книги / Новые конструкционные материалы низкоуглеродистые мартенситные и порошковые стали

мартенсита в ходе охлаждения. Устойчивость аустенита должна обеспечи­ вать при охлаждении на воздухе отсутствие превращения в области темпе­ ратур выше Мн.

Контрольные вопросы к главе 2

1.Требования к сталям с позиции конструирования.

2.Требования к сталям, предназначенным для термоупрочненных де­

талей.

3.Требования к сталям, предназначенным для сварных сборок.

4.Свойства сталей, обеспечивающие повышение технологичности.

5.Влияние углерода на механические свойства, структуру, техноло­ гичность.

6.Недостатки сталей с бейнитной структурой.

7.Пределы содержания углерода в НМС.

8.Условия формирования конкретного состава НМС.

9.Назначение НМС.

Список литературы к главе 2

1.Курдюмов Г.В. Превращение в железе и стали / Г.В. Курдюмов, Л.М. Утевский, Р.И. Энтин. М.: Наука, 1977. 283 с.

2.Irvine K.J. ISI / Bisra Joint Conftrence Searborgh., 1967, 4-6 April 1967/ Strong Structural Steel. Ld. P. 1.

3.Irvine K.J. Pickering F.B. // IiSi. 1957. № 187. P. 292.

4.Nehl F., Kose A. // Stahl u. Eisen. 1954. № 17. P. 1054.

5.Малоуглеродистые конструкционные стали со структурой мартен­ сита / Л.М. Югейнер, Л.И. Коган, И.Е. Косматенко и др. // Бюл. НИИТЭИчермет. 1974. № 4 (720). С. 3-9.

6.Клейнер Л.М. Свойства низкоуглеродистого легированного мартен­ сита / Л.М. Клейнер, Л.И. Коган, Р.И. Энтин // ФММ. 1972. Т. 13. Вып. 4.

С.824-830.

7.Maztensson Н. // Scad Joun. Metall. 1972. № 1. Р. 319.

8.Gonda Н., Jukito Т. // Nippon Kokcin Tecgn. Report. 1973. № 15. P. 9.

9.Terasawa T., Higashiyama H., Sekitos. Proceedinge of the Symp.

Tomard Improved Ductility a Toughness. Tokyo, 1971. P. 101.

10.Коган Л.И. Исследование превращения аустенита в средней облас­ ти непосредственно при температурах превращения / Л.И. Коган, Р.И. Эн­ тин // Проблемы металловедения и физики металлов. М.: Металлургиздат, 1962. С. 231-245.

11.Леонтьев Б.А. О механизме бейнитного превращения аустенита /

Б.А. Леонтьев, Г.В. Ковалевская // ФММ. 1974. Т. 38. Вып. 5. С. 1050-1055.

12.Biss V., Gruderman R. // Met. Trans. 1971/ № 2. P. 2267.

13.Pzeston R.R., Mac Kenzie C.K. // Molybdenium 1975 - Proceedigs of a Symposium organized by the Noranda Sales Group in Copenhagen. 1973. 12-13 April. P. 9.

14.Buch M. Kelly P. // Asta Met. 1971. Vol. 19. P. 1365.

15.Курдюмов Г.В. Явления закалки и отпуска сталей. М.: Металлургиздат, 1960. 64 с.

16.Низкоуглеродистые мартенситные стали / Р.И. Энтин, Л.М. Клей­ нер, Л.И. Коган, Л.Д. Пиликина // Изв. АН СССР. Металлы, 1979. № 3. С. 114-120.

17. Коган Л.И. Кинетика полиморфного превращения железа / Л.И. Коган, Р.И. Энтин // Докл. АН СССР. 1950. Вып. 73. С. 1173-1176.

18.Коган Л.И. Полиморфное гамма-альфа-превращение железа / Л.И. Коган, Р.И. Энтин // ФММ. 1971. Т. 31. Вып. 2. С. 379-386.

19.Борисов В.Т. Об определении коэффициентов диффузии в объеме

ипо границам зерен металлов / В.Т. Борисов, В.М. Голиков, Б.Я. Любов II Изв. АН СССР. ОТН. 1956. № ю. С. 37-47.

20.Энтин Р.И. Теоретические основы разработки низкоуглеродистых мартенситных сталей / Р.И. Энтин, Л.И. Коган, М.М. Клейнер // Новые конструкционные стали и сплавы и методы упрочнения. М.: Знание, 1984.

С.3-6.

21.Клейнер Л.М. Теоретические основы, разработка и внедрение низ­ коуглеродистых мартенситных сталей / Л.М. Клейнер, Л.Д. Пиликина, И.В. Толчина // Современные достижения в области металловедения и термообработки: Сб. науч. тр. / Перм. политехи, ин-т. Пермь, 1985. С. 1824.

22.Саррак В.И. Взаимодействие углерода с дефектами в мартенсите / В.И. Саррак, С.О. Суворова // ФММ. 1968. Т. 26. Вып. 1. С. 147-156.

23.Коган Л.И. Особенности превращения аустенита в малоуглероди­ стых легированных сталях / Л.И. Коган, Л.М. Клейнер, Р.И. Энтин II ФММ. 1976. Т. 41. Вып. 1.С. 118-124.

24.Попов А.А. Изотермические и термокинетические диаграммы рас­ пада переохлажденного аустенита / А.А. Попов, Л.Е. Попова. М.: Метал­ лургия, 1965.495 с.

25.Энтин Р.И. Превращение аустенита в стали. М.: Металлургиздат, 1960. 252 с.

26.Могутнов Б.М. Термодинамика железоуглеродистых сплавов /

Б.М. Могутнов, Л.А. Шварцман, И.А. Томилин. М.: Металлургия, 1972.

328 с.

3. ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА И СОСТАВ СТАЛЕЙ МАРТЕНСИТНОГО КЛАССА

Главными технологическими задачами при изготовлении термоуп­ рочненных сложных сварных конструкций и точных заготовок являются: обеспечение их хорошей свариваемости, бездеформационной термической обработки, сокращение технологических переходов и максимальное упро­ щение их. Они успешно решаются, если стали, применяемые для изготов­ ления заготовок и сварных конструкций, хорошо свариваются (не требуют подогрева и не склонны к холодным и горячим трещинам), закаливаются на воздухе без деформации и позволяют совмещать закалку с охлаждением на воздухе непосредственно с температур горячей обработки давлением. В связи с этим исследованы составы сталей, обеспечивающие:

-прокаливаемость - за счет легирования, повышающего устойчивость аустенита в «нормальной» (ферритной) области превращения, и за счет ис­ ключения бейнитного превращения;

-бездеформационность - за счет снижения содержания углерода, скорости ее охлаждения и повышения Мн.

3.1 Влияние легирования на прокаливаемость

Известно, что для повышения устойчивости аустенита в области тем­ ператур 600-670 °С необходимо значительное количество никеля, марган­

	ца («18-25 %), способствующих				Содержание никеля, мае. %
	образованию у-фазы [2]. Исклю­
	чение	диффузионного (у—►(!)-
	превращения при этих темпера­
	турах в соответствии с диаграм­
	мой состояния		естественно, так
	как температура Ас\ ниже тем­
	пературы самодиффузии железа
	(рис. 3.1).
	у-фаза устойчива, и пре­
	вращение может начаться толь­
	ко при температурах ниже 500—
	550	°С, когда		самодиффузия
	атомов железа		практически не­
	возможна, а (у—►а)-переход
	осуществляется		бездиффузион-
	ным путем с образованием низ­
	коуглеродистой			мартенситной
	структуры. Такой			способ хоро­	Рис. 3.1. Диаграмма состояния системы Fe-Ni
	шо известен и используется при

создании мартенситостареющих сталей [3]. Однако применение этих ста­ лей коммерчески оправдано только применительно к авиации и ракето­ строению, так как стали легированы дефицитными элементами в большом количестве: 18 % Ni; 4-9 % Со; 5 % Мо; 12-18 % Сг. Кроме того, они обла­ дают рядом недостатков, не позволяющих широко применять их в маши­ ностроительном производстве:

- в больших сечениях, где скорость охлаждения при закалке ограни­ чена теплопроводностью металла, возможно расслоение стали по химиче­ скому составу в межкритической области, приводящее к появлению a -фазы, что, в свою очередь, повышает хрупкость [3];

- стали имеют низкую температуру Ас\ - 550-500 °С, что не позволяет уменьшить прочность Оо,2 ниже 800-900 МПа и затрудняет механическую обработку;

- они не могут быть использованы для деталей, работающих в усло­ виях трения скольжения при нагревании поверхности выше 500-550 °С, когда образуется аустенит, плохо сопротивляющийся износу.

Исследования показали, что есть другой путь получения мартенсита в железе. Скорость «нормального» - аустенитно-ферритного - превращения существенно изменяется при легировании. Особенно значительное пони­ жение скорости превращения наблюдается при легировании железа: хро­ мом; хромом и никелем; хромом и марганцем; хромом, никелем и молиб­ деном (вольфрамом). Период превращения железа может измеряться часа­ ми.

Особенности кинетики у-* Of-превращения легированного железа обу­ словили создание нового класса низкоуглеродистых малолегированных мартенситных сталей с временным сопротивлением <гв = 1000... 1200 МПа.

Свойства низкоуглеродистого легированного мартенсита (содержание углерода 0,02-0,11 %) в последнее время вызывают большой интерес в связи с его определенными преимуществами.

Поскольку мартенситное превращение протекает сдвиговым путем, то оно неизбежно связано с возникновением тех или иных внутренних на­ пряжений [4]. Если их релаксация в ходе и сразу же после превращения протекает недостаточно полно, то эти напряжения могут привести к изме­ нению размеров деталей, к снижению ударной вязкости, к повышению критической температуры хрупкости [5] или даже к образованию закалоч­ ных трещин. Релаксация напряжений происходит в результате микропластической деформации, т.е. движения дислокаций. Поэтому все факторы, затрудняющие движение дислокаций, затрудняют и релаксацию внутрен­ них напряжений. К таким факторам, поскольку речь идет о мартенсите, от­ носится прежде всего закрепление дислокаций атмосферами атомов угле­ рода или карбидными выделениями. Так, установлено [6], что практически

полное закрепление дислокации в мартенсите достигается при содержании углерода около 0,2 вес. %.

В легированных конструкционных сталях уже при содержании угле­ рода более 0,15-0,20 % в определенном температурном интервале (500300 °С) развивается промежуточное (бейнитное) превращение. При уме­ ренном легировании и содержании углерода менее 0,3 % устойчивость ау­ стенита по отношению к этому превращению невелика. При закалке в структуре стали может содержаться наряду с мартенситом некоторая доля верхнего бейнита, и это также приводит к понижению ударной вязкости и повышению ткр. Повышение содержания углерода ухудшает сваривае­ мость стали.

Таким образом, можно полагать, что низкоуглеродистые стали (0,04- 0,11 % С ) со структурой мартенсита должны обладать рядом преимуществ относительно углеродистых конструкционных сталей. Основные из них:

-значительная прокаливаемость вследствие высокой устойчивости аустенита к «нормальному» превращению и отсутствие области бейнитного превращения позволяют получать мартенситную структуру в изделиях значительного сечения при охлаждении на воздухе;

-понижение содержания углерода в стали, высокое положение мар­ тенситной точки, а также возможность медленного охлаждения в интерва­ ле температур мартенситного превращения способствуют более полному протеканию релаксации напряжений в процессе закалки и снижению структурных внутренних напряжений мартенсита, уменьшая склонность стали к хрупкому разрушению; при одинаковой прочности, достигаемой отпуском при разных температурах, уменьшение содержания углерода в стали приводит к увеличению ударной вязкости и сопротивления хрупко­ му разрушению;

-форма и размеры изделий при закалке изменяются незначительно вследствие уменьшения структурных и термических напряжений, а также количества операций термообработки;

-низкая твердость и высокая пластичность в закаленном состоянии и малый коэффициент деформационного упрочнения позволяют проводить холодную деформацию сталей в закаленном или низкоотпущенном со­ стоянии;

-возможно устранение специальной операции закалки, совмещение

закалки с охлаждением на воздухе после горячей деформации; - хорошая свариваемость обусловлена низким содержанием углерода,

высокой пластичностью в зоне термического влияния, малой склонностью

кдеформации при охлаждении после сварки.

Всвязи с этими преимуществами низкоуглеродистые мартенситные стали представляют интерес для высококачественных изделий. Внедрение новых методов получения точных заготовок (поперечной прокатки, ради-

35

альной ковки цилиндров, валов, прессования и прокатки точных профилей и труб, штамповки листовых деталей и т.п.) требует решения проблемы бездеформационной термической обработки, что позволит уменьшить припуски и, следовательно, сократить расход металла и трудоемкость ме­ ханической обработки.

Самостоятельный интерес эти стали представляют для сварных кон­ струкций, поскольку они хорошо свариваются из термоупрочненных эле­ ментов и обеспечивают бездеформационную закалку на воздухе крупнога­ баритных сварных конструкций.

Составы новых сталей зависят от требуемых характеристик механиче­ ских свойств и условий работы деталей и сварных конструкций, а также от выбранного технологического процесса получения заготовок и сварных сборок. Выбор технологического процесса во многом обусловлен конкрет­ ными условиями машиностроительного предприятия.

Прокаливаемость определяется устойчивостью аустенита при охлаж­ дении до температуры мартенситного превращения. Результаты исследо­ вания кинетики превращения аустенита ряда составов хромомарганцевых и хромоникелевых сталей, а также соответствующие значения прокаливаемости при охлаждении на воздухе приведены в табл. 3.1 и 3.2. Критиче­ ские скорости охлаждения получены расчетным путем: критическое время охлаждения принимали равным времени достижения 0,5 %-го «нормально­ го» превращения при температуре минимума устойчивости аустенита, а интервал температур охлаждения - 250 ° (разность температуры нагрева 900 °С и температуры минимума устойчивости аустенита). По номограмме для расчета прокаливаемое™ определяли критический диаметр цилиндра с отношением LID = 10 при охлаждении на воздухе [7].

Хромомарганцевые составы (табл. 3.1)

Влияние хрома. При содержании 0,04-0,08 С и 2 % Мл устойчивость сталей с 2 % Сг соответствует прокаливаемое™ на воздухе, равной 3- 10 мм, с 3-4 % Сг - 30-60 мм, с 5 % Сг - 140 мм, при 7 % Сг - до 400 мм.

Влияние марганца. При содержании 0,06 % С и 7 % Сг прокаливае­ мость стали с 1,5 % Мл - 55 мм, с 2 % Мп - 220 мм; прокаливаемость ста­ ли 06Х2Г2 - 10 мм, а стали 06Х2ГЗ - более 600 мм. Очевидно, увеличение содержания марганца от 2 до 3 % чрезвычайно эффектавно увеличивает

прокаливаемость, более эффектавно, чем увеличение содержания хрома с 2 до 7 %.

Влияние молибдена. Прокаливаемость стали 06Х7Г2 - 220 мм, а стали 06X7F2Mot4 - 600 мм; стали 06Х2Г2 - 10 мм, а стали 06Х2Г2Мо,9 - 55 мм; стали 06Х5Г2 - 140 мм, а стали 06Х5Г2Мо,з - 600 мм.

Таблица 3.1 Устойчивость аустенита и прокаливаемость хромомарганцевых низкоуг­

леродистых мартенситных сталей*

		Время достижения 5 %-го	Критический диаметр цилинд­
	Марка стали		ра при охлаждении на воздухе,
		превращения, мин
			мм
	06Х7Г,>5	20	55
	06Х2Г2	2	10
	08Х2Г2	0,6	3
	06Х2Г2Мо>4	4	25
	06Х2Г2Мо,9	20	55
	04ХЗГ2	8	30
	06ХЗГ2	30	90
	06Х5Г2	50	140
	06Х5Г2Мо.з	120	600
	04Х7Г2	240	410
	06Х7Г2	90	220
	06Х7Г2М0,4	120	600
	08Х7Г2Д2	180	400
	06Х2ГЗ	120	600

*Температура минимальной устойчивости аустенита 650 °С, кроме стали 04Х7Г2.

Таким образом, при содержании молибдена 0,3 % и более прокали­ ваемость хромомарганцевых низкоуглеродистых сталей сильно увеличива­ ется.

Влияние меди. Добавка 2 % Си повышает прокаливаемость стали 06Х7Г2 с 220 до 400 мм, однако влияние 2 % Си менее эффективно, чем влияние 0,4 % Мо; так, прокаливаемость стали 06Х7Г2Мо,4 более 600 мм.

Влияние хрома и углерода на бейнитное превращение. Развитие бейнитного превращения в сталях связано с наличием в них углерода. Извест­ но, что хром подавляет бейнитное превращение, уменьшая термодинами­ ческую активность углерода. Исследования показали, что в сталях Х2Г2 бейнитное превращение при температурах 450-500 °С развивается при со­ держании углерода более 0,05 %; в сталях ХЗГ2 - более 0,06 %; Х4Г2 - бо­ лее 0,07 %; Х5Г2 - более 0,11 % и Х7Г2 - более 0,19 %.

Небольшие количества верхнего бейнита повышают склонность ста­ лей к хрупкому разрушению. В настоящее время намечается два пути по­ давления бейнитного превращения в конструкционных сталях - использо­ вание низкоуглеродистых мартенситных сталей, содержащих 0,04-

0,12 % С и 3-7 % Сг, и высокотемпературная деформация аустенита, по­ давляющая бейнитное превращение в сталях с 0,3-0,4 % С [8].

		Таблица 3.2
Устойчивость аустенита и прокаливаемость хромоникелевых
	низкоуглеродистых мартенситных сталей*
	Время достижения 5 %-го	Критический диаметр ци­
Марка стали	превращения, мин	линдра при охлаждении на
		воздухе, мм
11ХЗН2	30	90
11ХЗН2М	120	600
11Х4Н1	20	55
11Х4Н2М	140	280
11Х5Н1	18	50
11Х5Н1М	120	600
08Х5Н2	120	600
003Х5Н2М	0.2	1.5
01Х5Н2М	1.0	5
03Х5Н2М	___________ 11.0_____	35
04Х5Н2М	О оо	100
10Х5Н2М	30	90
03Х5Н2МЮ	5.5	22
01Х5Н2МБ0,о5	25	75
01Х5Н2МБ0.з	90	220
OKXSH2M7T7	420	1500
11Х6Н1	33	90
11Х6Н2	___________т ___________ __________ 1Ш ___________

♦Температура минимальной устойчивости аустенита 650 °С.

Хромоникелевые составы (табл. 3.2)

Влияние углерода. Для серии сталей Х5Н2М с разным содержанием углерода повышение содержания углерода от 0,003 до 0,01; 0,013; 0,03- 0,10 % увеличивает прокаливаемость от 1,5 мм до 5, 7, 35, 100 мм соответ­ ственно. Резкое увеличение устойчивости аустенита наблюдается при по­ вышении содержания углерода от 0,013 до 0,03-0,04 %; при дальнейшем увеличении содержания углерода до 0,10 % устойчивость аустенита меняется мало.

Влияние хрома. Прокаливаемость стали 11ХЗН2 - 90 мм, 11Х4Н2М - 280 мм, 08Х5Н2 - более 600 мм, 11Х6Н2 - более 1500 мм, т.е. повыше­ ние содержания хрома в стали от 3 до 6 % значительно увеличивает прока­ ливаемость, но и прокаливаемость стали 11ХЗН2 достаточна для закалки на воздухе изделий диаметром до 90 мм.

Влияние никеля. Прокаливаемость сталей 11Х4Н1 на воздухе состав­ ляет 55 мм, сталей 11Х4Н2 - 280 мм, 11Х6Н1 - 90 мм, 11Х6Н2 - более 1500 мм. Таким образом, увеличение содержания никеля от 1 до 2 % резко увеличивает прокаливаемость низкоуглеродистых мартенситных сталей. Для изделий толщиной менее 90 мм можно использовать стали, содержа­ щие 1 % Ni.

Влияние молибдена. Сравнение результатов исследований сталей 11ХЗН2 и 11ХЗН2М, 11Х5Н1 и 11Х5Н1М показывает, что добавка 0,9- 1,0 % Мо резко увеличивает устойчивость аустенита и прокаливаемость. В сталях без. молибдена прокаливаемость составляет 50-90 мм, в сталях с молибденом она возрастает до 600 мм.

Влияние меди. Введение в сталь 10Х5Н2М 2 % Си увеличивает про­ каливаемость с 90 до 1500 мм. Поэтому, вводя в сталь медь для увеличения прочности, за счет дисперсионного твердения при отпуске можно снижать содержание в стали хрома и никеля без потери прокаливаемости.

Влияние ниобия и алюминия. Введение 0,03 и 0,25 % Nb в сталь 01Х5Н2М увеличивает ее прокаливаемость от 5 до 75 и 220 мм соответственно.

Введение 0,6 % А1 в сталь 03Х5Н2М незначительно уменьшает ее прокаливаемость.

Влияние никеля, марганца, молибдена (табл. З.ЗТ С целью экономии никеля целесообразно заменять его в ряде сталей более дешевым марган­ цем. Из полученных данных следует, что замена 1 % Ni на марганец сни­ жает прокаливаемость с 600 до 140 мм. Однако добавка 0,2-0,3 % Мо мо­ жет увеличить прокаливаемость до 600 мм.

				Таблица 3.3
Устойчивость аустенита хромоникельмолибденовых сталей*
	Время достижения превра­			Температу­
	щения		Критический диа-	ра начала
Марка ста­			метр цилиндра при	мартенсит­
ли	0,5 %-го	5 %-го	охлаждении на воз­	ного пре­
			духе, мм	вращения,
				°С
10Х5Н2	2 ч	2ч	600	425
11Х5НГ	24 мин	1 ч	140	400
10Х5НГМ	2ч	2ч	600	400

♦Температура минимальной устойчивости аустенита 650 °С.