2802.Трещиностойкость железоуглеродистых сплавов

ской решетки, т. е. сохранения постоянной концентрации углерода в твердом растворе.

Повышение температуры отпуска до 300–350 °С уже является причиной известного обеднения твердого раствора, которое фиксируется незначительным снижением уровня удельного электросопротивления в продолжение первых 2–4 часов (рис. 4.15, б). Структурно это проявляется в образовании почти во всех мартенситных рейках исключительно дисперсных карбидных частиц или в образовании так называемого «коврового» контраста, который свидетельствует о наличии полей упругих напряжений в матрице, созданных, вероятнее всего, в результате возникновения когерентных образований (см. рис. 4.16, б).

При отпуске в интервале 500–550 °С электросопротивление значительно падает в течение первых 2 часов. В этом случае внутри реек и по их границам появляется большое количество мелких карбидных образований (рис. 4.16, в). Предположительно [200], они являются карбидами типа Ме7С3.

С увеличением продолжительности отпуска наблюдается дальнейшее обеднение твердого раствора, о чем свидетельствует плавное снижение удельного электросопротивления. Одновременно с распадом твердого раствора протекают процессы перераспределения дислокаций. Наблюдаются первые признаки полигонизации (см. рис. 4.16, в). В качестве основы сохраняется мартенситная структура.

При температуре отпуска до 600–650 °С процессы распада твердого раствора протекают очень интенсивно – уровень электросопротивления резко падает в течение первых 10–15 минут. Активно протекают процессы коагуляции карбидной фазы и рекристаллизации (рис. 4.16, г).

Важно отметить, что в промышленных НМС при повышении содержания углерода до 0,07–0,11 % при температуре отпуска 300–350 °С процессы, связанные с распадом твердого раствора, наблюдаются

вбольшей степени.

4.3.2.Изменение прочностных характеристик и трещиностойкости НМС при отпуске

Прочность. Традиционные механические свойства НМС 11Х3ГНМЮА и 07Х3ГНМ представлены в табл. 4.4.

321

Таблица 4.4

Изменение характеристик прочности и пластичности НМС при отпуске

Прочность на растяжение практически не изменяется до температуры отпуска 500–550 °С, сохраняя значения, полученные после закалки.

Основной прочностной характеристикой, используемой при расчете металлических конструкций, является предел текучести σ0,2 . Температура отпуска, при которой эта характеристика приоб-

ретает максимальные значения для исследованных марок стали, зависит от содержания углерода. Так, для стали 07Х3ГНМ (С = 0,07 %) значения σ0,2 достигают максимальных значений при

температуре отпуска 550 °С, в то время как для стали 11Х3ГНМЮА (С = 0,11 %) эта температура составляет 350 °С. Такое увеличение сопротивления малым пластическим деформациям ( σ0,2 ) связано

с образованием когерентных или полукогерентных цементитных частиц в результате распада мартенсита.

Ударная вязкость. Ударная вязкость KCU, определенная на образцах с традиционным мягким надрезом Менаже ( r = 1,0 мм), до температуры отпуска 200 °С остается постоянной (рис. 4.17). При дальней-

322

шем повышении температуры наблюдается значительное снижение ударной вязкости, которая достигает значений 0,8–0,9 МДж/м2.

Рис. 4.17. Зависимость ударной вязкости (KCU) и динамической трещиностойкости (KСТ) от температуры отпуска сталей системы Х3ГНМ: 1 – 11Х3ГНМЮА; 2 – 08Х3ГНМЮ; 3 – 07Х3ГНМ

Авторы проведенных ранее исследований предполагали, что наблюдаемое при 500–550 °С снижение ударной вязкости связано с возникновением обратимой хрупкости при отпуске. Электронно-

323

фрактографические исследования, однако, показывают, что характерное для этого вида хрупкости интеркристаллитное разрушение не наблюдается. Разрушение всегда транскристаллитно, и причиной его возникновения является выделение в структуре значительного количества дисперсных карбидов.

Статическая трещиностойкость. В качестве силовой харак-

теристики статической трещиностойкости использовали предел трещиностойкости Iс (см. п. 2.7). Испытывали два вида образцов:

–плоские с одной боковой трещиной (тип 4 по ГОСТ 25.506 –

85)на трехточечный изгиб (см. рис. 2.34);

–плоские (тип 3 по ГОСТ 25.506 – 85) на внецентренное растяжение (см. рис. 2.33).

Зависимость Iс от температуры отпуска НМС 07Х3ГНМ и 11Х3ГНМЮА представлена на рис. 4.18, а. Наблюдается максимум в районе 200–350 °С. Минимальные значения Iñ фиксируются

после отпуска при температурах 500–600 °С. Разрушение образцов типа 3 имеет хрупкий характер, что связано в бóльшим количеством упругой энергии, которая накапливается при испытании этих образцов, благодаря их бóльшим размерам. Запись диаграммы «сила – прогиб» дает возможность определить общую работу А и ее составляющие – работу зарождения Аз и развития Ар трещины. Результаты представлены на рис. 4.18, б. Очевидно, что в процессе отпуска работа зарождения трещины Аз практически постоянна, в то время как охрупчивание реализуется в результате уменьшения после отпуска выше ~350 °С работы, израсходованной на развитие трещины, т.е. трещиностойкости.

Динамическая трещиностойкость. Динамическую трещино-

стойкость исследовали на образцах с трещинами (тип 11 по ГОСТ 9454-78) и обозначена она соответственно КСТ. Испытания проводили после отпуска в продолжение двух часов при различных температурах для нескольких марок НМС, отличающихся по содержанию в них углерода. Полученные результаты представлены на рис. 4.17, 4.18 и 4.19. До температуры ~ 300 °С наблюдается известное повышение КСТ, что связано с релаксацией локальных микронапряжений.

324

Последующее повышение температуры отпуска снижает значения КСТ, и они становятся минимальными в интервале 500–550 °С. Необходимо отметить, что с понижением содержания углерода указанные минимальные значения реализуются при более высоких температурах отпуска (~ 550 °С).

Рис. 4.18. Зависимость силовых (а) и энергетических (б) критериев статической трещиностойкости от температуры отпуска НМС системы Х3ГНМ

325

Рис. 4.19. Зависимость динамической трещиностойкости от температуры отпуска для сталей системы Х4Г2

с разным содержанием углерода

Циклическая трещиностойкость. Результаты испытания об-

разцов из стали 07Х3ГНМ на циклическую трещиностойкость приведены в табл. 4.5.

Таблица 4 . 5

Параметры циклической трещиностойкости и рельефные составляющие изломов образцов из стали 07Х3ГНМ после различных режимов отпуска (исходное состояние: закалка от 910 оС на воздухе)

Окончание табл. 4 . 5

тенсивности напряжений при скорости роста усталостной трещины 10–9, 10–8, 10–7 и 10–6 м/цикл соответственно; n – показатель степени в уравнении Париса. Рельефные составляющие в изломе: СТБ – субтранскристаллитные бороздки; СТФ – субтранскристаллитные фасетки; ТБ – транскристаллитные бороздки; ТФ – транскристаллитные фасетки. На первом месте показана доминирующая рельефная составляющая излома.

В изученном диапазоне изменения K наиболее высокая циклическая трещиностойкость наблюдается после отпуска при 200 °С. С повышением температуры трещиностойкость снижается и достигает минимальных значений при отпуске при 550 °С. После отпуска при 650 °С циклическая трещиностойкость снова повышается. Электроннофрактографические исследования усталостных изломов показывают, что после отпуска стали при 200 °С в низкоамплитудной области наблюдаются главным образом субтранскристаллические бороздки (рис. 4.20, а). В среднеамплитудной области, т.е. на Парисовом участке, постепенно начинают преобладать транскристаллитные бороздки (рис. 4.20, б). После отпуска в интервале 300–550 °С уже в низкоамплитудной области наблюдаются фасетки как с субтранскристаллитными, так и с транскристаллитными бороздками, причем количество последних максимально после отпуска при 550°С (рис. 4. 20, в).

Заключение. Неравномерное распределение дислокаций и их преимущественная концентрация у границ и субграниц вызывают создание локальных максимумов напряжений. Это является причиной известного снижения трещиностойкости, например, стали 07Х3ГНМ непосредственно после закалки. Фрактографически это проявляется в наличии участков субтранскристаллического и транскристаллического скола. Отпуск при 200 °С приводит к более равномерному распределению дислокаций, при этом их плотность не уменьшается. Этот процесс является причиной релаксации локальных максимумов напряжений, в результате чего после отпуска при 200 °С трещиностойкость улучшается.

327

Рис. 4.20. Рельеф поверхности усталостных изломов стали 07Х3ГНМ после низкого (а, б) и высокого (в) отпуска:

а, в – околопороговый участок; б – Парисов участок

Формирование дисперсных карбидных частиц после отпуска при 300–550 °С увеличивает сопротивление пластической деформации. При высоких скоростях нагружения перестройка дислокационных ансамблей затрудняется и напряжения в результате дислокационных скоплений суммируются с напряжениями, созданными карбидными частицами. В этом случае вероятность хрупкого продвижения трещины увеличивается, вследствие чего динамическая трещиностойкость падает. При статическом нагружении, однако, возможность реализации релаксационных процессов резко увеличивается, в результате чего характеристики статической трещиностойкости «не чувствуют» начальных стадий формирования карбидов при отпуске до температуры 350 °С. Этому способствуют и свойства самих карбидных частиц, которые на ранних стадиях своего образования (~ 350 °С) деформационно неустойчивы, из-за чего легко перерезаются и при этом наступает релаксация напряжений. Перечисленные обстоятельства благоприятствуют реализации лучшей трещиностойкости. При более высоких температурах отпуска до 500–550 °С образованные карбидные частицы становятся

328

деформационно устойчивыми, их перерезание затруднено, не наступает релаксация пиков напряжения, что в конечном счете уменьшает трещиностойкость материала.

Резюмируя, необходимо отметить, что низкоотпущенные НМС имеют более высокое сопротивление развитию трещин по сравнению с высокоотпущенными. При этом использование низкотемпературного отпуска в качестве окончательной термообработки устраняет опасность появления хрупкости при отпуске, что позволяет создать более экономно легированные стали.

4.3.3. Влияние размеров структуры на трещиностойкость пакетного мартенсита

Температура закалки оказывает наибольшее влияние на размер аустенитного зерна, мартенситных пакетов и кристаллов реечного мартенсита. Общепринятым является мнение, что увеличение размера аустенитного зерна при повышении температуры закалки, вызывает снижение пластичности и ударной вязкости. В то же время есть публикации [201–203], в которых сообщается о благоприятном влиянии перегрева при закалке с последующим низкотемпературным отпуском на повышение статической трещиностойкости. Например, для среднеуглеродистых сталей 40ХН и 45ХН2МФА показано [203], что при закалке от 1200 оС KIc повышается в два раза. Некоторые

авторы связывают это с появлением тонких слоев остаточного аустенита [201, 202], с полным растворением специальных карбидов или с ликвидацией двойникованного мартенсита [204]. В заключение необходимо отметить, что перегрев при закалке способствует повышению статической трещиностойкости после низкотемпературного отпуска только в случаях, когда содержание углерода в стали не превышает 0,50 %. В случае высокоуглеродистых сталей высокотемпературный нагрев под закалку снижает трещиностойкость в результате охрупчивания границ между зернами [205].

В связи с вышеизложенным представляет интерес исследование влияния температуры закалки НМС на их трещиностойкость. Опыты проведены с наиболее широко используемой низкоуглеродистой мартенситной сталью 07Х3ГНМ. В табл. 4.6 представлены результаты статистического микроструктурного анализа. При закалке от 900 °С до

329

1100 оС аустенитные зерна увеличиваются от 12,4 до 63 мкм, а мартенситные пакеты от 5 до 15 мкм. Дополнительные исследования показывают, что толщина мартенситных реек в этом случае увеличивается в два раза – от 0,2 до 0,4 мкм.

Таблица 4.6

Влияние размеров параметров структуры на прочность и трещиностойкость НМС 07Х3ГНМ

Дислокационная структура в результате такого перегрева заметно не меняется как после отпуска при 200 °С, так и после 650 °С. Укрупнение элементов структуры и субструктуры независимо от температуры отпуска, не оказывает влияния на характеристики прочности и пластичности. Статическая трещиностойкость ( Iñ ) практически не зависит от

размерных параметров элементов микроструктуры. Фрактографический

330