Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситног

мального упрочнения чрезвычайно затруднен. При тем­ пературе отпуска 500 °С средний размер частиц не пре­ вышает 0,007 мкм, а межчастичное расстояние - не более 0,03 мкм.

Таблица 4.12

Размерные параметры упрочняющей фазы и приросты прочности при отпуске стали 10НЗМЗБ

С увеличением температуры и времени отпуска раз­ мер частиц и расстояние между ними увеличиваются.

Для сравнения была проведена оценка размерных параметров упрочняющей фазы стали 01НЗМЗТБ после отпуска 650 °С, 36 ч. Получены следующие значения: D = 0,0572±0,015 мкм, L = 0,2334±0,0096.

Близкие значения DviL сталей 10НЗМЗБ и 01НЗМЗТБ при одинаковом режиме отпуска (650 °С, 36 ч) еще раз свидетельствуют о том, что данная упрочняющая фаза является интерметаллидом.

Электронно-микроскопические исследования вы­ явили на режиме максимального упрочнения частицы некогерентной фазы и наличие так называемого «ковро­ вого» контраста, который свидетельствует о присутствии

вматрице когерентных частиц.

Внастоящее время принято, что движущиеся в мат­ рице дислокации преодолевают когерентные частицы перерезанием по механизму Мотта-Набарро, а некоге­

рентные частицы - огибанием по механизму Орована. Имеются сведения [203], что при межчастичном расстоя­ нии менее 50 нм (0,05 мкм) уже первые дислокации должны двигаться через частицу, то есть перерезать ее. Как следует из результатов статистического металлогра­ фического анализа, для режимов отпуска 500 °С, 28 ч и 550 °С, 4 ч (на которых наблюдается максимальное уп­ рочнение) межчастичное расстояние как раз и удовле­ творяет этому условию (см. табл. 4.11).

Таким образом, упрочнение сталей типа 10НЗМЗБ в процессе отпуска достигается за счет выделения у-фазы состава (Fe, Ni)(Mo, Nb). Максимальное упроч­ нение соответствует стадии разрыва когерентной связи матрицы с частицами упрочняющей фазы, в матрице од­ новременно присутствуют когерентные и некогерентные частицы.

Результаты, представленные в настоящем разделе, показывают, что возможно дисперсионное упрочнение низкоуглеродистого мартенсита в присутствии 3 % Ni при длительных выдержках (ранее полагали, что для уп­ рочнения необходимо не менее 9-11 % Ni). Комплексное легирование стали 06ХЗНЗ молибденом и ниобием зна­ чительно повышает отпускоустойчивость, положительно влияет на уровень ударной вязкости и трещиностойкости. Наибольший прирост прочности (Да = 200...250 МПа) получен на горячекатаной стали 10НЗМЗБ после отпуска 500 °С, 28 ч и 550 °С, 5 ч: а, - 1320...1340 МПа; а 0.2 = = 1100... 1200 МПа; 5 = 19...22 %; у = 62...64 % при вяз­ кости KCU = 1,09... 1,13 МДж/м2. Прирост прочности при отпуске горячекатаной и закаленной стали 10НЗМЗБ одного порядка, однако горячекатаная сталь имеет более высокий общий уровень прочности за счет проявления эффекта ВТМО. У горячекатаной стали замедлены про­ цессы разупрочнения при отпуске, что позволяет повы­ сить температуру отпуска, одновременно сократив время выдержки (500 °С, 28 ч; 550 °С, 5 ч). Дисперсионное уп­

рочнение сталей типа НЗМЗБ при отпуске реализуется за счет выделения х-фазы состава (Fe, Ni)(Mo, Nb). Макси­ мальное упрочнение соответствует стадии разрыва коге­ рентности матрицы с частицами упрочняющей фазы.

Контрольные вопросы к главе 4

1.Механизмы упрочнения сталей и физические ог­ раничения реализации каждого из них.

2.Влияние на конструкционную прочность карбид­ ного упрочнения НМС. Допустимые интервалы варьиро­ вания углерода и легирующих элементов, температурно­ временные параметры процессов.

3.Механизм дисперсионного упрочнения НМС ме­ дью. Температура выделения, размеры, состав и морфо­ логия фаз.

4.Принципы интерметаллидного упрочнения НМС, режимы термообработки, морфология и состав дисперс­ ных фаз.

Глава 5. ТЕХНОЛОГИЧНОСТЬ, СВАРИВАЕМОСТЬ И ПРАКТИКА ПРИМЕНЕНИЯ НМС

5.1. Свариваемость НМС

Высокопрочные НМС хорошо свариваются в термо­ упрочненном и отожженном состоянии всеми способами сварки, не требуют предварительного подогрева, ограни­ чения времени между сваркой и отпуском, не склонны к образованию холодных и горячих трещин, закаливают­ ся охлаждением на спокойном воздухе, не склонны к де­ формации при сварке и закалке [204, 205, 206, 207].

Свариваемость сталей принято оценивать по угле­ родному эквиваленту (Сзкв). В литературе насчитывается более 20 формул для расчета СЭКвЭто обусловлено тем, что формулы предложены для определенного типа

структур сталей с заданным уровнем прочности и для различных условий функционирования сварных соеди­ нений.

Ограничение по величине Сэк« в последнее время связывают с характеристикой структуры, формирующей­ ся в сварном соединении. Во всех формулах (для средне­ углеродистых и среднелегированных сталей [208, 209, 210] Сэкв = С + Мп/6 + Si/12 + Ni/10 + Сг/5 + Мо/4 + V/14) допустимый Сэкв< 0,3...0,45 ограничивает верхний пре­ дел концентрации элементов. Содержание углерода со­ ответствует его концентрации в стали, а влияние леги­ рующих элементов учитывают через коэффициенты, оп­ ределенные эмпирически по результатам, полученным на специальных сварочных пробах. Эти пробы характери­ зуют склонность сталей к образованию холодных и горя­ чих трещин.

Ограничение свариваемости высокопрочных термо­ упрочняемых сталей определяется внешними и внутрен­ ними факторами. К внешним относят факторы, завися­ щие от способов, режимов сварки и конструкции сварно­ го соединения, к внутренним - от собственных свойств сталей. Внутренние факторы: химический состав, исход­ ная и возникающая в ходе охлаждения структура, ком­ плекс характеристик механических свойств, способность релаксировать напряжения.

Значительные затруднения возникают при сварке тогда, когда в зоне термического влияния образуются малопластичные углеродистые мартенсит и бейнит, яв­ ляющиеся причиной образования холодных трещин. Серьезные проблемы возникают при изготовлении свар­ ных соединений, узлов, конструкций с прочностью более 800 МПа. С повышением прочности появляется опас­ ность возникновения трещин в сварном соединении, включающем металл шва и зону термического влияния (ЗТВ), формирующуюся при охлаждении в интервале от температуры плавления до комнатной температуры.

Для обеспечения высокой прочности применяют ле­ гированные стали с повышенным содержанием углерода, до 0,30 %. Однако рост содержания углерода приводит к повышению хрупкости сварного соединения из-за об­ разования гетерогенной структуры, состоящей из неотпущенного мартенсита и бейнита.

Наиболее распространенные термоупрочняемые сва­ риваемые бейнитные стали типа 14Х2ГНР, 12Х2НМФА, 14ХСНДУ, 14ХГН2МДАФБ, ЗОХНЗМ трудно закалить в деталях большого размера - возникают гетерогенная структура, неоднородность свойств, значительные на­ пряжения, понижается вязкость, хладостойкость, при сварке в зоне термического влияния образуются пики напряжений, приводящие к образованию холодных трещин.

Из этого следует, что решение задачи получения свариваемых сталей или сталей для точных заготовок машиностроения с прочностью 1000-1200 Н/мм2 надо использовать композиции с минимальным содержанием углерода (менее 0,1 %) и легированные таким образом, чтобы получить при охлаждении с малой скоростью (на воздухе) без закалки в жидкие среды однородную структуру низкоуглеродистого мартенсита. Этим услови­ ям удовлетворяют низкоуглеродистые стали мартенсит­ ного класса. Высокая устойчивость аустенита обеспечи­ вает формирование в сварном соединении структуры низкоуглеродистого реечного мартенсита. Такой мартен­ сит в свежезакаленном состоянии обладает высокой прочностью, пластичностью и вязкостью. В нем сущест­ венно ниже остаточные напряжения термического и уса­ дочного характера, поскольку происходит релаксация напряжений в ходе охлаждения (температура начала мартенситного превращения около 400 °С) и при ком­ натной температуре.

Очевидно, оценка свариваемости НМС по извест­ ным выражениям для углеродного эквивалента не имеет смысла, поскольку в природе низкоуглеродистого мар­

Сопротивление образованию холодных трещин оце­ нивали в условиях двуосного растяжения. Испытания сварного соединения проведены на образцах толщиной 2,0 мм в нагружающем устройстве ЛТП 2-5 (нагружаю­ щее устройство и методика нагружения разработаны в МГТУ им. Баумана), которое обеспечивает двуосное растяжение на закрепленных по контуру пластинах с об­ разованием сферической поверхности. Сварное соедине­ ние из стали 07ХЗГНМЮА разрушилось после пластиче­

лись без видимой пластической деформации при c mjn = = 608 МПа.

Обе стали были термообработаны в исходном со­ стоянии и имели равный предел текучести 785 МПА. Та­ ким образом, в образцах из стали 07ХЗГНМЮА была полностью реализована прочность, а в образцах из стали 12Х2НВФА произошло преждевременное разрушение. Из этого можно заключить, что сталь 07ХЗГНМЮА не склонна к образованию холодных трещин.

Испытание стали на склонность к задержанному разрушению проводили на образцах толщиной 2 мм в на­ гружающем устройстве ЛТП 2-5. Устройство позволяет выдерживать сферические образцы при заданном напря­ жении в течение 24-72 часов. Испытания проводили при нагрузках, соответствующих напряжениям (аусл), равным 0,8стт; 1,0ат; 1,1сгт. Напряжения вычисляли по формуле ОуСЛ= PR/(2t0), где Р - давление под образцом, R - радиус сферического сегмента, t0- толщина образца

Испытывали сварные образцы из стали 07ХЗГНМЮА, полученные по разным технологическим схемам:

1. Сварка высокоотпущенных пластин с последую­ щей упрочняющей термообработкой на КТ80.

2. Сварка термоупрочненных на КТ80 пластин без последующего отпуска.

Образцы, полученные по технологической схеме 1, сваривали аргонно-дугсвой сваркой и испытывали без