подтверждается тенденцией к пони* жению твердости.

Значения модуля Юнга близки при температурах отпуска 400-500 °С и значительно повышаются при тем­ пературе отпуска 550 °С. Окончательный уровень значе­ ний электросопротивления при отпуске 400 °С много выше, чем при 500 и 550 °С. Характер изменения элек­ тросопротивления и модуля Юнга свидетельствует о том, что при температуре отпуска 500 °С в структуре стали преобладают когерентные выделения, а при отпуске 550 °С - некогерентные.

Повышение температуры закалки стали 10НЗМЗБ с 950 до 1100 °С приводит в закаленном состоянии к по­ нижению модуля Юнга на 0,25-104 МПа и повышению удельного электросопротивления на 0,01-10"3 Ом-мм, (рис. 4.30, а, б, в), что свидетельствует о более полном растворении избыточных фаз при нагреве под закалку; твердость увеличивается на 2-3 единицы HRC. Характер изменения свойств при отпуске после закалки с темпера­ тур 950 и 1100 °С аналогичен. На образцах, закаленных с 1100°С, разупрочнение при отпуске несколько замед­ лено (рис. 4.29, в; 4.30, в). Прирост твердости при отпус­ ке стали, закаленной с 1100 °С, несколько выше, чем ста­ ли, закаленной с 950 °С.

Более подробное исследование твердости в широ­ ком диапазоне температур отпуска (от 200 до 650 °С) для сталей 10НЗМЗБ, 10НЗМ1,5Б и 01НЗМЗТБ показало, что максимальные приросты твердости наблюдаются при температурах 500 и 550 °С.

Структура сталей 10НЗМЗБ, 10НЗМ1,5Б в горячека­ таном и закаленном состоянии представляет из себя па­ кетный мартенсит со всеми характерными для него мор­ фологическими признаками.

Структура стали 0.1НЗМЗТБ - двухфазная: феррит и массивный мартенсит. Рассмотрим, какие изменения происходят в структуре данных сталей при отпуске.

В микроструктуре сталей 10НЗМЗБ и 10НЗМ1,5Б при всех режимах обработки различий не выявлено. По­ сле отпуска 500 °С в структуре стали 10НЗМЗБ сохраня­ ется мартенсит, пакетно-реечное строение которого вы­ является более четко за счет повышения травимости гра­ ниц и субграниц.

После отпуска на 550 °С в стали 10НЗМЗБ четко выявляется пакетно-реечное и зеренное строение (гораз­ до более полно, чем после отпуска на 500 °С). Повышен­ ная травимость границ зерен и пакетов, вероятно, связана с выделениями частиц второй фазы и протеканием про­ цессов полигонизации.

После отпуска при 650 °С границы зерен и пакетов вытравливаются в виде широких, размытых линий, повидимому, вследствие образования на них крупных вы­ делений. Признаков пакетно-реечного строения почти не наблюдается.

В структуре стали 01НЗМЗТБ после отпуска на 500 °С сохраняются феррит и мартенсит, в мартенсите выявляется пакетно-реечное строение, а после отпуска на 550 °С наблюдаются выделения как в феррите, так и в мартенсите, причем в феррите выделений больше, чем в мартенсите. Такое заметное выделение частиц со­ ответствует приросту твердости.

Тонкая структура стали 10НЗМЗБ в закаленном со­ стоянии представляет собой реечный мартенсит с высо­ кой плотностью дислокаций. В отдельных участках па­ кетно-реечное строение не выявляется, по всей видимо­ сти, эти участки являются массивным мартенситом.

После отпуска 500 °С, 28 ч плотность дислокаций остается практически на исходном уровне, пакетно­ реечное строение также полностью сохраняется. В геле реек видны чрезвычайно мелкодисперсные выделения, кроме того, в отдельных частях реек наблюдается так на­

зываемый «ковровый» контраст, который свидетельству­ ет о наличии полей упругих напряжений в матрице. Этот факт может быть связан с тем, что, наряду с некогерент­ ными выделениями, в структуре отпущенной при 500 °С стали присутствуют и когерентные выделения упроч­ няющей фазы.

Микроструктура стали 10НЗМЗБ после отпуска 500 °С, 54 ч идентична микроструктуре после отпуска 550 °С, 4 ч. В структуре сохраняется микрорельеф закал­ ки. Присутствуют чрезвычайно дисперсные выделения округлой формы. С увеличением времени выдержки до 40 ч при температуре отпуска 550 °С происходит укруп­ нение дисперсных частиц внутри элементов структуры и по границам зерен.

При температуре отпуска 650 °С, уже начиная с вы­ держки 1 ч, происходит разупрочнение стали. Изучение структуры стали после выдержки 36 ч позволило вы­ явить достаточно крупные выделения преимущественно округлой формы по границам и более мелкие выделения столбчатой формы, расположенные в теле зерен.

Для сравнения была исследована микроструктура стали 01НЗМЗТБ после отпуска 650 °С. Сравнение структур двух сталей показало, что добавка титана вызы­ вает появление свободных от выделений зон у границ зе­ рен, замедляет рост крупных зернограничных включений и уменьшает степень коагуляции столбчатых выделений в теле зерна.

Таким образом, в процессе отпуска сталей типа НЗМЗБ происходит выделение двух типов частиц. Час­ тицы округлой формы выделяются преимущественно по границам зерен. Частицы столбчатой формы выделяются в основном в теле элементов структуры.

При исследовании электронограмм, полученных с экстракционных реплик, после отпуска на 550 °С, 40 ч обнаружен карбид молибдена М02С, а после отпуска на 650 °С, 36 ч - %-фаза, которая имеет сложную кубиче­ скую решетку и представляет собой соединение типа АВ,

где в качестве компонента А могут выступать Mo, Nb, Ti, а в качестве компонента В - Fe и Ni [202].

Влияние молибдена на прочность и пластичность отпущенных сталей 10НЗМЗБ и 10НЗМ1.5Б показано на рис. 4.31. Стали подвергали отпуску после закалки

с950 °С на воздухе. Увеличение содержания' молибдена

с1,75 до 2,9 % не только повышает прочность стали

Время выдержки, ч

а

Время выдержки, ч

б

Рис. 4.31. Влияние содержания молибдена на прочность и пластичность сталей 10НЗМЗБ, 10НЗМ1.5Б при отпуске (исх. сост. - горячека­ таное): а - 500 °С, б - 550 °С

в исходном состоянии на 140-150 МПа, но и увеличивает прирост прочности при отпуске (Д а = 200-250 МПа). Максимальное упрочнение получено на стали 10НЗМЗБ при отпуске 500 °С, 28 ч. При этом получен следующий комплекс свойств: а в = 1320 МПа, а 0,г =1100 МПа, 8 = = 20 %, ср = 62 %. При температуре отпуска 550 °С проч­ ностные характеристики данной стали изменяются экс­ тремально с максимумом при выдержке 5 ч.

Прочность стали 10НЗМ1,5Б при температуре от­ пуска 500 °С растет на всем протяжении исследованного времени выдержки (до 40 ч). При отпуске 550 °С первых 8-10 ч прочность растет и далее стабилизируется; разу­ прочнения не наблюдается. Таким образом, меньшее (в два раза) содержание молибдена в данной стали за­ медляет кинетику формирования упрочняющих фаз.

Пластичность сталей 10НЗМЗБ и 10НЗМ1,5Б не за­ висит от температуры и времени отпуска и находится на высоком уровне: 5= 19...22 %, <р = 60...63 %.

Исследовано влияние исходного состояния стали 10НЗМЗБ на изменение прочностных свойств при отпус­ ке (рис. 4.32). Исходное состояние стали влияет как на исходный уровень прочности и пластичности, так и на характер их изменения при отпуске, и практически не влияет на величину прироста прочности при диспер­ сионном упрочнении. Более высокий уровень свойств исходно горячекатаной стали скорее всего связан с про­ явлением эффекта ВТМО, то есть частичным наследова­ нием мартенситом закалки субструктуры горячедеформированного аустенита [149]. У исходно горячекатаной стали замедлены процессы коагуляции частиц упроч­ няющей фазы, что проявляется в замедлении разупроч­ нения стали при отпуске. В исходно горячекатаном со­ стоянии относительное сужение стали 10НЗМЗБ на 21 % выше, чем в исходно закаленном - 62 и 41 % соответст­ венно.

а

б

Рис. 4.32. Влияние исходного состояния на проч­ ность и пластичность стали 10НЗМЗБ при отпуске: а - 500 °С, б - 550 °С; о - закалка 950 °С, воздух,

• - горячекатаное

Результаты изучения влияния дисперсионного уп­ рочнения на ударную вязкость и трещиностойкость ста­ лей 10НЗМЗБ, 10НЗМ1,5Б представлены в табл. 4.11.

Характеристики ударной вязкости обеих сталей для образцов с U-образным надрезом независимо от режима отпуска изменяются незначительно.

Таблица 4.11

Ударная вязкость и трещиностойкость сталей 10НЗМЗБ, 10НЗМ1,5Б

Ударная вязкость КСТ обеих сталей уменьшается в процессе отпуска, но у стали 10НЗМЗБ остается на дос­ таточно высоком уровне: КСТ = 0,26. ..0,28 МДж/м2.

Предел трещиностойкости стали 10НЗМЗБ в про­ цессе отпуска растет, а у стали 10НЗМ1,5Б снижается.

Таким образом, оценка ударной вязкости и трещи­ ностойкости исследуемых сталей показала, что сталь 10НЗМЗБ обладает низкой склонностью к хрупкому раз­ рушению.

Характер разрушения сталей 10НЗМЗБ, 10НЗМ1,5Б в горячекатаном состоянии - вязкий, излом - ямочный. После отпуска на максимальную прочность характер разрушения изменяется. На поверхности изломов удар­ ных образцов стали 10НЗМЗБ присутствуют ямки и фа­ сетки квазискола, разрушение происходит по телу эле­ ментов структуры. На поверхности изломов образцов после статических испытаний наблюдаются ямки с от­ дельными элементами квазискола.

Вид поверхности изломов образцов стали 10НЗМ1,5Б отличается от изломов стали 10НЗМЗБ. После динамиче­ ских испытаний на поверхности изломов наблюдаются фасетки квазискола и появляются элементы скола. После статических испытаний на поверхности изломов присут­ ствуют ямки и фасетки квазискола в соотношении 1:1.

Различие в характере изменения КСТ и 1с двух ста­ лей обусловлено, различным содержанием молибдена. Можно выделить две причины более низкой вязкости стали 10НЗМ1,5Б. Во-первых, из-за недостатка молибде­ на процессы формирования упрочняющих фаз в данной стали замедлены, и при температуре отпуска 500-550 °С формируются только когерентные выделения. Вовторых, молибден почти полностью уходит из твердого раствора, и фосфор получает возможность беспрепятст­ венно перемещаться на границы зерен. Эти два фактора и являются основной причиной снижения сопротивления росту трещины, особенно при динамическом нагру­ жении.

Анализ физико-механических свойств, металлогра­ фический анализ и электронная микроскопия позволили составить представление о механизме упрочнения сталей типа 10НЗМЗБ.

Основной упрочняющей фазой в данных сталях яв­ ляется х-фаза типа (Fe, Ni)(Mo, Nb). Кроме того, при от­ пуске выделяется карбид молибдена МогС, который не вносит значительного вклада в упрочнение. Содержание в стали молибдена в количестве а 3 % позволяет полу­ чить прирост прочности при отпуске Да = 200...250 МПа. Понижение содержания молибдена приводит к уменьше­ нию прироста прочности.

Статистический металлографический анализ, прове­ денный на фотографиях с экстракционных реплик, пока­ зал величины размерных параметров упрочняющей фазы (табл. 4.12).

Из-за высокой степени дисперсности статистиче­ ский металлографический анализ на режимах макси­