книги из ГПНТБ / Богачев И.Н. Структура и свойства железомарганцевых сплавов

пию является его способность к образованию мартенси­ та деформации.

Мартенсит, образующийся в процессе распада аусте­ нита под действием деформации, обладает наиболее вы­ соким сопротивлением микроударному разрушению. Вы­ сокая степень дисперсности мартенсита, равномерность распределения его кристаллов в пределах аустенитного зерна в марганцевых и Сг—Мп сталях обеспечивают ло­ кализацию очагов разрушения на межфазных и внутрифазных границах кристаллов мартенсита и аустенита, а не по линиям скольжения и границам зерен и двойни­ ков, где они обычно образуются. Это гарантирует боль­ шую равномерность разрушения поверхности. При этом разрушающийся слой сплава обнажает новый слой, в котором под действием гидравлических ударов вновь образуется мартенсит. Этот процесс многократно по­ вторяется, в результате чего разрушение протекает край­ не медленно.

В общем случае, кавитационная стойкость неста­ бильных Сг—Мп и Сг—Ni сталей больше, чем стабиль­ ных. Среди нестабильных сталей стойкость хромонике­ левых ниже, чем хромомарганцевых.

Особенностью поведения нестабильных сталей явля­ ется то, что их интенсивное упрочнение при деформации сопровождается одновременным протеканием релакса­ ционных процессов, обусловленных мартенситным пре­ вращением. Эти процессы более интенсивно происходят в нестабильных Сг—Мп сталях, так как в них более ин­ тенсивно происходит образование мартенсита и, кроме того, наряду с мартенситом образуется е-фаза. В неста­ бильных твердых растворах часть энергии деформации расходуется на фазовые превращения, в стабильных же она затрачивается на разрушение аустенита.

Фазовые превращения и сопровождающая их релак­ сация напряжений обусловливают повышенное сопро­ тивление усталости нестабильных сталей. Таким образом, особенности Сг—Мп нестабильных сталей, выражаю­ щиеся в интенсивном упрочнении и высокой релак­ сации напряжений, и являются причиной высокого со­ противления микроударному нагружению.

Следовательно, при выборе сплавов, стойких в усло­ виях кавитационного нагружения, необходимо в первую очередь определить рациональный состав твердого рас­

твора, ориентируясь при этом па структурно нестабиль­ ные сплавы, которые упрочняются не только пласти­ ческой деформацией, но и фазовыми превращениями. Данный принцип правомерен не только для аустенитных сталей, но и для ряда сплавов. Проведенные исследова­ ния показывают, что, руководствуясь этим принципом, можно выбрать кавитационностойкие аустенитные ста­ ли, а также цветные сплавы.

Наиболее типичным представителем группы неста­ бильных сталей является сталь типа 30Х10Г10 и ее мо­ дификации 0Х14АГ10, 0Х14АГ12М, предложенные Про­ блемной лабораторией металловедения УПИ им.

С.М. Кирова.

Аустенитная нестабильная сталь 30Х10Г10 отвечает

основному требованию, обеспечивающему высокую ка­ витационную стойкость сплава: наряду с достаточной коррозионной стойкостью (для речной воды) она обла­ дает высоким сопротивлением микроударному разру­ шению.

Для обеспечения повышенной коррозионной стойко­ сти в сталь необходимо ввести не менее 13% Сг, а со­ держание элементов, стабилизирующих аустенит и фер­ рит, необходимо сбалансировать таким образом, чтобы исключить или уменьшить количество б-феррита, сохра­ нив структуру аустенита нестабильной. Этим требовани­ ям удовлетворяет сталь 0Х14АГ12М, которая наряду с высокой кавитационной стойкостью обладает хороши­ ми технологическими свойствами при термической обра­ ботке, прокатке и сварке.

Структура и механические свойства стали 30Х10Г10 и 0Х14АП2М

30Х10Г10 и 0Х14АГ12М. В литой структуре, помимо ау­ стенита, наблюдается некоторое количество a -фазы, а в 0Х14АГ12М — б-феррит. Закалка или нормализация этих сталей с 1000—1100° С обеспечивает получение чисто аустенитной структуры для 30Х10Г10 и аустенит­ ной структуры с небольшим количеством феррита для

30X10Г10 и оценить величину разориентировки по лито­ му зерну, субзерну, между смежными субзернами. Ука­ занные угловые характеристики существенно изменяют­ ся в зависимости от толщины сечения отливки, модифи­ цирования и термической обработки [136].

Среди процессов, приводящих к увеличению разори­ ентировки зерен и субзерен в процессе термической об­ работки и к возникновению новых субграниц, что при­ водит к улучшению механических свойств стали, основ­ ную роль играет полигонизация. Положительную роль субграниц подтверждает характер рельефа (волни­ стость), образующийся па разрывных образцах в про­ цессе деформации. Чем больше фрагментирована струк­ тура стали предшествующей термической обработкой или модифицированием, тем тоньше рельеф на поверх­ ности образцов и тем выше уровень механических свойств. Последнее обусловлено, по-видимому, меньшей величиной элементарных сдвигов при деформации фраг­ ментированной структуры и, как следствие, более равно­ мерной деформацией аустенита.

Для метастабильных Fe—Cr—Mn сталей характер­ ны близкие значения характеристик относительного уд­ линения и поперечного сжатия независимо от соотноше­ ния длины и диаметра разрывных образцов. Это объяс­ няется высоким коэффициентом упрочнения этих сталей при деформации, т. е. преобладанием упрочнения раз­ рывного образца над «разупрочнением» от уменьшения диаметра. В случае статических испытаний Fe—Cr—Mn при температурах ниже MD, как правило, не образуется явно выраженной шейки. Характерно также то, что ус­ ловный предел - прочности данных сталей обычно про­ порционален величине относительного удлинения, в то время как для сталей перлитного, ферритного и мартен­ ситного классов уровень пластических свойств обычно обратно пропорционален уровню прочностных.

Характер протекания фазовых превращений при де­ формации метастабильных сталей, например у—>-е (у->а)-превращение в стали 30Х10Г10, мало зависит от вида деформации (растяжение, сжатие); упрочнение также приблизительно одинаково. При всестороннем сжатии преимущественно образуется е-фаза (у^-е-пре- вращение сопровождается уменьшением объема), коли­ чество которой может составить 50%, в то время как при

статическом деформировании разными способами доля е-фазы не превышает 25%. Если при статическом де­ формировании суммарная доля а- и е-фаз не превышает 50%, то при таких видах динамической деформации, как кавитационное воздействие, усталостное нагружение, деформирование взрывной волной и другие, суммарная

Т а б л и ц а 20

Влияние динамического растяжения на пластичность сталей, стабильных и нестабильных при деформации

* После ковки на прутки диаметром 20 мм.

** После двукратной закалки с 1100° С и промежуточного старения —при 800° С в течение 8 ч.

доля а-, е-фаз может превысить 90%, независимо от сте­ пени макродеформации. В соответствии с этим и уро­ вень упрочнения при динамическом деформировании вы­ ше, чем при статическом.

В табл. 20 показана пластичность сталей стабильных и нестабильных при статическом (со скоростью 2 мм/мин) и динамическом (со скоростью до 30 м/сек) растяжении. О степени стабильности сплавов можно су­ дить по количеству a -фазы, образующейся при дефор­ мировании. Прирост пластических свойств при динами­ ческом растяжении наблюдается лишь для тех сплавов, в которых при растяжении протекает у->-«-превращеіше.

Известію, что повышение пластичности обычных кон­ струкционных сталей при динамическом растяжении по сравнению со статическим растяжением составляет 40— 90%. Относительное удлинение рассматриваемых неста­ бильных аустенитных сталей при динамическом растя­ жении в наших опытах увеличилось на 100—300%. По­ вышение пластичности при динамическом растяжении аустенитных сталей трудно связать только с увеличени­ ем температуры. В данном случае решающую роль иг­ рают фазовые у—>-а- и у<^-превращения, протекающие в момент деформации. Сопротивление деформации ста­ ли резко падает в момент протекания мартенситного превращения. В процессе почти одновременного превра­ щения значительного количества аустенита в мартенсит сплав находится в квазивязком состоянии, что в услови­ ях высокоскоростного растяжения способствует разви­ тию пластической деформации.

В стали 2Х18Н9, в которой у-э-а-превращение прак­ тически отсутствует, пластичность при динамическом растяжении не увеличивается. Резко выраженное умень­ шение относительного удлинения, как и в нашем случае,

ческая пластичность значительно выше, чем статическая. Принимая во внимание пропорциональность между пре­ делом прочности и удлинением, в данном случае можно утверждать, что динамическая прочность стали 30Х10Г10 также значительно выше, чем статическая. Это подтверждают и непосредственные измерения твер­ дости образцов, деформированных статическим и дина­ мическим способом.

Весьма своеобразно поведение нестабильных Fe—• Cr—Mn сталей при циклическом нагружении. В зависи­ мости от условий испытания (частоты и среды) и гео­ метрических размеров испытуемых образцов цикличес­ кая прочность изменяется в широких пределах. Основ­ ными факторами, влияющими на циклическую проч­

2)тепловой баланс опасного сечения;

3)объем прямого и обратного мартенситных превра­ щений yÿ:e и у ^ а .

Если теплоотвод от опасного сечения образца обес­ печивает постоянство температуры (20°С), то как уп­ рочнение, так и объем мартенситных превращении до­ стигают максимальной величины.

Циклическая прочность стали 30Х10Г10 в сильной степени зависит от геометрических факторов, т. е. от величины рабочей части образцов н характера надреза. Уменьшенію, отношения l/d пли деформируемого объема усталостного* образца приводит к повышению предела выносливости а-1, в том же направлении влияет охлаж­ дение при усталостных испытаниях.

В основе процессов, приводящих к увеличению цик­ лической прочности при уменьшении деформируемого объема или при охлаждении, лежит тепловой баланс: если образец при испытании нагревается, то коэффици­ ент упрочнения падает, аустенит не распадается на мар­ тенсит и а-1 понижается. При наличии надреза — кон­ центратора напряжений, сп1 зависит не только от тепло­ вого баланса, но и от коэффициента концентрации напряжений ka .

Следует отметить, что распад аустенита стали 30Х10Г10 и других нестабильных при деформации ау­ стенитных сталей с образованием а- и е-фаз определяет­ ся характером напряженного состояния: возникает текстура мартенсита, что наблюдается металлографичес­ ким и рентгеновским методами. Текстурованным оказы­ вается и у-аустенит, по-видимому вследствие того, что у-> а- и у ->е-превращения происходят в зернах, наибо­ лее благоприятно ориентированных.

Поскольку кавитационное воздействие является мик­ роударным, циклическим и динамическим, кавитацион­ ная стойкость Fe—Cr—Mn нестабильных сталей значи­ тельно выше, чем сталей, применяемых в настоящее вре­ мя для изготовления деталей и агрегатов, работающих в условиях кавитационного разрушения (к ним относят­ ся 1Х18Н9, 0Х12НДЛ и др.). Это может быть объясне­ но высокой динамической прочностью Fe—Cr—Mn ста­ лей, которая является следствием равномерности дефор­

в процессе деформации.

Структура и свойства нержавеющих мартенситно-стареющих сталей

Существует еще один способ получения мартенсит­ ной структуры без потери пластических свойств — безуглеродистого мартенсита, стареющего при последующем отпуске, что достигнуто путем разработки высокопроч­ ных сталей типа «марэйджинг».

Стали этого типа при наличии мартенситной струк­ туры обладают редким сочетанием высоких механичес­ ких свойств и хорошей технологичности. Применение этих сталей как кавитационностойких подтверждает не­ обходимость наличия структуры мартенсита.

Мартенситно-стареющие стали возникли на Fe—Ni (от 7 до 20% Ni) основе. Получение мартенсита обеспе­ чивается закалкой или нормализацией в результате у-э-а-превращепия. Вследствие низкого содержания уг­ лерода этот мартенсит обладает низкой твердостью. Вы­ сокую прочность он получает при отпуске в результате процессов старения твердого раствора. Оптимальные свойства при старении обеспечиваются легированием мартенсита титаном, алюминием, кобальтом, молибде­ ном и другими элементами.

Принципиальное отличие сталей этого типа от угле­ родистых заключается в том, что при отпуске последних происходит распад мартенсита с образованием феррито­ карбидной смеси, приводящей к падению твердости и прочности, в то время как в мартенситно-стареющей стали твердость и прочность при отпуске возрастают вследствие протекания старения с предвыделением интерметаллидной фазы типа Nі3Ті. Оптимальной темпе­ ратурой отпуска является 450—500° С; при более высокой температуре наступает перестаривание с выде­ лением Ni3Ti. Мартенситно-стареющие стали легко де­ формируются, термическая обработка их проста. Обра­ зование безуглеродистого мартенсита не требует высоких скоростей охлаждения, следовательно, исключается не­ обходимость обеспечения прокаливаемости. Вследствие низкого содержания углерода не происходит ухудшения свойств, связанных с обезуглероживанием. Высокая тех­ нологичность обусловлена тем, что все технологические операции (деформацию, механическую обработку, свар­ ку) производят до окончательной обработки — упроч­ няющего старения,

Классические стали рассматриваемого типа содер­ жат 16—25% Ni, повышение содержания никеля приво­ дит к увеличению количества остаточного аустенита, т. е. понижается интенсивность старения. Увеличение ко­ личества остаточного аустенита усложняет термическую обработку; становятся необходимы дополнительные операции — обработка холодом или старение аустенита без образования интерметаллидов.

Для обеспечения коррозионной стойкости сталей в них должно содержаться не менее 12% Сг. Концентра­ ция никеля в этом случае может доходить до 6—9% (для деталей, применяющихся в гидромашинострое­ нии); ведутся работы по замене части никеля марган­ цем.

Легирование данных сталей кобальтом и молибде­ ном, не создавая интерметаллидов, интенсифицирует процесс старения [137]. В сталях системы Fe—Ni—Со— Mo алюминий вводят в малом количестве (0,05—0,15%) скорее для раскисления, а не для упрочнения. Титан — сильный упрочнитель, однако его содержание необходи­ мо регулировать, особенно для Fe—Cr—Ni сталей, так как при избытке титана (более 0,7%) падает ударная вязкость. Содержание углерода должно быть возможно низким, поскольку уже при 0,04% С процессы карбидообразования (выделение TiC, NbC, Мо2С) мешают протека­ нию старения. Обеднение твердого раствора этими эле­ ментами затрудняет образование интерметаллидов. Эф­ фективность влияния различных элементов на старение различна; отмечено очень сильное влияние титана и бе­ риллия.

Малоуглеродистый мартенсит, упрочненный старени­ ем, может обеспечить сопротивление кавитационной эрозии при соответствующих прочностных характеристи­ ках. Слишком высокое содержание никеля, кобальта и марганца в классических мартенситно-стареющих ста­ лях не позволяет использовать их для крупных деталей.

Для гидротурбостроения и насосостроения нами раз­ работаны нержавеющие мартенситные стали, обладаю­ щие хорошим сопротивлением коррозии. Например, ско­ рость коррозии в кипящей тихоокеанской воде Fe—Сг— Ni стали 00Х12Н8МТЮ составляет 0,0013 г/(м2-ч), а стали 1Х18Н10Т — 0,0005 г/(м2-ч). В кипящем растворе состава 18% NaCi, 1% KCl, 6,6% MgCi2, 6,4% M nS04

скорость коррозии стали 1X18111ОТ и 00Х12Н8МТЮ со­ ставляет 0,0012 и 0,0017 гІ(м2-ч) соответственно. Стали на Fe—Cr—Ni основе содержат 12—16% Cr, 4—6% Ni и добавки, обеспечивающие упрочнение этих сталей при старении: алюминия, титана, меди, кобальта, марганца и других элементов.

На рис. 109 приведены данные о кавитационной стой­ кости нержавеющих мартепситпо-стареющих сталей

Рис. 109. Сравнение кави­ тационной стойкости нержа­ веющих мартспситно-ста- реющих и нестабильных Сг—Мп сталей после опти­ мальной термической обра­

ботки:

5 — 30ХІ0Г10

в сравнении со сталью 1Х18Н9Т, которая применяется для защиты оборудования от кавитационной эрозии.

Характерная структура мартенситно-стареющей ста­ ли показана на рис. ПО. Помимо а-мартенсита, в стали присутствует феррит. В отличие от Fe—Сг—Мп сталей, структуры отливок, поковок и наплавок из мартенситностареющей стали мало различаются. Незначительно различается также их фазовый состав, кавитационная стойкость, кинетика упрочнения, тонкая структура (по данным электрониомикроскопических исследований).

Кавитационная стойкость нержавеющих мартенсит- но-стареющих сталей определяется прочностью мартен­ сита после термической обработки. Несмотря на значи­ тельную твердость, достигающую 45 HRC, малоуглероди­ стый мартенсит, в отличие от мартенсита хромистых сталей типа 2X13, сохраняет пластические свойства. Именно поэтому процессу кавитационного разрушения предшествует значительная пластическая деформация. Интересно, что в упрочненном состоянии а-мартенсит в процессе кавитационного воздействия или не изменяет твердости, или даже разупрочняется<