Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситног
..pdfСтарение сталей 40Г11Н10Ю5Ф, 40Г13Н10Ю5Ф протекает в две стадии [190]. На первой стадии одновре менно выделяются дисперсные карбиды VC и интерметаллиды у' (NiAl), изоморфные матрице. Гомогенные вы сокодисперсные частицы VC и у', частично или полно стью когерентные аустенитной матрице, образуют трехмерную квазипериодическую структуру. На второй стадии старения метастабильные частицы у'-фазы сме няются стабильной фазой a' (NiAl), частицы которой имеют форму пластин-реек. Наиболее высокие прочно стные свойства данные стали имеют в переходном со стоянии (от первой стадии старения ко второй), когда в структуре присутствует большое количество мелкодис персных частиц у', а' и VC.
Таким образом, интерметаллидные фазы в мартен- ситно-стареющих сталях и сталях с карбидно-интерме- таллидным упрочнением позволяют значительно повы сить прочность при старении.
4.2.Конструкционная прочность НМС
сдисперсной карбидной фазой
Карбиды широко используются в качестве упроч няющей фазы в среднеуглеродистых и высокоуглероди стых сталях, что обусловлено их свойствами. Карбиды сравнительно легко растворяются при нагреве под закал ку и выделяются в широком диапазоне температур отпуска.
Устойчивость карбидов увеличивается в ряду кар бидообразующих: Fe, Mn, Сг, Mo, W, V, Nb, Ti, и наибо лее устойчивыми являются карбиды V, Nb и Ti. Эти эле менты образуют карбид типа МС уже при их содержании в стали в количестве 0,1 % и при практически любом со держании углерода. При отпуске карбиды типа МС вы деляются из твердого раствора независимо от цементита [191]. В цементите V, Nb и Ti практически не раство ряются.
Карбиды титана, как наиболее устойчивые, трудно растворяются при нагреве под закалку (температура рас творения TiC в аустените порядка 1300 °С) [178]. Пер вичные карбонитриды титана выделяются при кристал лизации в виде достаточно крупных включений квадрат ной или прямоугольной формы. Присутствие в структуре стали карбидов TiC сильно снижает ударную вязкость.
Карбиды ванадия достаточно хорошо растворяются при нагреве под закалку, с другой стороны, их выделения при отпуске достаточно мелкодисперсны, что должно значительно повышать прочность и отпускоустойчивость.
Карбиды ниобия занимают промежуточное положе ние между карбидами ванадия и титана.
Исходя из всего вышеизложенного, в качестве кар бидной упрочняющей фазы для исследований были вы браны карбиды ванадия. Исследования проводили в два этапа. На первом этапе исследовали влияние содержания ванадия на свойства модельных сплавов системы 07ХЗГТ: основа без ванадия, основа с содержанием ва надия 0,46 % и 0,89 %. На втором этапе исследовали ста ли с низким содержанием ванадия: промышленные стали 12Х2Г2НМФТ с содержанием ванадия 0,1 % и 10ХЗГ2Ф с содержанием ванадия 0,15 %.
Структура сталей 07ХЗГТ и 07ХЗГФ0,5Т в исходном горячекатаном состоянии - мартенсит с участками фер рита. Твердость стали 07ХЗГТ составляет 88 HRB, стали 07ХЗГФо,5Т - 92 HRB. Структура стали 07ХЗГНФо,9Т - пакетный мартенсит с твердостью 30 HRC.
Наличие феррита в структуре горячекатаных сталей указывает на необходимость более ускоренного охлаж дения сталей такой системы легирования для получения полностью мартенситной структуры. Поэтому при ис следовании для надежного получения структуры низкоуглеродистого пакетного мартенсита все указанные ста ли охлаждали в воде. Одинаковая скорость охлаждения обеспечивает примерно равные остаточные напряжения.
Для выбора температуры закалки стали подвергали нагреву в интервале температур 900-1100 °С (выдержка 1 ч) с последующим охлаждением в воде. Нагрев ниже температуры 900 °С не обеспечивает полного растворе ния феррита, нагрев выше 1100 °С вызывает заметный рост зерна.
Изменение твердости и размера зерна сталей в зави симости от температуры нагрева под закалку приведено на рис. 4.9.
|
|
|
|
|
|
а |
|
|
|
о. |
И |
|
|
I |
Т--------------------- |
|
|
1 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||
« ю |
|
|
|
|
|
|
|
||
сх |
9 |
|
|
|
|
|
|
|
|
8 |
|
{ |
|
t |
|
|
|
|
|
£ |
8 |
|
|
|
|
|
о |
|
|
о |
|
|
|
|
|
г-й,а ---------------------- |
щ А ____________ |
||
|
|
|
|
|
|
|
W |
и |
|
|
6 |
4------- |
|
------- |
------- |
------- |
---------------- |
|
|
|
|
850 |
900 |
950 |
1000 |
1050 |
1100 |
1150 |
|
|
|
|
|
|
|
т |
°с |
|
|
|
|
|
|
|
|
1аустенит» |
^ |
|
|
б
Рис. 4.9. Зависимость твердости (а) и размера зерна (б) сталей от температуры аустенитизации: А - 07ХЗГТ, • - 07ХЗГФ0,5Т, * - 07ХЗГНФ0,9Т
Сталь 07ХЗГТ после закалки с температур 900, 930 и 950 °С имеет твердость 28 HRC и зерно 8-9-го номера. При более высоких температурах закалки твердость снижается до 25 HRC, выше 1000 °С заметен рост зерна аустенита (22-31 мкм).
В сталях с ванадием твердость после закалки с тем пературы 900 °С заметно ниже, чем с температур 9501050 °С. Структура сталей 07ХЗГФо,5Т, 07ХЗГНФ0,9Т по сле закалки с температуры 900 °С - мартенсит и феррит, причем в стали 07ХЗГФо,5Т феррита больше. Появление феррита обусловлено наличием в структуре карбидов ва надия, не растворившихся при нагреве под закалку. Из вестно, что присутствие ванадия в твердом растворе по вышает устойчивость аустенита в области нормального превращения, в то время как карбиды могут служить центрами зарождения новой фазы и способствовать час тичному распаду мартенсита по нормальному механиз му. При температуре закалки 950 °С и выше структура всех трех сталей - реечный мартенсит.
Заметного снижения твердости сталей 07ХЗГФ0,5Т, 07ХЗГНФо,9Т не происходит вплоть до температуры 1050 °С (твердость порядка 30 HRC). При повышении температуры нагрева от 1050 до 1100 °С твердость всех сталей снижается до 22-23 HRC, увеличивается как раз мер зерна, так и размер пакетов мартенсита.
Таким образом, снижение твердости обусловлено ростом зерна аустенита и укрупнением мартенситной структуры. Поскольку содержание хрома и титана в ис следуемых сталях практически одинаково, то разница в твердости сталей, закаленных с температур 9501050 °С, связана с растворением карбида VC. При малом содержании углерода в стали температура растворения карбидов заметно снижается [178 и др.], растворение карбида ванадия интенсивно идет уже при температу ре 1000-1100 °С. Кроме того, легирование ванадийсо держащей стали хромом и никелем ускоряет процесс
растворения карбидов ванадия при температурах 1000-1050 °С [180].
Проведенный анализ результатов и данные аналити ческого обзора литературы позволяют считать мини мальной температурой закалки 950 °С, а максимальной (позволяющей получить большую легированность твер дого раствора при сохранении достаточно мелкого зер на) - 1050 °С. Этот интервал температур аустенитизации и принят для дальнейших исследований.
Процессы, происходящие в сталях 07ХЗГТ, 0 7 Х З Г Ф о,5Т , 0 7 Х З Г Н Ф о,9Т , при отпуске изучали по изме нению твердости и структуры. Поскольку известно, что вследствие малой диффузионной подвижности леги рующих элементов выделение спецкарбидов возможно лишь при температурах выше 400 °С, в работе рассмат ривали именно эти температуры отпуска.
На рис. 4.10 показано изменение твердости стали 07X3ГТ при температурах отпуска 400, 450 и 500 °С для двух исходных состояний: закалка 950 и 1050 °С. Твер дость стали при температуре 400 °С практически не из меняется в исследованном интервале времени выдержки (для обеих температур закалки). При температурах 450 и 500 °С получено небольшое (на 3-5 единиц HRC) по вышение твердости при малых выдержках (60 мин при температуре 450 °С и 20 мин при температуре 500 °С) для обеих температур закалки. При отпуске 450 °С на стали, закаленной с 950 °С, увеличение выдержки до 3 ч снижает твердость почти до уровня исходно закаленного состояния, далее твердость не изменяется. Сталь, зака ленная с 1050 °С, не разупрочняется, что можно объяс нить большими легированностью и гомогенностью твер дого раствора, полученного в результате закалки. При от пуске 500 °С снижение твердости до уровня закаленного состояния происходит уже за 40 мин у стали, закален ной с 950 °С, и за 60 мин у стали, закаленной с 1050 °С.
|
J D |
~ |
! |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
J U |
r f 5 |
*г |
2 |
< |
О |
о |
< |
|
|
25 |
!► |
L W |
|
* |
||||
c j |
ч |
L |
Л |
i |
|
||||
|
|
|
|
|
|
||||
о б |
o n |
|
|
|
|
|
|
|
|
н н |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Щ |
Z U |
|
|
|
1 |
|
|
|
|
|
1 с |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
X э |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
1 0 |
- ------------------1 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
О |
2 |
|
4 |
|
6 |
8 |
10 |
|
|
|
|
|
Время выдержки, ч |
а
Время выдержки, ч
б
35
30 У 25
S20
15
10
0 |
2 |
4 |
6 |
8 |
10 |
|
|
Время выдержки, ч |
в
1i
1
-
12 14
12 14
Рис. 4.10. Изменение твердости стали 07X3ГТ при отпуске: а - 400 °С, б - 450 °С, в - 500 °С.
Температура закалки: о -950 °С, А - 1050 °С
При увеличении времени выдержки разупрочнение про должается, хотя и менее интенсивно. При температуре отпуска 550 °С наблюдается резкое разупрочнение стали 07ХЗГТ: уже за первые 20 мин выдержки твердость па дает до 15-17 HRC.
Сравним изменение твердости (Д HRC) при отпуске на сталях с ванадием: 07ХЗГФо,5Т и 07ХЗГФ0,9Т (рис. 4.11).
б |
д |
|
Время выдержки, ч |
Время выдержки, ч |
||
|
в |
|
е |
|
Рис. 4.11. |
Изменение |
прироста |
твердости при |
отпуске: |
• - 07X3ГТ, ■ - 07ХЗГФ0>5Т) ▲ - |
07ХЗГНФо,9Т; зак. 950 °С: |
|||
а - 400 °С, |
б - 450 °С, |
в’-500°С; |
зак. 1050 °С: |
г-400°С, |
|
д - 450 °С, е - 500 °С |
|
Сталь, содержащая 0,46 % ванадия, при отпуске 450 °С ведет себя практически одинаково, как после за калки с температуры 950 °С, так и с температуры
1050 °С, давая незначительный прирост твердости, кото рый сохраняется вплоть до выдержки 16 ч. Аналогичны результаты для стали с 0,89 % ванадия, можно отметить лишь некоторое повышение прироста твердости. Полу ченные максимальные твердости: для стали 07ХЗГФо,5Т - 32 HRC, для стали 07ХЗГФ0,9Т - 34 HRC.
При отпуске на температуру 500 °С для стали 07ХЗГФо,5Т температура закалки практически не влияет на результаты отпуска (одинаковы как кинетика процес са, так и прирост твердости), а у стали 07ХЗГФо,9Т луч шие результаты получены при отпуске стали, закаленной с 950 °С. При этой обработке твердость интенсивно рас тет (уже за первый час отпуска прирост составляет 6-7 единиц HRC) и полученный уровень твердости 34-35 HRC стабильно сохраняется до 10-16 ч выдержки. Очевидно такое изменение твердости связано с выделе нием мелкодисперсных карбидов типа МС, которые мало склонны к коагуляции [151, 173 и др.]. Естественно предположить, что весь углерод расходуется на образо вание карбидов типа МС, и хромистые карбиды типа М7С3, М2зС6 не образуются. Авторы работы [180] показа ли возможность растворения в карбиде ванадия как тита на, так и хрома (при содержании в стали титана в коли честве » 0,75 %), и, как следствие, образование сложных карбидов (V,Cr)C, (V,Ti)C. Сложные карбиды, особенно высокодисперсный карбид (V,Ti)C, еще менее склонны к коагуляции, чем VC, что обеспечивает высокую терми ческую стабильность стали. Отпускоустойчивость сред неуглеродистых сталей повышается также и при совме стном легировании Cr, Ni и V [180]. Очевидно аналогич ное влияние совместного легирования справедливо и для сталей, содержащих менее 0,1 % углерода.
При температуре отпуска 550 °С как для стали О7ХЗГФ0 5Т, так и для стали 07ХЗГФ0,9Т для обеих тем ператур закалки полученные приросты твердости мень ше, чем при отпуске 500 °С. Очевидно это связано с тем,
что процессы разупрочнения твердого раствора при дан ной температуре идут более интенсивно и в меньшей степени компенсируются процессами упрочнения за счет выделения карбидов. Исключение составляет температу ра закалки 1050 °С для стали 07ХЗГФ0>9Т, где прирост твердости при отпуске 500 и 550 °С практически одина ков. Видимо, этот факт можно объяснить большей легированностью твердого раствора в закаленном состоянии.
Металлографический анализ, проведенный методом световой микроскопии при увеличении хЮОО, не выявил заметных изменений микроструктуры по сравнению с за каленным состоянием и не позволяет поэтому надежно оценить влияние добавок ванадия на структуру сталей и эффект твердения.
Анализ тонкой структуры на стали 07ХЗГФ0,5Т при увеличениях хЮ 000 и *30 000 на экстракционных реп ликах показал неравномерное распределение карбидов, особенно при малых выдержках. Выделения карбидов наблюдаются на границах зерен и в теле зерна, причем внутризеренные карбиды весьма дисперсны и наблюда ются только при увеличении 30 000. Повышение темпе ратуры отпуска до 680 °С приводит к коагуляции карби дов, процессам полигонизации в матрице.
Механические свойства (прочность, пластичность, ударную вязкость и трещиностойкость) исследовали при температуре отпуска 500 °С, которая соответствовала максимальному приросту твердости. Отпускали стали после закалки с температуры 950 °С в воде.
Зависимость прочности и пластичности сталей от времени выдержки при отпуске показана на рис. 4.12. Характеристики прочности стали 07ХЗГТ максимальны после закалки (ст„ = 800 МПа, Сто,2 = 640 МПа). При от пуске сталь заметно разупрочняется уже после выдерж ки 2 ч (а, = 700 МПа, ст0,2 = 615 МПа), что хорошо согла суется с рассмотренным ранее изменением твердости. Пластичность стали 07ХЗГТ при отпуске растет (6 уве личивается с 11-12 до 13-14 %, X}/ - с 68 до 75%)
(см. рис. 4.12, а). Данный химический состав стали, не смотря на наличие карбидообразующих легирующих элементов, не позволяет получить повышения прочности и лишь способствует сохранению прочности при дли тельном нагреве на температуры ниже 500 °С.
0 |
4 |
8 |
12 |
16 |
20 |
б
о4
>
в
Рис. 4.12. Изменение прочности и пластично сти сталей при отпуске 500 °С: а - 07ХЗГТ, б - 07ХЗГФО5Т, в - 07ХЗГНФо,9Т