Содержание к диссертации
Введение
1. Состояние вопроса. Постановка задачи 9
1.1. Проблемы технологичности улучшаемых сталей 9
1.2. Технологичность высокопрочных сталей... 15
1.3. Технологичность низкоуглеродистых мартенситных сталей 23
1.3.1. Обеспечение технологичности при закалке 23
1.3.2. Принцип легирования, структура и свойства НМС 27
1.3.3. Технологические свойства и преимущества НМС 31
1.4. Конструкционная прочность и методы оценки трещино-стойкости металлов 35
1.4.1. Характеристики конструкционной прочности 35
1.4.2. Оценка статической трещиностойкости 36
1.4.3. Оценка динамической трещиностойкости 38
1.4.4. Оценка циклической трещиностойкости 40
1.5. Постановка задачи 45
2. Материалы и методики исследования 49
2.1. Выбор материалов и режимов термической обработки 49
2.2. Исследование структуры и свойств сталей после термической обработки 52
2.3. Электронно-микроскопические исследования 53
2.4. Оценка трещиностойкости при однократном нагружении 54
2.5. Оценка трещиностойкости при циклическом нагружении 57
3. Технологичность МСС и НМС при термоупрочнении 58
3.1. Анализ технологических маршрутов термоупрочнения МСС и НМС 58
3.2. Сравнительный анализ чувствительности к перегреву МСС и НМС 61
3.3, Оценка чувствительности МСС и НМС к скорости охлаждения при закалке 71
3.4. Технологичность МСС и НМС при отпуске. Влияние температуры отпуска на структуру и свойства сталей 82
3.4.1. Влияние скорости закалочного охлаждения на окончательные свойства МСС 83
3.4.2. Изменение структуры и свойств при отпуске стали ЭП678 87
3.43. Изменение структуры и свойств при отпуске стали 12Х2Г2НМФТ 95
Выводы 105
4. Структурные аспекты прочности и трещиностойкости НМСиМСС 108
4.1. Влияние температуры отпуска на трещиностойкость НМС 108
4.1.1. Статическая трещиностойкость 108
4.1.2. Динамическая трещиностойкость 114
4.1.3. Циклическая трещиностойкость 114
4.2. Влияние температуры отпуска на трещиностойкость МСС 119
4.2.1. Трещиностойкость при однократном нагружении 121
4.2.2. Циклическая трещиностойкость 125
4.3. Сравнительный анализ прочности и трещиностойкости НМСиМСС 135
Выводы 140
5. Промышленное опробование 142
6. Выводы 152
Список литературы 155
Акт исследования промышленной партии 170
- Технологические свойства и преимущества НМС
- Оценка трещиностойкости при однократном нагружении
- Оценка чувствительности МСС и НМС к скорости охлаждения при закалке
- Влияние температуры отпуска на трещиностойкость МСС
Введение к работе
Повышение качества и надежности продукции машиностроения в значительной степени зависит от совершенства новых конструкций и их технологичности. Высокая технологичность обусловливает минимальные затраты и устойчивость процесса изготовления. Создание перспективных образцов определяется наличием технологичных материалов и новых технологических процессов. Их взаимное влияние определяет качество изготовления, надежность, технические характеристики, трудоемкость, стоимость и необходимость капитальных затрат на освоение производства новых изделий.
Современный уровень технологии должен решать задачи снижения трудоемкости и металлоемкости, повышения производительности труда, а также обеспечения конструкционной прочности деталей. Новейшие достижения в области физического металловедения, обработки давлением, сварки, упрочняющей термообработки позволяют создать рациональные технологические процессы на базе новых конструкционных сталей, обеспечивающие минимальные затраты при изготовлении новых образцов.
В настоящее время ясно, что наиболее высоким уровнем технологичности обладают конструкционные стали с низким содержанием углерода, при этом достижение высокого уровня прочности неизбежно связано с получением в этих сталях мартенситной структуры. Известны две группы низкоуглеродистых конструкционных сталей, в которых можно достичь прочности 0Q2 1000 МПа: мартенситно-стареюшие стали (МСС) и низкоуглеродистые мартенситные стали (НМС).
Важной составляющей технологических свойств конструкционных сталей является технологичность термоупрочнения, которую можно оценить следующими основными критериями:
- склонность к росту зерна аустенита при нагреве под закалку,
определяющая допустимый интервал закалочных температур;
- прокаливаемость, определяющая охлаждающую среду и
возможность термоупрочнения крупногабаритных заготовок и деталей;
характер изменения свойств закаленных сталей при последующем нагреве, который является решающим при определении допустимого интервала температур отпуска.
В связи со всем вышесказанным в данной работе проведен сравнительный анализ технологичности термического упрочнения экономно легированной МСС ЭП678 и НМС повышенной прочности 12Х2Г2НМФТ, который показал, что технологичность термоупрочнения НМС существенно выше. НМС 12Х2Г2НМФТ обладает низкой склонностью к росту аустенитного зерна, закаливается на мартенсит охлаждением на воздухе в сечениях до 500 мм, а уровень прочности о^г г 1000 МПа (ов 2 1200 МПа), получаемый после закалки, сохраняется при последующем отпуске до 500 С включительно.
Известно также, что высокопрочные конструкционные стали обладают повышенной чувствительностью к концентраторам напряжений. Поскольку предельно острым концентратором является трещина, в работе проведен сравнительный анализ трещиностойкости сталей ЭП678 и І2Х2Г2НМФТ при различных способах нагружения. Показано, что при обработке на уровень прочности ав г 1200 МПа низкоуглеродистая мартенситная сталь 12Х2Г2НМФТ не уступает МСС по уровню трещиностойкости.
При производстве изделий машиностроения значительную долю составляют термоупрочненные сварные конструкции. Важную роль в технологии изготовления деталей играют точные термоупрочненные заготовки. Одной из серьезных проблем изготовления сварных конструкций и точных заготовок является обеспечение бездеформациоиности термической обработки и свариваемости термоупрочненных элементов. Существенные трудности связаны с тем, что традиционные конструкционные стали (0,15-0,40 % углерода) закаливаются только в жидкие среды. Неизбежность деформации при закалке и ограниченная свариваемость сталей в термоупрочненном состоянии диктуют определенную технологическую последовательность операций при изготовлении заготовок и сварных конструкций, а также сдерживают рост прочности.
Совмещенный процесс формообразования и закалки (ТМО) с использованием серийных среднеуглеродистых сталей нашел применение в промышленности страны благодаря теоретическим разработкам, выполненным под руководством Р.И. Энтина, В.Д. Садовского, М.Л. Бернштейна, О.И. Шаврина. Однако трудности в осуществлении деформации, закалки, отсутствие необходимого сложного оборудования, низкая обрабатываемость резанием сталей после термомеханической обработки сдерживают широкое применение этих процессов. Кроме того, внедрение ТМО связано с капитальными затратами на организацию специализированного производства и ограничено необходимостью использования жидких сред из-за низкой прокаливаемое серийных сталей. Поэтому ТМО, позволяющая совместить процесс формообразования с упрочняющей обработкой, распространена там, где требуется обеспечение очень высоких механических характеристик и мал объем механической обработки.
Решение технологических проблем обеспечения
бездеформационности термической обработки сложных конструкций и заготовок и обеспечение свариваемости в термоупрочненном состоянии обычно достигается путем создания совершенного термического и сварочного оборудования. При этом требуются большие капитальные затраты на оборудование и производственные площади. Этот путь не решает поставленных задач, когда конструкции и заготовки имеют сложную форму. Наиболее простой и надежный способ - использование специально созданных низкоуглеродистых мартенситных сталей, обеспечивающих бездеформационную термическую обработку и хорошую свариваемость. При этом для осуществления технологического процесса производства термоупрочненных сварных конструкций с равнопрочными сварными соединениями не требуется специального оборудования и новых способов сварки. Такой экономически целесообразный процесс легко освоить в потоке существующего производства. Главным достоинством его является возможность проведения бездеформационной закалки сварных конструкций на воздухе и, следовательно, сварки деталей как в нетермоупрочненном, так и в термоупрочненном состоянии. Использование низкоутлеродистых мартенситных сталей, не склонных к деформации и обладающих глубокой прокаливаемостью, может решить проблему получения точных термоупрочненных полуфабрикатов (проката и штамповок) в металлургическом производстве машиностроительных заводов. Точность геометрических параметров определяется совершенством оборудования для горячей обработки давлением.
Наиболее сложными объектами, как с точки зрения изготовления, так и термоупрочнения, являются тяжелонагруженные массивные сварные изделия и конструкции, к материалу которых предъявляются требования, являющиеся, в традиционном понимании, взаимо-
исключающими: высокая прочность и одновременно высокая надежность; сквозная прокаливаемость в больших сечениях с гарантированным получением высокопрочного состояния и одновременно хорошая свариваемость с обеспечением не только равнопрочности соединений, но и бездеформационности теплового воздействия. К таким сложным изделиям относятся, например, роторные колеса нагнетателей газоперекачивающих установок. Применение серийных сталей в данном случае невозможно, так как не позволяет получить требуемый комплекс свойств, поэтому в настоящее время рабочие колеса ГПУ изготавливают из МСС типа ЭП678.
Проведенные исследования позволили рекомендовать
низкоуглеродистые мартенситные стали повышенной прочности (12Х2Г2НМФТ, 12Х2Г2НМФБ) взамен дорогостоящей стали 03ХИН10М2Т-ВД (ЭП678). Из промышленной партии стали 12Х2Г2НМФБ изготовлены поковки для роторных колес нагнетателя газоперекачивающей установки НЦ16. Исследования механических свойств и свариваемости показали, что все характеристики данной стали полностью удовлетворяют требованиям технической документации.
Технологические свойства и преимущества НМС
В отличие от среднеуглеродистых сталей, в НМС при закалке создаются минимальные напряжения. Известно, что закалочные напряжения складываются из термических и структурных напряжений. Термические напряжения неизбежно возникают при любой термической операции, так как связаны с тепловым расширением (сжатием) металлов.
При закалке деталей, изготовленных из НМС, термические напряжения невелики потому, что при охлаждении на воздухе перепад температур по сечению значительно меньше, чем при закалке улучшаемых сталей в масле.
Структурные напряжения, обусловленные разницей удельных объемов аустенита и мартенсита, как и термические напряжения, возникают из-за неодновременности объемных изменений, поэтому они также пропорциональны градиенту температур по сечению. Бели для уменьшения структурных напряжений в среднеуглеродистых сталях приходится применять различные способы закалки [24], обеспечивающие выравнивание температуры по сечению (ступенчатая закалка, закалка в двух охладителях и др.), то для НМС необходимое замедление охлаждения в мартенситном интервале происходит в результате общего снижения скорости охлаждения при закалке. Однако главной причиной уменьшения структурных напряжений является низкое содержание углерода в твердом растворе и, как следствие, малое изменение удельного объема в результате превращения аустенита в мартенсит. Кроме того, НМС обладают способностью к релаксации внутренних напряжений, что обусловлено особенностями структуры низкоутлеродистого мартенсита.
Структура НМС после закалки подобна структуре реечного мартенсита в железоникелевых (5...28 % Ni) сплавах. Параллельные кристаллы почти одинаковой ориентировки образуют пакеты. В пределах одного бывшего аустенитного зерна имеется несколько по-разному ориентированных пакетов. Внутри кристаллов наблюдаются дислокации, по крайней мере, двух систем скольжения, плотность дислокаций более 101Осм-2[25],
В формировании уровня прочности малоуглеродистых сталей с реечным мартенситом определяющую роль играют структурные элементы низших рангов - рейки мартенсита, блоки и дислокационная структура в них. Твердорастворное упрочнение в этих сталях невелико (при содержании углерода до 0,1 %), так как большая часть атомов углерода образует атмосферы Коттрелла на дислокациях. Малые размеры элементов субструктуры и высокая плотность дислокаций в их внутренних объемах обеспечивают уровень прочности ов = 1000... 1300 МПа, а низкое содержание углерода в твердом растворе минимизирует искажение кристаллической решетки и» следовательно, силы Пайерлса-Набарро, что обеспечивает пластичность мартенситной структуры НМС.
Кроме преимущественного дислокационно-суоструктурного упрочнения реечного мартенсита существует еще целый ряд его структурных особенностей, препятствующих локализации пластической деформации и инициации хрупкого разрушения. Во-первых, в реечном мартенсите практически полностью отсутствуют двойниковые прослойки, границы которых являются эффективными барьерами на пути движущихся дислокаций и, как следствие, местами зарождения хрупких трещин. Во-вторых, соотношение высокоугловых и малоугловых границ в пакете малоуглеродистого мартенсита составляет - 1:5. Малоугловая граница может работать как полупроницаемая: при определенных "критических" напряжениях в голове дислокационного скопления происходит прорыв дислокационной границы, при этом часть дислокаций уходит в соседний объем, и напряжения в голове дислокаций уменьшаются. В-третьих, известно, что для практически полного закрепления дислокаций атмосферами Коттрелла требуется около 0,2 % углерода [26]. При меньшем содержании углерода дислокации обладают высокой подвижностью, что обусловливает релаксацию внутренних напряжений и, следовательно, высокую пластичность материала.
При отпуске закаленных НМС устойчивая микро- и субструктура сохраняются до температуры - 500 С. Стабильность структуры обеспечивает и неизменность механических свойств вплоть до температуры 500 С (табл. 1.2), а при соответствующем легировании для повышения теплостойкости - до более высоких температур. Затем характеристики прочности снижаются в результате уменьшения плотности дефектов кристаллического строения, полигонизации и, в некоторых случаях, рекристаллизации матричной а-фазы. Кроме того, можно сформулировать преимущества сталей данного класса относительно известных ранее конструкционных сталей: 1. Высокая устойчивость переохлажденного аустенита к нормальному превращению и отсутствие области бейнитного превращения. Это позволяет получать мартенситную структуру в изделиях большого сечения при закалке с охлаждением на воздухе и отказаться от применения жидких закалочных сред при проведении упрочняющей термической обработки. 2. Снижение закалочных напряжений. Термические напряжения невелики потому, что закалку осуществляют с охлаждением на воздухе, а низкий уровень структурных напряжений определяется малым содержанием углерода и, как следствие, небольшим изменением удельного объема при мартенситном превращении. Кроме того, высокое положение мартенситной точки и подвижность не полностью закрепленных дислокаций обеспечивают практически полную релаксацию закалочных напряжений непосредственно в ходе закалки. В связи с этим изменение формы и размеров при закалке деталей из НМС незначительно. По этой же причине в большинстве случаев после закалки можно не проводить отпуск для снятия закалочных напряжений.
Оценка трещиностойкости при однократном нагружении
Для изучения структуры и свойств сталей после различных режимов термической обработки применяли металлографический и дюрометрическии анализ, а также определяли характеристики основных механических свойств и трещиностойкости. Методики оценки трещиностойкости описаны в разделах 2.4 и 2.5.
Металлографический анализ и фотографирование проводили на световых микроскопах МИМ-8 и «Neophot-32»; микроструктуру выявляли химическим травлением в растворе азотной кислоты (для мартенситно-стареющих сталей - с добавлением хлорного железа). Величину зерна и пакета мартенсита определяли методом измерения длин хорд по ГОСТ 5639-82.
Дюрометрическии контроль выполняли на приборе Роквелла по шкале «С» (ГОСТ 9013-59). Значение твердости определяли как среднее арифметическое из 3...5 измерений.
Испытания на одноосное растяжение проводили в соответствии с ГОСТ 1497-84 на образцах диаметром 5 мм и базовой длиной 25 мм (тип Ш, № 7) на разрывных машинах УМЭ-10Т и Р-5 с электронным силоизмерителем. Значения характеристик прочности (ов, вод) и пластичности (&, -ф) определяли как среднее арифметическое из результатов испытаний 3...4 образцов. Ударную вязкость KCU оценивали по результатам испытаний на ударный изгиб (ГОСТ 9454-78) на маятниковом копре МК-30 с использованием образцов 10 х 10 х 55 мм с (/-образным надрезом (тип 1). Определение удельного электросопротивления проводили на мостовой установке УЗОЗ по схеме двойного моста Томпсона. Размеры образцов: 2 х 10 х 150 мм. Значения удельного электросопротивления р определяли по формуле:
Электронно-микроскопические исследования проводили с целью изучения тонкой структуры и микромеханизмов разрушения.
Тонкую структуру НМС и МСС исследовали на металлических фольгах, которые просматривали на электронном микроскопе ЭМ-125 при ускоряющем напряжении 100 кВ. Образцы предварительно разрезали на части диаметром 10 мм и толщиной 0,8...1,0 мм, затем проводили двустороннее механическое утонение на наждачных бумагах до толщины 0,09...0,15 мм. Электрополировку проводили с использованием двойного вертикально расположенного катода из нержавеющей стали площадью 120 см3 в электролите следующего состава: 860 мл ортофосфорной кислоты и 100 г хромового ангидрида. Для поддержания температуры электролита в пределах 40.. .60 С его охлаждали проточной водой.
Применяли двухступенчатую схему электрополировки: напряжение первой ступени 36 В, пинцет закрытый двусторонний с диаметром отверстия 3 мм; напряжение второй ступени 12 В, плотность тока 0,5...0,8 А/сыг, пинцет открытый. Электрополировку вели до появления первых мелких отверстий, затем образцы промывали в дистиллированной воде, высушивали и просматривали в электронном микроскопе при увеличении 10000...80000 крат. При электронно-фрактографических исследованиях изучали микромеханизмы разрушения в тех участках излома, где трещина распространялась в условиях плоской деформации (центральная часть изломов). Исследования проводили на сканирующем электронном микроскопе РЭМ-100У при увеличении от 300 до 2000 крат и ускоряющем напряжении 30 кВ. При однократном нагружении определяли статическую и динамическую трещиностойкость. Для сравнительной оценки статической трещиностойкости низкоуглеродистых сталей в данной работе был выбран предел трещиностойкости 1с (см. раздел 1.4.2). Определение 1с проводили в соответствии с требованиями ГОСТ 25.506-85 на компактных образцах размерами 62 х 60 х 10 мм и шириной b — 50 мм (рис. 2.1), испытываемых на внецентренное растяжение. Перед испытаниями в образце создавали усталостную трещину размером 15 мм; в результате относительная длина трещины составляла X - lib = 0,5, где I - суммарная длина надреза и трещины, b — ширина образца. Испытания проводили на машине УМЭ-10Т при скорости нагружения 0,5 мм/мин. Значение предела трещиностойкости при относительной длине трещины, близкой к X = 0,5, определяли по соответствующим формулам: где Pc = Ртах максимальная нагрузка, которую выдерживает образец при испытании; / - суммарная длина надреза и трещины, b - ширина образца, t толщина образца. Длину трещины определяли на микросходе МБС-10 с погрешностью не более 5 %, максимальную нагрузку оценивали по диаграмме «нагрузка - смещение берегов трещины». Значение 1с определяли как среднее арифметическое из результатов испытаний 4.,.6 образцов. В тех случаях, когда на диаграмме «нагрузка-смещение» выявлялся первый хрупкий микропроскок трещины, определяли и значение вязкости разрушения, К!С, по ГОСТ 25.506-85. Динамическую трещиностойкость, КСТ, оценивали по уровню ударной вязкости образцов с заранее нанесенной усталостной трещиной в соответствии с ГОСТ 9454-78 на образцах типа 15. Испытания проводили на копре МК-30. Исходную трещину наносили на вибраторе Дроздовского. Расчет проводили по формуле:
Оценка чувствительности МСС и НМС к скорости охлаждения при закалке
Характер изменения ударной вязкости зависит от температуры нагрева. Уменьшение скорости охлаждения от 250 до 0,03 град/с приводит к снижению КСТ после закалки от температуры 1200 С и, напротив, повышению этой же характеристики после закалки от оптимальной температуры 950 С (рис. 3.6, б). Полученные результаты можно объяснить, если учесть, что при медленном охлаждении в МСС успевают в той или иной степени происходить процессы, приводящие систему в более равновесное состояние, причем по крайней мере два процесса являются конкурирующими: а) выделение избыточных фаз, особенно при высоких температурах, т.е. в аустенитном состоянии. Известно, что выделение карбидов титана или других фаз по границам аустенитных зерен приводит к снижению ударной вязкости МСС («тепловая хрупкость»). На исследуемых образцах путем специального травления (химическое травление в растворе азотной и соляной кислоты) также выявлена карбидная фаза, количество и характер распределения которой зависят от условий нагрева и охлаждения (фото на рис. 3.6, б). Равномерно распределенные мелкие частицы, наблюдаемые в МСС после закалки в воде с 950 С (быстрый нагрев), очевидно, представляют собой избыточные карбиды и (или) иные фазы, не растворенные при нагреве под закалку. При медленном нагреве на ту же температуру в аустените успевает раствориться большее количество карбидов; высвобождающиеся при этом атомы углерода и титана переходят в твердый раствор, поэтому во время медленного охлаждения вновь образуются карбиды, которые, как и следовало ожидать, располагаются по границам зерен. Замкнутую сетку таких выделений можно легко обнаружить после медленного охлаждения от температуры 1200 С, когда высокотемпературным нагревом достигается наиболее полное растворение исходных карбидов в аустените и, соответственно, выделение большего количества карбидов по границам зерен в процессе охлаждения; б) перераспределение дислокаций, плотность которых многократно возрастает в результате сдвигового превращения аустенита в мартенсит. Более равномерное распределение дислокаций и, возможно, частичная их аннигиляция, должны приводить к релаксации пиковых закалочных напряжений и повышению ударной вязкости МСС.
При малой скорости охлаждения от 9S0 С охрупчивание невелико и превалируют релаксационные процессы, связанные со снятием закалочных напряжений, а при закалке от повышенной температуры 1200 С преобладает влияние частиц, выделившихся по границам зерен. Иначе говоря, чем выше температура аустенитизации, тем больше в целом роль охрупчивающего фактора, хотя и стандартный нагрев ( » = - 950 С) не исключает нежелательного образования избыточных выделений при замедленном охлаждении, о чем свидетельствует нехарактерный для МСС очень большой разброс экспериментальных данных, а также тот факт, что при посадке образцов в холодную печь (имитация нагрева массивных изделий) ударная вязкость вообще не повышается (рис. 3.6, б).
Сопоставление представленных выше результатов с литературными данными позволяет дополнить имеющиеся представления о причинах и условиях проявления тепловой хрупкости МСС. Тепловая хрупкость проявляется после замедленного охлаждения в интервале 1200...800 С (по данным [113] наиболее опасными являются температуры около 900 С) независимо от способа попадания в этот интервал: «сверху» (производство горячедеформированных полуфабрикатов, значительный перегрев при закалке) или «снизу» (стандартный нагрев под закалку). Однако резкое охрупчивание происходит только в первом случае.
На наш взгляд, принципиальная разница состоит в величине зерна и морфологии аустенита, в котором происходит выделение избыточных фаз. МСС склонны к структурной наследственности, поэтому нагрев под закалку всегда приводит к образованию аустенита с развитой субструктурой, сохраняющейся до тех пор, пока не пройдет рекристаллизация. Стандартные температуры нагрева под закалку в большинстве случаев не превышают температуры рекристаллизации, поэтому при медленном охлаждении карбиды выделяются сравнительно равномерно по объему.
Бели же температура аустенитизации обеспечивает прохождение рекристаллизации и рост аустенитного зерна, то выделение избыточных фаз происходит преимущественно по границам зерен, что и приводит к резкому снижению ударной вязкости. Для МСС характерен ускоренный рост зерна при температурах выше - 1100 С (рис. 3.2). В связи с этим второй важнейшей причиной тепловой хрупкости МСС, наряду с карбидообразованием, следует признать их большую склонность к росту зерна аустенита.
Подтверждением данной гипотезы является невозможность полного устранения тепловой хрупкости путем предложенного в работе [114] исключения титана из состава МСС, а также, что наиболее важно, отсутствие охрупчивания, вызванного выделением карбидов по границам зерен, в теплостойких НМС типа 12Х2Г2НМФТ, также обладающих структурной наследственностью, но не склонных к ускоренному росту аустенитного зерна в сопоставимых условиях. Практическое значение состоит в возможности осуществления для НМС, в отличие от мартенситно-стареющих сталей, наиболее производительного и технологичного способа производства горячедеформированных заготовок (прокат, поковки, штамповки) путем совмещения процессов горячего формообразования и закалки на мартенсит при естественном охлаждении полуфабрикатов от температуры конца горячей деформации на спокойном воздухе [115 ...117]. В этом случае для определения ограничений по габаритным размерам заготовок необходимо знать влияние скорости закалочного охлаждения на механические свойства НМС.
Для стали 12Х2Г2НМФТ, представляющей НМС, прочностные свойства, включая твердость» практически не зависят от скорости охлаждения (рис. 3.7, а). Ударная вязкость (рис. 3.7, б), как и характеристики прочности, неизменна в широком интервале скоростей охлаждения, до 0,03 град/с включительно (охлаждение на воздухе изделий сечением 500 мм), и находится на уровне KCU =1,2 МДж/м2 и КСТ = 0,5 МДж/м2.
Влияние температуры отпуска на трещиностойкость МСС
Повышение прочностных свойств обусловлено дисперсионным упрочнением, причем максимум прочности (ов - 1420 МПа; a0t2 = 1380 МПа) соответствует завершению фазового перехода от когерентных к некогерентным частицам. На более ранней стадии выделения когерентных зародышей упрочнение возрастает по мере развития распада мартенсита и увеличения количества интерметаллидов, поскольку степень упрочнения определяется плотностью их распределения. Снижение прочности в режиме перестаривания (за максимумом прочности) связано с процессами коагуляции, в результате которых межчастичное расстояние увеличивается, так как рост частиц происходит без изменения общей объемной доли интерметаллидов.
Ударная вязкость KCU, напротив, очень чувствительна к начальным стадиям распада мартенсита (рис. 3.14, в). Значительное снижение KCU происходит уже при tma = 300 С. Это можно объяснить расслоением твердого раствора и образованием зон, обогащенных хромом, что характерно для МСС, имеющих в своем составе 8...10 % хрома [126].
Минимальные значения KCU, в отличие от характеристик пластичности, соответствуют температурному интервалу появления когерентных выделений №зТі. Известно [127], что когерентные выделения затрудняют релаксацию напряжений во фронте растущей трещины, и в условиях динамического нагружения, в отличие от статических испытаний на растяжение, их роль, безусловно, возрастает.
Переход к некогерентным частицам Ni3Ti сопровождается повышением ударной вязкости. В интервале /от = 440...500 С наблюдается не совсем типичное явление: одновременное повышение прочности и ударной вязкости, в результате чего максимум прочности и минимум ударной вязкости не совпадают по температуре. Это связано с тем, что при рассматриваемых температурах еще продолжается распад мартенсита с образованием новых когерентных зародышей Ni3Ti (повышение прочности) и в то же время происходит разрыв когерентности в участках структуры, где выделение интерметаллидов произошло раньше (увеличение ударной вязкости).
На последнем этапе превращений при отпуске в результате коагуляции упрочняющих частиц ударная вязкость, как и следовало ожидать, монотонно повышается на фоне снижения характеристик прочности.
Таким образом, по результатам испытаний стандартных механических свойств для стали ЭП678, закаленной в воде, можно предварительно рекомендовать режим отпуска на уровень прочности OB 1200 МПа, исходя из следующих соображений. В соответствии с характером изменения прочности, пластичности и ударной вязкости весь диапазон температур отпуска можно разделить на три интервала: I - f m, 400C. Не удовлетворяет по уровню прочности. II - tom = 400..,520 С. Интервал охрупчивания. При удовлетворительной прочности - заниженные значения пластичности и ударной вязкости. III - Гол, - 520...560 С. Удовлетворяет по уровню прочности. Нет охрупчивания. Следовательно, рабочий диапазон температур отпуска, обеспечивающий заданный уровень прочности Ов 1200 МПа, составляет t = 520...560 С. В практике термической обработки одним из главных критериев технологичности сталей при отпуске является величина допустимого интервала температур. В данном случае он составляет всего 40 С, что, безусловно, вносит дополнительные сложности: необходимость жесткого контроля температуры, обеспечения принудительной циркуляции воздуха либо применения специального оборудования типа печей ПАП. 3.43. Изменение структуры и свойств при отпуске стали 12Х2Г2НМФТ
Превращения при отпуске в стали 12Х2Г2НМФТ, как и в МСС, не приводят к качественным изменениям микроструктуры, так как даже после высокого отпуска сохраняется типичное строение пакетного мартенсита (см. рис. ЗЛІ). В то же время физическими методами исследования установлено, что при повышении температуры отпуска до 300 С и выше изменяется удельное электросопротивление р, чувствительное к состоянию твердого раствора (искажению кристаллической решетки): р слабо снижается в интервале 300...500 С и сильно уменьшается при 500 С (рис. 3.15). Полученные результаты представляются неожиданными.
В ранних работах Р.И. Энтина, Л.М. Клейнера и др. [122, 10, 11] экспериментально показано, что при отпуске НМС с очень низким содержанием углерода (0,006...0,05 % С), закаленных на мартенсит, не происходит фазовых превращений до температуры отпуска 500 С, то есть не идет распад мартенсита, соответственно, не образуются карбиды и поэтому должна сохраняться исходная концентрация углерода и, тем более, легирующих элементов в твердом растворе. Выделение углерода из твердого раствора с образованием карбидов наблюдается только при температурах выше 500 С. Позднее эти представления были перенесены на все стали данного класса [25,27 и др.]
