книги / Трещиностойкость железоуглеродистых сплавов

Первый вид аустенита – традиционный, который всегда в большей или меньшей степени сохраняется в структуре после закалки от температуры выше Асз. Это аустенит, который при закалочном охлаждении из гомогенной области гамма-твердого раствора не превратился в мартенсит и сохраняется в структуре как остаточный аустенит. Обычно он обозначается Аост.

В ряде публикаций [222, 252] отмечено, что наличие 5–10 % Аост обеспечивает высокую вязкость и трещиностойкость. Авторы считают, что роль остаточного аустенита состоит в релаксации напряжений перед фронтом трещины. В [253] с помощью подходящей термообработки стали получают около 50 % Аост, что повышает ударную вязкость примерно в два раза и снижает критическую температуру. При этом предел текучести уменьшается от 2000 до 1800 МПа. Проведенные исследования показывают положительное влияние Аост на свойства МСС. Необходимо иметь в виду, однако, и то обстоятельство, что наличие бóльшего количества Аост может привести к известному снижению прочности стали. Кроме того, стабильность Аост в МСС, так же как и в сталях со структурой бескарбидного бейнита, недостаточна, чтобы обеспечить максимальную трещиностойкость.

Второй вид аустенита определяется как ревертированный аустенит и обозначается Арев. Он образуется после нагрева полученного при закалке мартенсита в двухфазную (межкритическую) область соответствующей выдержки и охлаждения до комнатной температуры [250, 251]. Необходимо отметить, что Арев гораздо устойчивее традиционного Аост, так как при выдержке в двухфазной области при его охлаждении он обогащается легирующими элементами, например никелем, при котором его мартенситная точка Мн резко снижается ниже комнатной температуры.

В ряде исследований [251, 254–261] изучали возможности получения Арев в МСС и его влияние на свойства этих сталей. Обсуждаются вопросы, связанные с получением Арев различного качества и его стабильностью в зависимости от возможных режимов термообработки. Полученные результаты показывают, что Арев имеет гораздо лучшую стабильность, по сравнению с Аост, более высокое сопротивление пластической деформации, без изменения, однако, ударной вязкости.

371

Анализ литературы показывает, что интерес представляет одновременное получение в структуре МСС Аост и Арев и оценка влияния такого весьма сложного структурного комплекса на прочность и трещиностойкость стали. С этой целью проведен комплекс исследований стали 03Н18К9М5Т, в которой оказывается возможным получение значительных количеств Аост и Арев как по отдельности, так и совместно. Кроме того, эта сталь имеет исключительно высокие прочностные свойства.

На рис 6.8, а показано, что количество полученного Арев определяется температурой нагрева в двухфазной области. При этом соответствующая зависимость имеет максимум, положение которого зависит от времени выдержки. При увеличении времени от 15 до 60 мин температура соответствующего максимума снижается от 675 до 625 оС.

Сохранение в структуре МСС аустенита связано, как уже отмечалось, с его обогащением никелем [250]. В соответствии с диаграммой состояния Fe – Ni степень этого обогащения с повышением температуры нагрева уменьшается. Это является причиной, из-за которой с повышением температуры закалки в межкритическом интервале температура начала мартенситного превращения Мн становится значительно выше комнатной температуры (рис. 6.8, б) и устойчивость Арев уменьшается. Именно из-за этого обстоятельства при температурах закалки выше 625 оС (время выдержки 1 час) количество аустенита после закалки уменьшается. О понижении стабильности аустенита при повышении температуры нагрева в межкритическом интервале свидетельствует и интенсивность его превращения в результате холодной пластической деформации (рис. 6.8, в).

Снижение концентрации никеля в аустените и мартенсите с повышением температуры закалки в межкритической области подтверждается изменением параметров решетки элементарной ячейки α и γ-фаз (рис. 6.9, а) и изменением физического уширения дифракционных максимумов α и γ-фаз в процессе нагрева в межкритическом температурном интервале. Оно может рассматриваться как результат совместного протекания двух процессов: общего снижения как плотности несовершенств кристаллического строения, так и неоднородного распределения легирующих элементов (преимущественно никеля), образующих твердый раствор.

372

Рис. 6.8. Влияние температуры нагрева под закалку стали 03Н18К9М5Т на количество Арев при комнатной температуре (а),

положение точки Мн (б) и деформационную устойчивость Арев (в)

373

Рис. 6.9. Зависимость параметров кристаллической решетки мартенсита и аустенита (а) и ширины линий (211) мартенсита и (311) аустенита (б) от температуры закалки из МКИ стали 03Н18К9М5Т: 1 – характеристики кристаллической решетки мартенсита; 2 – характеристики кристаллической решетки аустенита

Электронно-микроскопические исследования показывают, что Арев расположен как по границам зерен и пакетов, так и внутри мартенситных кристаллов (рис. 6.10). По границам зерен и пакетов аустенит располагается в виде прослоек толщиной от 30 до 60 нм.

374

Внутри зерна участки Арев имеют закругленную или несколько вытянутую форму, с размерами, которые зависят от температуры нагрева и времени выдержки в межкритическом температурном интервале. Соотношение между продольным и поперечным размерами изменяется от 1 до 10. Близкие поперечные размеры сфероидальных и продолговатых аустенитных включений (50–200 нм) дают основание

Рис. 6.10. Ревертированный аустенит в стали МС-200 после закалки из нижней половины межкритического интервала температур: а – светлое поле; б – темное поле в рефлексе (200)γ; в – ревертированный аустенит с унаследованными от мартенсита интерметаллидами Ni3Ti (показаны стрелками)

предполагать, что они имеют «сигарообразную» форму и по-разному ориентированы к плоскости исследуемой в микроскопе фольги. Расположенные в мартенсите аустенитные кристаллы ориентированы друг относительно друга в трех направлениях под углом 120о, при этом их кристаллографическая ориентировка близка к ориентировке игольчатых интерметаллидных образований Ni3Ti, которые хорошо видны в мартенситной матрице. Прямолинейная форма границ аустенитных кристаллов при α → γ-превращении обусловлена формой мартенситных кристаллов. Прямолинейность границ аустенитных кристаллов искривляется только в тех местах, где встречаются час-

375

тицы Fe2Mo, которые, по-видимому, являются препятствием при перемещении границ между α и γ-фазами. В кристаллах аустенита наблюдаются дислокации, двойники, а также интерметаллиды сферообразной и игольчатой формы, плотность распределения которых такая же, как в мартенситных кристаллах.

Это дает основание предполагать, что эти интерметаллиды в аустените наследуются от мартенсита.

Остаточный аустенит в МСС 03Н18К9М5Т получается в результате следующей термообработки: закалка из двухфазной межкритической области, последующий быстрый нагрев в аустенитной области (температура 800–840 оС, скорость нагрева 15–20 оС/с), выдержка 2–12 минут и охлаждение в воде. Количество остаточного аустенита после такой термообработки в большой степени зависит как от температуры нагрева в межкритическом температурном интервале, так и от термообработки и нагрева в аустенитной области. С увеличением температуры и времени выдержки в аустенитной области, как и при повышении температуры нагрева в межкритическом температурном интарвале, количество остаточного аустенита уменьшается (рис. 6.11–6.12). Экспериментальным подтверждением изменения концентрации никеля в аустените и мартенсите может служить изменение параметров элементарных ячеек α- и γ-фаз, определенное с помощью рентгеноструктурного анализа (рис. 6.13). Как видно из рисунка, средние значения параметра γ-решетки уменьшаются с увеличением продолжительности выдержки в высокотемпературной области, а средний параметр кристаллической решетки α-фазы увеличивается и при продолжительной выдержке достигает значений, характерных для обыкновенной закалки от 820 оС с выдержкой в течение 1 часа.

Остаточный аустенит располагается в мартенситных кристаллах в виде сфероидальных образований (рис. 6.14).

После непродолжительной высокотемпературной выдержки (2– 4 мин) аустенитные кристаллы имеют ярко выраженную фрагментированную структуру с высокой плотностью дислокаций. Увеличение времени выдержки до 10–12 минут ведет к значительному уменьшению плотности дефектов в аустенитных кристаллах.

376

Рис. 6.11. Влияние температуры нагрева на аустенитную область

ивремени выдержки на количество остаточного аустенита

встали Н18К9М5Т. Предварительная закалка из МКИ: 575 °С, 1ч

Рис. 6.12. Влияние времени выдержки при 820 °С на количество остаточного аустенита в стали 03Н18К9М5Т, предварительно закаленной от различных температур нагрева в МКИ (длительность выдержки в МКИ 1 ч)

377

Рис. 6.13. Влияние времени выдержки при 820 °С на параметры кристаллической решетки мартенсита (аМ) и аустенита (аА), измеренные при комнатной температуре. Точки 1 и 2 – значения аМ и аА после закалки с 600 °С, 1 ч; точка 3 – значение аМ после закалки с 820 °С, 1 ч

Рис. 6.14. Остаточный аустенит в стали МС-200: а, в – светлое поле; б, г – темное поле

Рассмотрим подробнее образование ревертированного аустенита в стали 03Н18К9М5Т с исходной α + γ-структурой (рис. 6.15). В стали, обработанной по стандартному режиму (закалка от 820 оС, выдержка 1 час ), ревертированный аустенит появляется при температуре нагрева (старения) выше 500 оС (см. рис. 6.15, 1). В сталях, содержащих остаточный аустенит (см. рис. 6.15, 2), температура, при которой в структуре начинает появляться ревертированный аустенит,

378

существенно снижается. Так, при содержании 20–25 % Аост (время выдержки в высокотемпературной области ~ 6 мин) эта температура снижается до 430 оС. При температуре нагрева выше 490 оС, когда обеспечивается максимальная прочность, появление в структуре новообразованного Арев зависит от времени выдержки в высокотемпературной области – с увеличением времени выдержки количество нового ревертированного аустенита увеличивается (рис. 6.16).

Рис. 6.15. Влияние температуры отпуска на количество аустенита

встали 03Н18К9М5Т с исходной мартенситной (1)

имартенситно-аустенитной (2) структурой

Рис. 6.16. Зависимость количества Арев в стали 03Н19К9М5Т, образующегося при отпуске 490 °С, от времени выдержки в аустенитной области при температуре 820 °С

379

Аустенит в структуре стали (Аост и Арев) наблюдается в виде овальных и продолговатых образований с соотношением линейных размеров от 1:1 до 1:4 (рис. 6.17). В аустенитных частицах имеются объемы, в которых тонкая структура не разрешается. В то же время в других частицах, отличающихся небольшим изменением контраста, наблюдается дислокационная структура и интерметаллиды иглообразной формы, ориентированные в двух направлениях. Эти особенности дают основание предположить, что Арев вырастает на частицах Аост без отчетливых границ между ними, т.е. эпитаксиально.

Рис. 6.17. Структура стали МС-200 с остаточным и ревертированным аустенитом: а, в – светлое поле; б, г – темное поле

Данные, представленные на рис 6.18, показывают уменьшение прочности стали по сравнению с исходной мартенситной структурой в результате образования остаточного аустенита при различных температурах отпуска. Эти выводы подтверждаются зависимостями, показанными на рис. 6.19.

На рис. 6.20 представлено изменение ударной вязкости KCU от температуры отпуска стали 03Н18К9М5Т. Для всего исследованного температурного интервала ударная вязкость контрольных образцов

без Аост в 1,5 – 2,0 раза меньше, чем образцов, содержащих 24 % Аост. С увеличением содержания Аост наблюдается значительное увеличе-

ние KCU (рис. 6.21).

Влияние различных типов аустенита на температурную зависимость ударной вязкости KCU для исследованных сталей существенно различно (рис. 6.22, а). Для образцов с мартенситной структурой (см. рис. 6.22, 1) и структурой мартенсит + Арев при температуре ис-

380