книги / Трещиностойкость железоуглеродистых сплавов
..pdfПовышение температуры нагрева под закалку ведет к укрупнению элементов микроструктуры. В табл. 5.1 даны средние статистические значения ряда структурных параметров стали 03Х11Н10М2Т, полученных после закалки от различных температур нагрева в ин-
тервале 920–1200 °С.
Из приведенных результатов видно, что повышение температуры нагрева под закалку от 920 до 1200 °С увеличивает средний размер аустенитного зерна в 7 раз (от 19 до 131 мкм), продольный и поперечный размер мартенситных пакетов возрастает соответственно в 3 раза (от 12 до 36 мкм) и в 5 раз (от 17 до 85 мкм), а поперечный размер мартенситных реекувеличивается в2 раза (от0,24 до 0,5 мкм).
При увеличении температуры до 1100 °С пакет мартенсита состоит из 50 реек, а при температуре 1200 °С в пакет объединяются примерно 70 мартенситных реек.
Все исследованные МСС в температурном интервале 900–1000 °С имеют размеры аустенитного зерна, близкие рассмотренным в табл. 5.1. При более высоких температурах в интервале 1000–1200 °С наименьшую склонность к росту аустенитного зерна из изученных МСС имеет сталь 03Н18К9М5Т.
Таблица 5.1
Влияние температуры нагрева под закалку на размеры некоторых структурных параметров стали 03Х11Н10М2Т
tзак., |
d |
la |
|
lb |
b |
n |
оС |
19 |
|
мкм |
0,24 |
|
|
920 |
12 |
17 |
50 |
|||
1000 |
31 |
15 |
30 |
– |
– |
|
1100 |
44 |
19 |
45 |
0,39 |
50 |
|
1200 |
131 |
36 |
85 |
0,50 |
72 |
Примечание: d – средний размер аустенитного зерна; la – средний продольный размер мартенситных пакетов; lb – средний поперечный размер мартенситных пакетов; b – средний поперечный размер мартенситных реек; n – число реек в мартенситном пакете.
Отпуск исследованных сталей до температуры 440 °С не вызывает видимых изменений в структуре, однако опыты, проведенные со сталью 03Х11Н10М2Т с помощью физических методов, показывают что после
341
достижения температуры 370–380 °С наблюдается резкое уменьшение удельного электросопротивления (рис. 5.1), причиной которого является существенное обеднение твердого раствора. Проведенный комплекс исследований позволяет утверждать, что при отпуске в температурном интервале 370–440 °С в МСС 03Х11Н10М2Т формируется промежуточная интерметаллидная фаза, когерентная матрице. По данным [225], это кубическая фаза β − Ni3Ti .
Рис. 5.1. Зависимость удельного электросопротивления от температуры отпуска
При более высоких температурах отпуска (480–520 °С) внутри реечных мартенситных кристаллов наблюдаются продолговатые выделения гексагональной фазы Ni3Ti длиной ~ 100 нм и диаметром 30 нм (рис. 5.2, а). Дополнительное увеличение температуры отпуска до 560 °С активизирует процессы коагуляции, в результате чего количество этих выделений уменьшается, но при этом увеличивается их размер: длина l ≈ 200 нм, а диаметр 70 нм (рис. 5.2, б).
Известное увеличение электросопротивления в температурном интервале отпуска 440–520 °С может быть связано с растворением определенного количества когерентной фазы и переходом части атомов легирующих элементов в твердый раствор (см. рис. 5.1).
342
Рис. 5.2. Тонкая структура стали ЭП678 после закалки с 950°С в воде и различных режимов отпуска: а – 500 °С; б – 560 °С; в – 300 °С + 500 °С
Чувствительное увеличение среднего размера реечного мартенсита начинается при температуре отпуска выше 500 °С (табл. 5.2).
Таблица 5 . 2
Изменение поперечного размера на мартенситных реечных кристаллах в стали 03Х11Н10М2Т в зависимости
от температуры отпуска (закалка от 920 оС)
Температура |
|
Размерные параметры реек |
|
|
отпуска, оС |
|
b, мкм |
S, мкм |
± b, мкм |
300 |
|
0,26 |
0,14 |
0,01 |
440 |
|
0,27 |
0,14 |
0,02 |
500 |
|
0,29 |
0,16 |
0,01 |
560 |
|
0,36 |
0,16 |
0,015 |
Примечание: b – средний поперечный размер реек; S – среднеквадратичное отклонение; ± b – доверительный интервал изменения b при доверительной вероятности 0,95.
Известно, что чем более дисперсны частицы второй фазы, тем больше увеличивается сопротивление металла пластической деформации. В этом случае эффективное увеличение дисперсности может
343
быть достигнуто при проведении двухступенчатого отпуска (старения) по схеме: низкотемпературный отпуск → высокотемпературный отпуск (НТО→ ВТО). Во время НТО благодаря пересыщенности твердого раствора образуется большое количество центров будущей фазы. В процессе ВТО на базе образовавшихся при НТО многочисленных центров формируются частицы, более дисперсные по сравнению в теми, которые образовались бы при одностепенном ВТО.
Электронно-микроскопический анализ показал, что НТО приводит к измельчению упрочняющей фазы, уменьшению расстояния между отдельными частицами и к их более равномерному распределению в объеме мартенситных реек (рис. 5.2, в).
Обобщая рассмотренные результаты, необходимо подчеркнуть, что при нагреве под закалку в исследованных МСС наблюдается существенное увеличение размеров аустенитного зерна и, как следствие, получение более крупных мартенситных комплексов. Формирование интерметаллидной фазы Ni3Ti в процессе отпуска протекает в два этапа. Во время первого низкотемпературного этапа (380–440 °С) формируются когерентные комплексы кубической β − Ni3Ti -фазы. Во время
второго высокотемпературного этапа (480–520 °С) образуется когерентная фаза η − Ni3Ti . Проведение двойного отпуска по схеме низко-
температурный – высокотемпературный отпуск позволяет получить более дисперсную некогерентную интерметаллидную фазу.
5.3.Изменение прочности и трещиностойкости МСС
впроцессе отпуска
Прочностные характеристики. Непосредственно после закал-
ки МСС имеют одну и ту же прочность ( σ0,2 = 900…1000 МПа и σв = 1000…1100 МПа), причиной чего является образовавшийся в
этом случае пакетный мартенсит. После отпуска до 300–350 °С прочность МСС изменяется незначительно. При более высоких температурах отпуска прочность МСС определяется процессами дисперсионного упрочнения и изменяется экстремально с максимумом при температурах 480–500 °С (табл. 5.3).
344
Таблица 5 . 3
Прочность, пластичность и ударная вязкость мартенситно-стареющих сталей в зависимости от температуры отпуска
Марка стали, режим |
|
Механические свойства |
|
|||
термообработки |
σâ |
σ0,2 |
δ |
ψ |
KCU |
KCT |
|
МПа |
|
% |
Дж/см2 |
||
|
|
03Х11Н10М2Т |
|
|
|
|
Закалка 920 °С |
980 |
870 |
8,0 |
64 |
158 |
71 |
зак.+отп. 300 °С. |
1050 |
910 |
9,0 |
56 |
– |
48 |
зак.+отп.440 °С |
1370 |
1230 |
6,0 |
40 |
– |
12 |
зак.+ отп.500 °С |
1420 |
1380 |
5,5 |
30 |
– |
23 |
зак.+ отп.560 °С |
1110 |
1000 |
11,0 |
49 |
– |
41 |
|
03Х11Н10М2Т1 |
|
|
|
||
зак+отп.440 °С |
1680 |
1450 |
7,0 |
32 |
– |
10 |
зак+отп.500 °С |
1780 |
1690 |
5,0 |
28 |
– |
14 |
зак+отп.560 °С |
1380 |
1150 |
7,0 |
40 |
– |
24 |
|
|
03Н18К9М5Т |
|
|
|
|
Закалка 820 °С |
1100 |
1020 |
– |
– |
– |
– |
зак+отп.400 °С |
1770 |
1690 |
– |
– |
7,0 |
44 |
зак+отп.430 °С |
1900 |
1840 |
– |
– |
68 |
11 |
зак+отп.460 °С |
2040 |
1980 |
– |
– |
62 |
16 |
зак+отп.490 °С |
2100 |
2060 |
– |
– |
48 |
20 |
зак+отп.550 °С |
1750 |
1650 |
– |
– |
52 |
27 |
|
03Х10К10Н8М5Т |
|
|
|
||
зак.950 °С + отп.530 °С |
1780 |
1690 |
6,0 |
40 |
82 |
38 |
зак.950оС + отп.560оС |
1650 |
1490 |
9,0 |
45 |
73 |
32 |
Увеличение прочности благодаря дисперсионному упрочнению интерметаллидными частицами в исследованных сталях определяется содержанием титана и кобальта. Увеличение содержания титана от 0,5– 0,7 % в стали 03Х11Н10МДТ до 1,1–1,5 % в стали 03Х11Н10М2Т2 по-
вышает прочность после отпуска при 500 оС на 300–350 МПа (см. табл. 5.3). Легирование МСС кобальтом в количестве 9–10 % при содержании 0,5–0,7 % титана вызывает еще большее повышение прочности. Так, например, прочность стали 03Н18К9М5Т после отпуска может достигнуть максимальных значений: σâ = 2000…2100 МПа,
а в стали 03Х10К10Н8М5Т при значительно меньшем содержании ти-
345
тана (0,2–0,3 %) может реализоваться прочность σâ = 1800 МПа. При
этом максимальная прочность стали 03Х11Н8М2Ф, в составе которой нет ни кобальта, ни титана, не превышает 1250–1300 МПа. Таким образом, прочность для наиболее широко используемых МСС может изменяться в диапазоне σâ = 1300…2100 МПа.
Трещиностойкость при однократном нагружении. На рис. 5.3
представлено изменение статической трещиностойкости в зависимости от температуры отпуска для двух марок МСС. Определяли значения KIc и Ic. Полученная зависимость имеет два экстремума: при 440 °С максимальные, а при 500 °С минимальные значения статической трещиностойкости.
Рис. 5.3. Влияние температуры отпуска на вязкость разрушения (1, 2) и предел трещиностойкости (3, 4) мартенситно-стареющих сталей
03Х11Н10М2Т (1, 3) и 03Н18К9М5Т (2, 4)
На рис. 5.4 представлена зависимость динамической трещиностойкости от температуры отпуска стали 03Х11Н10М2Т. Наблюдается резкое снижение KСТ после отпуска при температуре 430–440 °С.
Сравнение результатов, представленных на рис. 5.3 и 5.4, показывает, что при температуре отпуска ~ 430…440 °С наблюдается максимальная статическая и минимальная динамическая трещиностойкость.
346
Следовательно, формирование в МСС после отпуска при температуре ~ 440 оС когерентной фазы увеличивает сопротивление развитию трещины при статическом нагружении. В этом случае на поверхности излома преобладающим является ямочный рельеф (рис. 5.5, в). При динамическом нагружении когерентная фаза снижает трещиностойкость, о чем свидетельствует и большое количество (~50 %) фасеток транскристаллитного скола (рис. 5.5, а). При повышении температуры отпуска до ~ 500 оС формируется некогерентная интерметаллидная фаза, которая, с одной стороны, является причиной понижения статической трещиностойкости и появления в изломе хрупких фасеток скола (рис. 5.5, г), а с другой – является причиной повышения динамической трещиностойкости иобразованияямочного рельефа (см. рис. 5.5, в).
Увеличение дисперсности выделившейся некогерентной фазы в результате двухступенчатого отпуска по схеме НТО + ВТО вызывает повышение прочности на 8–10 %. Трещиностойкость в этом случае уменьшается – КСТ на 20 %, а KIc и Ic на 20–25 % (табл. 5.4). Параллельно со снижением трещиностойкости при однократном нагружении изменяется и характер доминирующего рельефа на поверхности излома – количество хрупких транскристаллитных фасеток увеличивается, а площадь, занятая ямками, уменьшается. Очевидно, двухступенчатый отпускувеличивает склонностьМСС к хрупкому разрушению.
Рис. 5.4. Влияние температуры отпуска на динамическую трещиностойкость стали ЭП-678 после различных рафинирующих
переплавов: 1 − вакуумно-дуговой переплав в электромагнитном поле; 2 − электронно-лучевой переплав
347
Рис. 5.5. Рельеф поверхности изломов стали ЭП-678 после испытаний на динамическую (а, б) и статическую (в, г) трещиностойкость:
а, в – отпуск 440 °С; б, г – отпуск 500 °С, х2500
Таблица 5 . 4
Изменение прочности и трещиностойкости стали 03Х11Н10М2Т в результате двухступенчатого отпуска
|
|
Режим |
Характеристики прочности и трещиностойкости |
|||||
термообработки |
σâ |
σ0,2 |
δ , |
КСТ, |
KIñ , |
Iñ , |
||
|
|
|
|
|
% |
Дж/см2 |
МПа·м1/2 |
МПа·м1/2 |
|
|
|
МПа |
|
||||
Зак. 920 |
оС+ отп.500 оС |
1420 |
1380 |
5,5 |
23 |
88 |
102 |
|
Зак. 920 |
оС+ отп.300 оС + |
1550 |
1450 |
5,0 |
17 |
70 |
77 |
|
+ отп.500 оС |
|
|
|
|
|
|
||
Зак. 1200 |
оС+ отп.500 оС |
1410 |
1350 |
4,8 |
15 |
99 |
111 |
|
Зак. 1200 |
оС+ отп.300 oC + |
1540 |
1430 |
4,4 |
13 |
82,5 |
88 |
|
+ отп.500 оС |
|
|
|
|
|
|
Циклическая трещиностойкость. На рис. 5.6 и в табл 5.5 пред-
ставлены результаты, полученные при исследовании циклической трещиностойкости нескольких марок МСС. Приведенные данные показы-
348
вают, что МСС имеют наиболее высокую циклическую трещиностойкость непосредственно после закалки, когда структура стали целиком состоит из пакетного мартенсита (зависимость 1 на рис. 5.6). Наиболее низкая циклическая трещиностойкость наблюдается после проведения двухступенчатого отпуска при 300 °С и 500 °С (зависимость 6 на рис. 5.6). Остальные режимы отпуска, которыеобеспечивают различные степени когерентности и некогерентности образовавшейся фазы в сочетании с ее различной дисперсностью, дают промежуточные значения циклическойтрещиностойкости.
Рис. 5.6. Диаграммы циклической трещиностойкости стали ЭП-678 после различных режимов отпуска (исходное состояние – закалка 920 °С, вода): 1 – без отпуска (исходное состояние); 2 – отпуск 300 °С; 3 – отпуск 440 °С; 4 – отпуск 500 °С; 5 – отпуск 560 °С; 6 – отпуск 300 °С + 500 °С
349
|
|
|
|
|
|
|
Таблица 5.5 |
Характеристики циклической трещиностойкости МСС |
|||||||
|
|
|
|
|
|
|
Виды рельефа |
Режим |
|
Параметры ЦТ |
|
|
|||
термообработки |
K −9 |
K −8 |
K |
|
K −6 |
n |
излома при |
|
|
|
|
|
|
|
v =10−9 /10−7 |
|
|
|
|
|
|
|
м/цикл |
|
|
03Х |
11Н10М |
2Т |
|
СТБ/ТБ |
|
Закалка 920 °С |
12,5 |
17,5 |
38 |
|
100 |
2,2 |
|
Зак.+отп.300 °С |
9,0 |
15,2 |
34,5 |
|
102 |
2,1 |
СТБ/ТБ |
Зак.+отп.440 °С |
7,5 |
13,0 |
28 |
|
109 |
1,8 |
СТБ+СТФ/ТБ |
Зак.+отп.500 °С |
8,5 |
14,0 |
31 |
|
80 |
2,3 |
СТБ/ТБ |
Зак.+отп.560 °С |
10,5 |
15,8 |
31 |
|
88 |
2,2 |
СТБ/ТБ |
Зак.+отп. |
5,8 |
10,5 |
21,5 |
|
62 |
2,1 |
СТБ+ТФ/ТБ+ТФ |
300 оС+500 °С |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
03Х |
11Н10М |
2Т1 |
|
– |
|
Закалка 920 оС |
– |
– |
– |
|
– |
– |
|
Зак.+отп.440 °С |
6,0 |
12,0 |
29 |
|
92 |
1,9 |
СТБ+СТФ/ТБ |
Зак.+отп.500 °С |
8,0 |
14,0 |
29 |
|
78 |
2,3 |
СТБ/ТБ |
Зак.+отп.560 °С |
8,6 |
14,5 |
28 |
|
84 |
2,2 |
СТБ/ТБ |
|
|
03Н18К9М5Т |
|
|
– |
||
Закалка 820 °С |
– |
– |
– |
|
– |
– |
|
Зак.+отп.430 °С |
5,3 |
10,5 |
23,5 |
|
98 |
2,1 |
– |
Зак.+отп.490 °С |
5,8 |
12,0 |
27 |
|
76 |
2,3 |
– |
Примечание: K −9 , K −8 , K = K −7 , K −6 – размах коэффициента интенсивности напряжений при скорости роста усталостной трещины 10–9, 10–8, 10–7 и 10–6 м/цикл соответственно; n – показатель степени в уравнении Париса. Рельефные составляющие излома: СТБ – субтранскристаллические бороздки; СТФ – субтранскристаллические фасетки; ТБ – транскристаллические бороздки; ТФ – транскристаллические фасетки. На первом месте показана доминирующая рельефная составляющая излома
Проведено электронно-фрактографическое исследование (рис. 5.7) усталостных изломов стали 03Х11Н10М2Т. На рис. 5.7, а, б показаны фрактограммы припороговой области при значении v ≈ 10–9м/цикл.
После отпуска при 440 °С, когда интерметаллидная фаза когерентно связана с металлической матрицей, наряду с субтранскристаллической бороздчатой структурой наблюдаются и участки субкри-
350