Принцип легирования мартенситностареющих сталей

Главная цель легирования мартенситностареющих сталей – обеспечить получение в результате γ→превращения мартенсита, пересыщенного элементами замещения (мартенсита замещения), и выделение из него дисперсных интерметаллидных упрочняющих фаз в процессе последующего старения. Химический состав стали должен быть подобран таким образом, чтобы, с одной стороны, γ→превращение не происходило диффузионным путем с образованием полиэдрического феррита с малой плотностью дислокаций (при высокой температуре превращения), с другой – отсутствовал остаточный аустенит (при низкой Мн). Три элемента – никель, марганец и хром – могут быть использованы для того, чтобы снизить температуру полиморфного превращения железа настолько, чтобы даже при замедленном охлаждении в результате γ→превращения образовался мартенсит замещения. Для создания интерметаллидного упрочнения мартенситностареющие стали легируютTi,Al,Mo,Be,Cuи др. элементами, участвующими в образовании интерметаллидных фаз.

Одним из важнейших легирующих элементов в мартенситностареющих сталях является никель. Как правило, мартенситностареющие стали общего назначения содержат 8-20 % никеля.

Рисунок 3.13 – Схема классификации мартенситностареющих сталей (обобщение литературных данных)

Никель резко снижает температуру начала γ→превращения, что обеспечивает получение мартенситной структуры даже при охлаждении на воздухе. При добавлении к железу 4-8 %Niобразуется мартенсит замещения, а при меньших количествахNiполиморфное превращение идет по диффузионному механизму с образованием полиэдрического феррита.

Введение 8-12 % Niв одновременным легированиемTi,Al,Moи другими элементами способствует упрочнению при старении, т.к. никель уменьшает растворимость этих элементов в-фазе. Никель образует следующие упрочняющие фазы:Ni₃Ti,Ni₃Al,Ni₃(Al,Ti),Ni₃Mo,NiAl, (Fe,Ni)Tiи др. С повышением содержания никеля до 12-20 % увеличивается сопротивление хрупкому разрушению благодаря высокой подвижности дислокаций и облегченного поперечного скольжения в железоникелевой матрице. Ранее уже указывалось, что никель понижает сопротивление кристаллической решетки движению дислокаций и уменьшает энергию взаимодействия дислокаций с атомами внедрения, увеличивая тем самым подвижность дислокаций.

Кроме того, никель повышает устойчивость переохлажденного аустенита и, следовательно, увеличивает прокаливаемость.

Молибденпри содержании свыше 3 % при старении образует упрочняющие интерметаллидные фазы (Fe,Ni)₂Mo, (Fe,Co)₂Mo(фазы Лавеса),Ni₃Мо (геометрически плотноупакованная фаза). Дисперсность, морфология и прочность частиц этих фаз, особенно (Fe,Co)₂Mo, являются наиболее оптимальными с точки зрения обеспечения благоприятного комплекса механических свойств. Молибден уменьшает коэффициент диффузии ряда элементов вдоль границ зерен и поэтому снижает возможность выделения при старении частиц, второй фазы и других соединений или сегрегаций по границам зерен, что повышает вязкость и сопротивление хрупкому разрушению состаренной стали. В частности Мо препятствует выделению нитридов титана по границам зерен. Молибден снижает отпускную хрупкость и препятствует росту зерна аустенита при нагреве.

Кобальтуменьшает растворимость молибдена и вольфрама в–Fe(10 % Со уменьшает растворимость Мо на 1,5 %). Это существенно увеличивает интенсивность упрочнения при старении, так как Мо иWвходят в состав упрочняющих фаз. При совместном легировании молибденом и кобальтом образуется фаза Лавеса (Fe,Co)₂Mo. Кобальт может образовывать собственную интерметаллидную фазу (Fe,Co)₇(Mo,W)₆. Упрочнение при легировании кобальтом также связано с протеканием процесса упорядочения в системеFe–Coс образованием областей ближнего порядка. Кроме того, Со увеличивает теплостойкость матрицы. Как и никель, кобальт повышает сопротивление хрупкому разрушению, т.к. увеличивает подвижность дислокаций и облегчает поперечное скольжение. При легировании кобальтом повышается температура мартенситного превращения, что позволяет вводить большое количество никеля и других элементов, снижающих мартенситную точку, без опасности получения после закалки остаточного аустенита.

Для того, чтобы обеспечить упрочнение при старении, в мартенситностареющие стали вводят элементы, участвующие в образовании дисперсных интерметаллидов. Легирующие элементы по уменьшению эффекта упрочняющего влияния располагаются в следующем порядке: Ti,Be,Al,W,Mo,Cu, при этом изменение прочностных свойств при увеличении содержания легирующего элемента, как правило немонотонно (рисунок 3.14).

Рисунок 3.14 – Влияние содержания легирующих элементов на предел текучести

_0,2при старении сплавов на основеFe– 18 %Ni

(М.Д. Перкас, В.К. Кордонский)

При комплексном легировании аддитивного упрочнения обычно не наблюдается: общая величина прироста прочности после старения, как правило, меньше, чем при раздельном легировании.

Титан и алюминий относятся к наиболее эффективным упрочнителям мартенситностареющих сталей. Растворимость их в -фазе мала, и в присутствии никеля при нагреве происходит выделение дисперсных фазNіТі, NiAlи т.п.

Однако титан и алюминий резко понижают пластичность, вязкость и сопротивление хрупкому разрушению, поэтому суммарное количество Ті и А1 обычно не превышает 1,5 %. Понижение пластичности мартенситностареющих сталей при увеличении содержания титана связано с образованием при охлаждении в интервале 1000–800 °С карбонитридаTi(C,N) по границам аустенитных зерен.

Хромв мартенситностареющих сталях может выступать в качестве элемента, упрочняющего твердый раствор, снижающего температуру начала мартенситного превращения и уменьшающего растворимость молибдена, титана и алюминия в мартенсите. В количестве 11-16 % хром вводится в коррозионностойкие мартенситностареющие стали.

Углерод, азот– вредные примеси. Они снижают пластичность и вязкость состаренного мартенсита в результате, во-первых, увеличения количества точек закрепления дислокаций, что приводит к снижению сопротивления хрупкому разрушению и, во-вторых, образования карбидов и нитридов, часто выделяющихся по границам зерен (например, карбонитриды типаTi(CN)).

Фосфор, сера– вредные примеси, т.к. образуют включения, снижающие пластичность мартенситностареющей стали.

В таблице 3.10 указаны типичные фазы, выделяющиеся при старении в сталях разных систем легирования.

Таблица 3.10 – Упрочняющие фазы в мартенситностареющих сталях

Марки стали	Режим термической обработки		Упрочняющая фаза
	tзак, °С	tзак, °С
Н18К9М5Т	900	480–550	Fe2Mo, Ni3(Mo, Ті)
Н13К15М10Т	1000	500–600	Fe2Mo, (Fe, Co)2Mo, (Fe, Co)7Mo6
Х12Н8К5М2ТЮ	1000	650	Ni3А1, Ni 3Ті
Х12Н8К5М2ТЮ	1000	700	R-фаза типа (Fe, Co)15Cr8Mo10
Х10К13М5	1100	500–700	R-фаза
Х10К13М5	1100	700–800	-фаза (Fe, Со)34Сr12Мо4
Х14К9Н6М5	1130	500–700	R-фаза
Х11Н10М2Т	1000	525–600	Ni3Ti

В экономнолегированных мартенситностареющих сталях с повышенным содержанием углерода (до 0,1 %) в качестве упрочняющей фазы могут присутствовать карбиды легирующих элементов.

В мартенситностареющих сталях используются следующие механизмы упрочнения:

1) твердорастворный;

2) дислокационный (деформационный);

3) зернограничный;

4) субзеренный;

5) дисперсионный.

Суммарное упрочнение мартенситностареющих сталей складывается из упрочнения твердого раствора путем легирования, упрочнения при пластической деформации (если таковая реализуется) и старения (рисунок 3.15).

Рисунок 3.15 – Схема вклада различных механизмов упрочнения в прочность мартенситностареющих сталей (М.Д. Перкас, С.В. Грачев)

Для твердых растворов замещения упрочнение определяется концентрацией растворенного элемента, а также различием атомных радиусов растворенного элемента и растворителя.

Прирост прочности в результате мартенситного γ→-превращения связан для мартенсита со сдвиговой пластической деформацией при бездиффузионной перестройке решетки. Суммарный прирост предела текучести_0,2в случае примерно 30 %-ного легирования составляет 200–300 МПа и после мартенситного превращения300–600 МПа.

Холодная пластическая деформация может быть одним из факторов дополнительного повышения прочности мартенситностареющих сталей, если речь идет о таких изделиях, как проволока, лента, холоднокатаный лист. Интенсивность деформационного упрочнения мартенситностареющих сталей на Fe-Niоснове невелика, большее деформационное упрочнение имеют стали наFe-Cr-Niоснове.

Относительно небольшую склонность мартенситностареющих сталей к наклепу связывают с высокой подвижностью имеющихся и генерированных при деформации дислокаций. Тем не менее пластической деформацией можно получить прирост предела текучести и временного сопротивления разрыву на 400–800 МПа.

Наиболее заметным является эффект упрочнения благодаря старению легированного мартенсита замещения при нагреве предварительно закаленного (или закаленного и деформированного) сплава на 400–650 °С вследствие развития процессов распада пересыщенного твердого раствора и образования высокодисперсных равномерно распределенных частиц интерметаллидных фаз, когерентно связанных с матрицей. Подчеркнем, что в рассматриваемых сталях распад твердого раствора протекает в матрице, имеющей высокую плотность дислокаций. Это облегчает условия гетерогенного зарождения упрочняющих фаз, способствует распаду пересыщенного твердого раствора.

Использование после закалки пластической деформации способствует повышению прочностных свойств мартенситностареющих сталей после старения, пластические свойства снижаются при этом незначительно.

Процесс упрочнения мартенситностареющих сталей удовлетворительно описывается моделью, предложенной Анселом, согласно которой при малой длине свободного пробега прохождение дислокаций между частицами связано с образованием дислокационных петель вокруг частиц, поэтому эффективная длина свободного пробега дислокаций резко уменьшается; тогда сопротивление пластической деформации будет зависеть не только от среднего расстояния между частицами, но и от прочности самих частиц, поскольку в процессе деформации они перерезаются дислокациями. Таким образом, высокая прочность мартенситностареющих сталей обусловлена не только дисперсностью и равномерным распределением частиц второй фазы, но и их собственной высокой прочностью.

Для мартенситностареющих сталей характерна стадийная кинетика процессов старения. На Iстадии, когда наблюдается интенсивное упрочнение, происходит миграция атомов легирующих элементов к дислокациям и образование субмикрообластей (кластеров), обогащенных атомами легирующих элементов. Процессы роста двумерных зародышей новой фазы (интерметаллидов) в третьем измерении соответствует переходу коIIстадии. Здесь происходит дальнейшее, но уже не столь интенсивное увеличение прочностных характеристик. Когда растущие частицы достигают некоторого критического размера, нарушается их когерентная связь с матрицей, начинается коагуляция частиц, уменьшается плотность дислокаций. Все это приводит к разупрочнению (IIIстадия).

Процессы разупрочнения обусловлены:

1) нарушением когерентной связи выделившихся частиц интерметаллидов с -твердым раствором;

2) коагуляцией частиц интерметаллидов;

3) частичным растворением ранее выделившихся частиц второй фазы;

4) уменьшением плотности дислокаций, возникновением полигональной субструктуры;

5) рекристаллизацией -твердого раствора;

6) образованием в структуре аустенита при обратном →γ превращении.

Роль каждого из этих процессов в разупрочнении определяется прежде всего температурным интервалом превращения →γ иизменением растворимости интерметаллидов в- и γ-фазах с температурой. В мартенситностареющих сталях, содержащих 8–10 %Ni, разупрочнение при нагреве (550–600 °С) должно быть связано в основном с коагуляцией интерметаллидов и их растворением. Образование аустенита при указанном содержанииNiпроисходит выше 600–650 °С, когда сплав уже находится в разупрочненном состоянии. В сталях с большим содержаниемNi(16–20 %) разупрочнение определяется образованием γ-фазы.

Протекание обратного превращения →γ может иметь два важных следствия:

1) низкая температура начала образования аустенита сужает возможный интервал старения мартенсита и тем самым ограничивает достижение максимально возможных механических свойств;

2) возникшая в результате обратного перехода γ-фаза настолько стабильна, что иногда не превращается в мартенсит даже при охлаждении ниже Т_комн. Это приводит к уменьшению прочности стали.