2802.Трещиностойкость железоуглеродистых сплавов

анализ показывает, что с повышением температуры закалки ямочный рельеф постепенно заменяется фасетками скола. Однако одновременно с этим в приграничных областях зерен формируется зона ярко выраженной пластической деформации (рис. 4.21). Таким образом, на изменение статической трещиностойкости оказывают влияние два указанных фактора: первый – смена механизма развития трещины с ямок на фасетки, полученные путем скола, а второй – резкое увеличение пластической деформации в приграничной зоне между бывшими аустенитными зернами (см. рис. 4.21). Очевидно, энергетический баланс между этими двумя факторами является причиной наблюдаемого постоянства статическойтрещиностойкости.

Рис. 4.21. Рельеф поверхности изломов НМС 07Х3ГНМ (а, б) и 07Х3ГФТ (в, г) после испытаний на статическую трещиностойкость: а – закалка 950 °С, воздух + отпуск 200 °С; б – закалка 1100 °С, воздух + отпуск 200 °С; в – закалка 950 °С, воздух + отпуск 500 °С; г – закалка 1100 °С, воздух + отпуск 500 °С

Результаты, связанные с изучением циклической трещиностойкости, представлены на рис. 4.22 и в табл. 4.7 и 4.8. Полученные диаграммы могут быть разделены на две группы в зависимости от температуры отпуска. НМС, отпущенная при 200 °С (диаграммы 1, 2 и 5), имеет значительно более высокие припороговые значения Kth , чем отпущенная при 650 °С (диаграммы 3 и 4). Важным явля-

ется то обстоятельство, что в обеих группах чем больше структурные параметры dç и dï , тем выше циклическая трещиностойкость

(см. табл. 3.8).

331

Рис. 4.22. Влияние температуры нагрева под закалку на циклическую трещиностойкость стали 07Х3ГНМ: 1 – закалка 910 °С, воздух + отпуск 200 °С; 2 – закалка 1100 °С, воздух + отпуск 200 °С; 3 – закалка 910 °С, воздух + отпуск 650 °С; 4 – закалка 1100 °С, воздух + отпуск 650 °С; 5 – закалка 1000 °С, воздух + отпуск 200 °С

332

Таблица 4.7

Влияние размерных параметров структуры на характеристики циклической трещиностойкости НМС 07Х3ГНМ

тенсивности напрежений для скорости роста трещины 10–9, 10–8, 10–7 и 10–6 м/цикл соответственно; n – показатель степени в уравнении Париса. В гра-

фе «РС излома при v = 10–9/10–7 м/цикл» показаны рельефные составляющие

усталостного излома про скоростях роста трещины 10–9 и 10–7 м/цикл, установленные с помощью электронно-фрактографических исследований; СТБ – субтранскристаллитные бороздки; ТБ – транскристаллитные борозд-

ки; ТФ – транскристаллитные фасетки; K −9 ≈ Kth .

Чтобы усталостная трещина продвигалась, необходимо, чтобы материал в циклической пластической зоне достаточно охрупчился, т.е. чтобы его трещиностойкость снизилась до созданного дейст-

333

вующими напряжениями коэффициента интенсивности напряжений перед фронтом трещины.

Чем труднее охрупчивается материал, т.е. чем большее число циклов необходимо для реализации этого охрупчивания, тем больше циклическая трещиностойкость этого мотериала.

Охрупчивание материала при циклическом нагружении состоит

всоздании в циклической пластической зоне такой критической дислокационной конфигурации, при которой энергетически более выгодно разрушение, чем дальнейшая деформация.

Деформация в циклической пластической зоне реализуется благодаря движению дислокаций, которые генерируются в процессе циклирования, т.е. сам процесс циклического нагружения действует как «насос» для генерирования дислокаций. Чем быстрее блокируется возможность дальнейшего генерирования и движения дислокаций, тем ниже циклическая трещиностойкость материала. Блокирование движения дислокаций, т.е. препятствование процессам деформации, происходит как путем создания соответствующих дислокационных конфигураций, так и из-за естественных барьеров, существующих

всамой структуре металла, как например, наличия непроницаемых границ, различных включений и интерметаллидных фаз.

Чем меньше в циклической пластической зоне этих барьеров, тем выше трещиностойкость материала, поскольку труднее создается критическая дислокационная структура. Очевидно, чем меньше цик-

лическая пластическая зона (низкие значения K ) и чем меньше среднестатистически препятствующих движению дислокаций барьеров в металле (крупнозернистая структура, малое количество различных включений), тем больше сопротивление развитию усталостной трещины. Таким является случай с пороговыми значениями Kth (см. табл. 4.8). Однако с увеличением K размер циклической

пластической зоны становится достаточно большим и в нем всегда заключено достаточное количество дислокационных препятствий, в результате чего циклическая трещиностойкость для отдельных режимов термообработки постепенно становится одинаковой, что можно проследить на рис. 4.22 при K ≈ 90 МПа·м1/2.

334

Образование после отпуска при 650 °С большого количества устойчивых включений дополнительно блокирует движение дислокаций, т.е. охрупчивает металл в циклической пластической зоне и уменьшает его циклическую трещиностойкость, что выражается в более низких значениях Kth (см. табл. 4.8) после отпуска при 650 °С по сравнению с от-

пуском при 200 оС. Но и в этом случае укрупнение зерна после закалки от 1100 °С (см. табл. 4.8) тоже осуществляет свой вклад в увеличение циклической трещиностойкости. Таким образом, когерентные включения и ярко выраженная пакетная мартенситная структура после отпуска при 200 °С имеет более слабые дислокационные барьеры по сравнению

сграницамиаустенитного зерна.

4.4.Технологичность НМС

Всоответствии с общепринятыми принципами [206] под технологичностью материала понимают совокупность свойств, которые дают возможность просто, быстро, надежно и дешево произвести определенную деталь всоответствии с заданным технологическим процессом.

НМС отличается от других групп конструкционных сталей своим низким содержанием углерода (0,04–0,12 %). При их экономном легировании хромом, марганцем, никелем, молибденом и некоторыми другими элементами они преобретают высокую устойчивость ау-

стенита в области нормального γ-α-превращения, благодаря чему получается структура реечного пакетного мартенсита.

По сравнению с традиционными конструкционными сталями эти, на первый взгляд, незначительные различия в химическом составе НМС дают им ряд очень важных технологических преимуществ, достаточно подробно рассмотренныхв исследованиях [35, 207–208].

Коротко остановимся на некоторых из этих технологических особенностей.

Прокаливаемость. Известно, что прокаливаемость сталей определяется устойчивостью переохлажденного аустенита. Как уже было отмечено, выбор легирования НМС ставит целью именно создание стабильной устойчивости аустенита в процессе охлаждения, чем гарантируется и хорошая прокаливаемость. Проведенные исследования [17] определили благоприятное для достижения этой

335

цели сочетание легирующих элементов: хром + никель, хром + марганец, хром + никель + марганец. Хром является обязательным легирующим элементом в составе НМС, так как сильно препятствует протеканию бейнитного превращения. Для этого отношение количества хрома к количеству углерода должно быть не меньше 35–40. Никель и марганец могут замещать друг друга, но их общее количество не должно превышать 3 %, так как в противном случае мартенситная точка может существенно понизиться, что может стать причиной появления нежелательных структур бейнита и пластинчатого мартенсита. В результате рассмотренных соображений созданные НМС могут закаливаться при охлаждении на спокойном воздухе в сечениях не менее 600 мм.

Склонность к короблению и деформации. Мартенситное пре-

вращение, протекающее путем скольжения, неизбежно вызывает возникновение внутренних напряжений [209–210]. Если они достаточно велики, а процессы релаксации во время превращения или сразу после него не протекают достаточно полно, то это может вызвать деформацию детали, охрупчивание вплоть до образования трещин. Эти очень нежелательные явления часто имеют место на практике при термообработке ряда конструкционных сталей. Благодаря некоторым особенностям НМС уровень напряжений, полученных после закалки, очень низок. Это основано на следующих обстоятельствах:

–закалка осуществляется на спокойном воздухе;

–низкое содержание углерода определяет небольшие изменения объема после закалки;

–высокая температура, при которой образуется мартенсит, обеспечивает практически полную релаксацию напряжений непосредственно в процессе охлаждения в воздушной среде.

Высказанные соображения хорошо иллюстрируются проведен-

ными исследованиями на так называемых образцах Одинга (рис. 4.23). О склонности данных образцов к деформации судят по изменению размера «1,5 мм». Результаты представлены в табл. 4.9. Сравнивались одна НМС (07Х3ГНМЮА) с двумя широко используемыми в машиностроении среднеуглеродистыми сталями (38ХНМ и 40Х). Видно, что деформация НМС в 10–20 раз меньше.

336

Рис. 4.23. Образец для определения склонности к деформации (образец Одинга)

Таблица 4.9 Влияние охлаждающей среды на изменение размера «1,5» [35]

Свариваемость. Очень хорошая прокаливаемость и низкое содержание углерода являются основными причинами хорошей свариваемости НМС. Подробные исследования по этому вопросу проведены на двух марках НМС – 07Х3ГНМ и 12Х2Г2НМФТ [35].

Сталь 07Х3ГНМ хорошо сваривается с помощью ручной и полуавтоматической электродуговой сварки неплавящимся электродом в среде аргона, плавящимся электродом св. 08ГСМТ и св.08Г2С в среде двуокиси углерода, ручной электродуговой сварки электро-

дами 48Н1, УОНИ 13/55.

При изготовлении более простых конструкций из термообработанных элементов нет необходимости проводить отпуск после закалки. Если конструкция более сложная, рекомендуется отпуск при 300– 520 °С для получения σ0,2 ≥ 800 МПа и 580–620 °С для обеспечения

σ0,2 ≥ 650 МПа.

337

Сварка стали 12Х2Г2НМФТ оценивается по склонности к образованию холодных и горячих трещин при сварке, а также и по механическим свойствам металла сварного шва и зоны термического влияния. Сварка электродуговая без подогрева. Металл находится в термоулучшенном состоянии (44 HRC). Во всех исследованных пробах трещины не обнаружены. Проведенные исследования показали, что НМС 07Х3ГНМ и 12Х2Г2НМФТ должны быть отнесены к хорошо свариваемым сталям. Они не склонны к образованию холодных и горячих трещин даже при сварке без подогрева в термоулучшенном состоянии и имеют высокие прочностные свойства при хорошем сопротивлении хрупкому разрушению.

В заключение необходимо отметить, что НМС имеют лучшую технологичность по сравнению с другими видами конструкционных сталей, что обеспечивает им широкие возможности для внедрения в промышленность и строительство [32–36, 207–209].

338

ГЛАВА 5 ПРОЧНОСТЬ И ТРЕЩИНОСТОЙКОСТЬ

МАРТЕНСИТНО-СТАРЕЮЩИХ СТАЛЕЙ (МСС)

5.1. Общие соображения

За последние годы мартенситно-стареющие стали (МСС) все более широко используются в отдельных отраслях машиностроения. Необходимые механические свойства этих сталей достигаются в два этапа – на первом этапе производится закалка, в результате которой получается пакетный мартенсит, а на втором проводится отпуск (старение) уже образовавшегося мартенсита. Старение МСС, созданных на базе Fe – Ni и Fe – Ni – Cr сплавов наблюдается в температурном интервале 350–650 °С. Для этой цели используется дополнительное легирование титаном, ванадием, алюминием, молибденом, вольфрамом, ниобием и другими элементами [213–215, 245, 246]. Большое влияние на степень упрочнения МСС оказывает кобальт, который уменьшает растворимость легирующих элементов в α-железе, благодаря чему увеличивается объемная доля отдельных фаз, которые вызывают упрочнение [216].

Проведенные калориметрические исследования показывают, что процесс образования упрочняющих фаз является двухстадийным [217]. Первая стадия протекает при низких температурах, порядка 300–420 °С, во время которой формируются субмикрообласти (кластеры), обогащенные атомами легирующих элементов. Вторая стадия охватывает температурный интервал 440–550 °С. Во время нее образуются интерметаллидныефазы на базе никеля (Ni3Ti, NiAl, Ni3V, Ni3Nb).

Мартенсит только что закаленных МСС имеет относительно небольшую прочность ( σ0,2 = 800…1000 МПа), но при этом обладает

очень хорошей вязкостью (KCU = 1,5…3 МДж/м2). Это придает МСС очень хорошую деформируемость.

Основным преимуществом МСС с содержанием Ni = 18 % является одновременное сочетание высокой прочности ( σв = 1600…2000 МПа)

с очень высокими критическими значениями коэффициента интенсив-

ности напряжений (KIc = 75…150 МПа·м1/2) [218, 219].

339

Режим отпуска (старения) является наиболее важным технологическим параметром выделяющихся упрочняющих фаз, которые окончательно формируют механические свойства, включая и трещиностойкость МСС. Исследования, проведенные на стали с 18 % никеля, показывают, что с повышением температуры отпуска ударная вязкость изменяется экстремально. При этом ее минимальные значения температурно не соответствуют максимальным значениям прочности [220]. В некоторых исследованиях [220, 221] показано положительное влияние продолжительности отпуска на комплекс механических свойств. Так например, для стали 08Х15Н2Д2Т увеличение времени отпуска от 2 до 10 часов при температуре 450 оС повышает значения КСТ более чем в два раза при незначительном снижении прочности [222].

Исследования, связанные с изучением циклической трещиностойкости, иногда достаточно противоречивы [223, 224], что неудивительно, имея в виду сложный характер влияния механических свойств материала на этот параметр.

При изучении изменения трещиностойкости МСС в процессе отпуска в литературе большее внимание уделено влиянию технологических параметров, таких как температура и продолжительность отпуска. Меньшее внимание уделяется связи структурных изменений, протекающих при отпуске, с трещиностойкостью.

Исследования, связанные с трещиностойкостью, проведены главным образом на стали Н18К9М5Т, в то время как для экономно легированных хромом МСС типа 03Х11Н10М2Т эта характеристика практически не определялась.

5.2. Структурные особенности МСС

Структурные изменения в процессе термообработки МСС исследованы на 5 марках стали [274]: 03Х11Н8М2Ф, 03Х11Н10М2Т, 03Х11Н10М2Т1, 03Н18К9М5Т и 03Х10К10Н8М5Т.

Металлографический анализ показывает, что в закаленном состоянии структура всех сталей состоит из пакетного мартенсита. Количество остаточного аустенита на превышает 1–3 % после закалки от температуры 900–950 °С и 5–7 % после закалки от температуры 1200 °С. Остаточный аустенит в закаленных сталях располагается в виде тонких прослоек по границам мартенситных реек.

340