Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситног

мостей характеристик ударной вязкости - так называе­ мых сериальных кривых. В настоящее время известны два типа сериальных кривых: с физической и условной критической температурой хрупкости. Первый тип ха­ рактерен для низкоуглеродистых горячекатаных строи­ тельных сталей, а другой - для большинства конструк­ ционных сталей в термоупрочненном состоянии [33].

Хладостойкость низкоуглеродистых мартенситных сталей 07ХЗГНМ, 08Х2Г2ФБ, 12Х2Г2НМФТ, а также стали бейнитного класса 15Х2ГМФ оценивали на удар­ ных образцах с U-образным надрезом в интервале темпе­ ратур от минус 80 °С до плюс 20 °С. Поскольку самым простым и технологичным способом термического уп­ рочнения для низкоуглеродистых мартенситных сталей является непрерывное охлаждение на спокойном воздухе (скорость охлаждения составляет 3,5 °С/с), исследование хладостойкости данных сталей проводили на исходноза­ каленных на воздухе образцах. Для моделирования усло­ вий охлаждения в центральных областях изделий боль­ шого сечения, охлаждаемых на воздухе, проводили ис­ следования хладостойкое™ образцов после охлаждения с меньшими (по сравнению с охлаждением на воздухе) скоростями, обеспечивающими уровень прочности ств> > 800 МПа. Для сталей 07ХЗГНМ и 15Х2ГМФ таким ре­ жимом охлаждения является охлаждение со скоростью 0,15 °С/с; для сталей 08Х2Г2ФБ и 12Х2Г2НМФТ - 0,15 °С/с и 0,0044 °С/с.

Исследования температурных зависимостей ударной вязкости после охлаждения со скоростью 3,5 °С/с пока­ зали, что по уровню ударной вязкости (при температуре плюс 20 °С) исследуемые стали располагаются следую­ щем образом: наибольшей вязкостью обладает сталь

ратуре плюс 20 °С для низкоуглеродистых мартенситных

Рис. 2.29. Сериальные кривые сталей, охлажден­ ных с различными скоростями: а - Кохл=3,5 °С/с; б -V о»= 0,15 °С/с; в - V0XJ1= 0,0044 °С/с

сталей характерен вязкий микромеханизм разрушения с небольшим количеством мелких фасеток квазискола и с развитой по всей боковой поверхности зоной пласти­ ческой деформации (скосами). Для стали 15Х2ГМФ мик­ ромеханизм разрушения также вязкий, однако размер и доля фасеток квазискола больше, а зона боковой утяжки меньше. Для НМС, охлажденных со скоростью 3,5 °С/с, при которой обеспечивается формирование структуры реечного мартенсита, распределение уровня ударной вязкости при плюс 20 °С объясняется различным содер­ жанием углерода, увеличивающим долю твердораствор­ ного упрочнения и, как следствие, сопротивление пла­ стической деформации, что видно из распределения уровня прочности для данных сталей (рис. 2.29, а-в). В стали бейнитного класса 15Х2ГМФ более низкий уро­ вень ударной вязкости при прочности <тв = 1150 МПа (меньшей, чем для стали 12Х2Г2НМФТ) связан с форми­ рованием структуры верхнего бейнита.

Понижение температуры испытания (от плюс 20 до минус 80 °С) для всех сталей приводит к плавному сни­ жению ударной вязкости, в среднем на 0,45-0,5 МДж/м2, при этом микромеханизм разрушения не изменяется, а постепенно уменьшается объем боковой зоны пласти­ ческой деформации; для НМС боковая утяжка наблюда­ ется во всем интервале температур, для стали 15Х2ГМФ исчезает при температурах ниже минус 40 °С.

С уменьшением скорости охлаждения до 0,15 °С/с (см. рис. 2.29, б) общий уровень ударной вязкости иссле­ дуемых сталей становится меньше, а снижение вязкости с уменьшением температуры приобретает более отчетли­ вый характер. Также необходимо отметить, что изменя­ ется последовательность распределения сталей по уров­ ню ударной вязкости. Наибольшей вязкостью в интерва­ ле температур от плюс 20 до минус 80 °С обладают стали 07ХЗГНМ (1,67 — 0,94 МДж/м2) и 12Х2Г2НМФТ (1,58 —►0,86 МДж/м2), несколько меньший уровень вяз­

кости имеет сталь 08Х2Г2ФБ (1,16 —►0,64 МДж/м2), наименьший уровень и наибольшее снижение ударной вязкости наблюдали у стали бейнитного класса 15Х2ГМФ (1,00 —*■0,17 МДж/м2). Высокая ударная вяз­ кость стали 12Х2Г2НМФТ после охлаждения со скоро­ стью 0,15 °С/с (при прочности 1250 МПа) объясняется формированием структуры реечного мартенсита со зна­ чительной плотностью дислокаций в результате высокой устойчивости переохлажденного аустенита в области «нормального» и «промежуточного» превращения, от­ сутствием перераспределения атомов углерода, приво­ дящего к образованию атмосфер, карбидов, затрудняю­ щих перераспределение дислокаций.

Из рис. 2.29, а, б видно, что в интервале температур (от плюс 20 до минус 40 °С) уровень ударной вязко­ сти стали 12Х2Г2НМФТ после охлаждения со скоро­ стью 0,15 °С/с даже несколько выше, чем при более бы­ стром охлаждении со скоростью 3,5 °С/с, что может быть связано с более равномерным распределением дислока­ ций и, как следствие, меньшим уровнем остаточных на­ пряжений.

В стали 07ХЗГНМ одинаковый по сравнению со сталью 12Х2Г2НМФТ уровень вязкости при меньшей прочности (1000 МПа) после охлаждения со скоростью 0,15 °С/с может быть обусловлен образованием незначи­ тельного количества феррита в области температур «нор­ мального» превращения.

В низкоуглеродистой мартенситной стали 08Х2Г2ФБ меньший уровень вязкости при относительно высоком значении прочности 1180 МПа объясняется формирова­ нием структуры нижнего бейнита.

При охлаждении со скоростью 0,15 °С/с в стали бейнитного класса 15Х2ГМФ из-за низкой устойчивости в области «нормального» и «промежуточного» превра­ щения формируется целый спектр структур: феррит, верхний и нижний бейнит, мартенсит. Неоднородная структура бейнита, а также крупные глобули феррита

приводят к существенному снижению ударной вязкости уже при комнатной температуре. Увеличение размеров структурных элементов приводит к увеличению количе­ ства и размеров фасеток квазискола.

Охлаждение ударных образцов со скоростью 0,0044 °С/с, моделирующее охлаждение на воздухе изде­ лий сечением ~ 1500 мм, проводили для сталей 08Х2Г2ФБ и 12Х2Г2НМФТ, обладающих высокой ус­ тойчивостью переохлажденного аустенита в области «нормального» превращения. Исследование темпера­ турных зависимостей ударной вязкости данных сталей после охлаждения со скоростью 0,0044 °С/с показывает (см. рис. 2.29), что ударная вязкость снижается по срав­ нению со скоростью охлаждения 0,15 °С/с и в интервале температур от плюс 20 до минус 80 °С составляет с 1,15 до 0,6 МДж/м2 и с 0,6 до 0,4 МДж/м2 для стали 12Х2Г2НМФТ и 08Х2Г2ФБ, соответственно. Снижение уровня ударной вязкости связано с процессами отпуска полученного мартенсита в стали 12Х2Г2НМФТ и фор­ мированием структуры верхнего бейнита в стали 08Х2Г2ФБ.

Оценка критической температуры хрупкости, про­ веденная по 50%-ной доле волокна в изломе, показала (табл. 2.5), что наибольшей хладостойкостью (при мак­ симальном уровне прочности ао,2 = 1150... 1050 МПа) обладает сталь 12Х2Г2НМФТ. Далее следует сталь 07ХЗГНМ, которая при меньшем уровне прочности (сто,2= ~ 900 МПа) обладает и меньшей хладостойкостью. Сталь 08Х2Г2ФБ при таком же уровне прочности обла­ дает еще меньшей хладостойкостью. Худшим из иссле­ дованных сталей комплексом характеристик механи­ ческих свойств обладает сталь бейнитного класса 15Х2ГМФ. Необходимо отметить, что присутствие

вструктуре незначительного количества феррита наряду

смартенситом в стали 07ХЗГНМ позволяет получить лучший комплекс характеристик механических свойств, чем у структур нижнего и тем более верхнего бейнита.

Таким образом, высокая стабильность характери­ стик механических свойств низкоуглеродистого мартен­ сита при охлаждении в изотермических условиях и при непрерывном охлаждении в широком интервале скоро­ стей обуславливается высокой устойчивостью'переохла­ жденного аустенита в области температур «нормально­ го» и бейнитного превращений, что позволяет применять НМС для изготовления точных крупногабаритных, тол­ стостенных заготовок и деталей для тяжелого и энерге­ тического машиностроения, сложных крупногабаритных сварных конструкций, получать высокий уровень экс­ плуатационных свойств и их высокую стабильность по­ сле минимальной термической обработки. Упрощение технологического цикла изготовления также приводит

к улучшению стабильности свойств и качества изделия

вцелом, что особенно важно для изделий большого се­ чения, толстостенных сварных конструкций.

Таким образом, исследования кинетики у—>а пре­ вращения при непрерывном охлаждении со скоростя­ ми 0,1-0,3 °С/с показали, что у стали 07ХЗГНМ превра­ щение аустенита развивается в двух температурных об­ ластях 720-600 °С (область «нормального» превращения) и 500-260 °С. В стали бейнитного класса 15Х2ГМФ у—>а превращение развивается во всем исследуемом интерва­ ле температур (720-260 °С). В сталях 08Х2Г2ФБ и 12Х2Г2НМФТ превращения аустенита наблюдается только в области «сдвигового» превращения - ниже 500 °С и 400 °С соответственно. У стали 08Х2Г2ФБ при охлаждении с малыми скоростями (~ 0,15 °С/с) смещение температуры начала сдвигового превращения относи­ тельно МН5 полученной в изотермических условиях,

в область более высоких температур может быть связано

свыделением из аустенита при температурах 700-600 °С спецкарбидов VC или NbC. Охлаждение обеих сталей

сизотермической выдержкой вблизи М„ и непрерывное охлаждение стали 12Х2Г2НМФТ с малыми скоростями

5.Кинетические и структурные отличия мартенсита

ибейнита.

6.Механические свойства после изотермических

выдержек низкоуглеродистых мартенситных и бейнитных сталей.

7.Влияние непрерывного охлаждения на положение мартенситных точек.

8.Тонкая структура низкоуглеродистого мартенсита.

9.Связь механических свойств со строением низко­ углеродистых мартенсита и бейнита.

ГЛАВА 3. ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ ПРИ ОТПУСКЕ НИЗКОУГЛЕРОДИСТОГО МАРТЕНСИТА

Все основные механические свойства сталей опре­ деляют, главным образом, два параметра: химический состав и структурное состояние. Основная цель термиче­ ской обработки —создание оптимальной структуры ста­ ли, обеспечивающей удовлетворительный комплекс свойств материала. В настоящее время такой обработкой для большинства конструкционных сплавов является за­ калка с последующим отпуском.

3.1. Изменения механических свойств, фазовые и структурные превращения при нагреве закаленных сталей

При закалке, в результате бездиффузионного пре­ вращения аустенита, образуется мартенсит, который ха­ рактеризуется пересыщенностью твердого раствора уг­ леродом, высоким содержанием легирующих элементов и повышенной плотностью дефектов кристаллического строения, главным образом - дислокаций. Мартенситная структура обеспечивает повышенные прочностные свой­ ства закаленных сталей. Во многих сталях после закалки наблюдается значительное количество остаточного ау­