книги / Трещиностойкость железоуглеродистых сплавов

Повышение температуры нагрева под закалку ведет к укрупнению элементов микроструктуры. В табл. 5.1 даны средние статистические значения ряда структурных параметров стали 03Х11Н10М2Т, полученных после закалки от различных температур нагрева в ин-

тервале 920–1200 °С.

Из приведенных результатов видно, что повышение температуры нагрева под закалку от 920 до 1200 °С увеличивает средний размер аустенитного зерна в 7 раз (от 19 до 131 мкм), продольный и поперечный размер мартенситных пакетов возрастает соответственно в 3 раза (от 12 до 36 мкм) и в 5 раз (от 17 до 85 мкм), а поперечный размер мартенситных реекувеличивается в2 раза (от0,24 до 0,5 мкм).

При увеличении температуры до 1100 °С пакет мартенсита состоит из 50 реек, а при температуре 1200 °С в пакет объединяются примерно 70 мартенситных реек.

Все исследованные МСС в температурном интервале 900–1000 °С имеют размеры аустенитного зерна, близкие рассмотренным в табл. 5.1. При более высоких температурах в интервале 1000–1200 °С наименьшую склонность к росту аустенитного зерна из изученных МСС имеет сталь 03Н18К9М5Т.

Таблица 5.1

Влияние температуры нагрева под закалку на размеры некоторых структурных параметров стали 03Х11Н10М2Т

tзак.,	d	la		lb	b	n
оС	19		мкм		0,24
920		12	17			50
1000	31	15	30		–	–
1100	44	19	45		0,39	50
1200	131	36	85		0,50	72

Примечание: d – средний размер аустенитного зерна; la – средний продольный размер мартенситных пакетов; lb – средний поперечный размер мартенситных пакетов; b – средний поперечный размер мартенситных реек; n – число реек в мартенситном пакете.

Отпуск исследованных сталей до температуры 440 °С не вызывает видимых изменений в структуре, однако опыты, проведенные со сталью 03Х11Н10М2Т с помощью физических методов, показывают что после

341

достижения температуры 370–380 °С наблюдается резкое уменьшение удельного электросопротивления (рис. 5.1), причиной которого является существенное обеднение твердого раствора. Проведенный комплекс исследований позволяет утверждать, что при отпуске в температурном интервале 370–440 °С в МСС 03Х11Н10М2Т формируется промежуточная интерметаллидная фаза, когерентная матрице. По данным [225], это кубическая фаза β − Ni3Ti .

Рис. 5.1. Зависимость удельного электросопротивления от температуры отпуска

При более высоких температурах отпуска (480–520 °С) внутри реечных мартенситных кристаллов наблюдаются продолговатые выделения гексагональной фазы Ni3Ti длиной ~ 100 нм и диаметром 30 нм (рис. 5.2, а). Дополнительное увеличение температуры отпуска до 560 °С активизирует процессы коагуляции, в результате чего количество этих выделений уменьшается, но при этом увеличивается их размер: длина l ≈ 200 нм, а диаметр 70 нм (рис. 5.2, б).

Известное увеличение электросопротивления в температурном интервале отпуска 440–520 °С может быть связано с растворением определенного количества когерентной фазы и переходом части атомов легирующих элементов в твердый раствор (см. рис. 5.1).

342

Рис. 5.2. Тонкая структура стали ЭП678 после закалки с 950°С в воде и различных режимов отпуска: а – 500 °С; б – 560 °С; в – 300 °С + 500 °С

Чувствительное увеличение среднего размера реечного мартенсита начинается при температуре отпуска выше 500 °С (табл. 5.2).

Таблица 5 . 2

Изменение поперечного размера на мартенситных реечных кристаллах в стали 03Х11Н10М2Т в зависимости

от температуры отпуска (закалка от 920 оС)

Температура			Размерные параметры реек
отпуска, оС		b, мкм	S, мкм	± b, мкм
300		0,26	0,14	0,01
440		0,27	0,14	0,02
500		0,29	0,16	0,01
560		0,36	0,16	0,015

Примечание: b – средний поперечный размер реек; S – среднеквадратичное отклонение; ± b – доверительный интервал изменения b при доверительной вероятности 0,95.

Известно, что чем более дисперсны частицы второй фазы, тем больше увеличивается сопротивление металла пластической деформации. В этом случае эффективное увеличение дисперсности может

343

быть достигнуто при проведении двухступенчатого отпуска (старения) по схеме: низкотемпературный отпуск → высокотемпературный отпуск (НТО→ ВТО). Во время НТО благодаря пересыщенности твердого раствора образуется большое количество центров будущей фазы. В процессе ВТО на базе образовавшихся при НТО многочисленных центров формируются частицы, более дисперсные по сравнению в теми, которые образовались бы при одностепенном ВТО.

Электронно-микроскопический анализ показал, что НТО приводит к измельчению упрочняющей фазы, уменьшению расстояния между отдельными частицами и к их более равномерному распределению в объеме мартенситных реек (рис. 5.2, в).

Обобщая рассмотренные результаты, необходимо подчеркнуть, что при нагреве под закалку в исследованных МСС наблюдается существенное увеличение размеров аустенитного зерна и, как следствие, получение более крупных мартенситных комплексов. Формирование интерметаллидной фазы Ni3Ti в процессе отпуска протекает в два этапа. Во время первого низкотемпературного этапа (380–440 °С) формируются когерентные комплексы кубической β − Ni3Ti -фазы. Во время

второго высокотемпературного этапа (480–520 °С) образуется когерентная фаза η − Ni3Ti . Проведение двойного отпуска по схеме низко-

температурный – высокотемпературный отпуск позволяет получить более дисперсную некогерентную интерметаллидную фазу.

5.3.Изменение прочности и трещиностойкости МСС

впроцессе отпуска

Прочностные характеристики. Непосредственно после закал-

ки МСС имеют одну и ту же прочность ( σ0,2 = 900…1000 МПа и σв = 1000…1100 МПа), причиной чего является образовавшийся в

этом случае пакетный мартенсит. После отпуска до 300–350 °С прочность МСС изменяется незначительно. При более высоких температурах отпуска прочность МСС определяется процессами дисперсионного упрочнения и изменяется экстремально с максимумом при температурах 480–500 °С (табл. 5.3).

344

Таблица 5 . 3

Прочность, пластичность и ударная вязкость мартенситно-стареющих сталей в зависимости от температуры отпуска

Марка стали, режим		Механические свойства
термообработки	σâ	σ0,2	δ	ψ	KCU	KCT
	МПа			%	Дж/см2
		03Х11Н10М2Т
Закалка 920 °С	980	870	8,0	64	158	71
зак.+отп. 300 °С.	1050	910	9,0	56	–	48
зак.+отп.440 °С	1370	1230	6,0	40	–	12
зак.+ отп.500 °С	1420	1380	5,5	30	–	23
зак.+ отп.560 °С	1110	1000	11,0	49	–	41
	03Х11Н10М2Т1
зак+отп.440 °С	1680	1450	7,0	32	–	10
зак+отп.500 °С	1780	1690	5,0	28	–	14
зак+отп.560 °С	1380	1150	7,0	40	–	24
		03Н18К9М5Т
Закалка 820 °С	1100	1020	–	–	–	–
зак+отп.400 °С	1770	1690	–	–	7,0	44
зак+отп.430 °С	1900	1840	–	–	68	11
зак+отп.460 °С	2040	1980	–	–	62	16
зак+отп.490 °С	2100	2060	–	–	48	20
зак+отп.550 °С	1750	1650	–	–	52	27
	03Х10К10Н8М5Т
зак.950 °С + отп.530 °С	1780	1690	6,0	40	82	38
зак.950оС + отп.560оС	1650	1490	9,0	45	73	32

Увеличение прочности благодаря дисперсионному упрочнению интерметаллидными частицами в исследованных сталях определяется содержанием титана и кобальта. Увеличение содержания титана от 0,5– 0,7 % в стали 03Х11Н10МДТ до 1,1–1,5 % в стали 03Х11Н10М2Т2 по-

вышает прочность после отпуска при 500 оС на 300–350 МПа (см. табл. 5.3). Легирование МСС кобальтом в количестве 9–10 % при содержании 0,5–0,7 % титана вызывает еще большее повышение прочности. Так, например, прочность стали 03Н18К9М5Т после отпуска может достигнуть максимальных значений: σâ = 2000…2100 МПа,

а в стали 03Х10К10Н8М5Т при значительно меньшем содержании ти-

345

тана (0,2–0,3 %) может реализоваться прочность σâ = 1800 МПа. При

этом максимальная прочность стали 03Х11Н8М2Ф, в составе которой нет ни кобальта, ни титана, не превышает 1250–1300 МПа. Таким образом, прочность для наиболее широко используемых МСС может изменяться в диапазоне σâ = 1300…2100 МПа.

Трещиностойкость при однократном нагружении. На рис. 5.3

представлено изменение статической трещиностойкости в зависимости от температуры отпуска для двух марок МСС. Определяли значения KIc и Ic. Полученная зависимость имеет два экстремума: при 440 °С максимальные, а при 500 °С минимальные значения статической трещиностойкости.

Рис. 5.3. Влияние температуры отпуска на вязкость разрушения (1, 2) и предел трещиностойкости (3, 4) мартенситно-стареющих сталей

03Х11Н10М2Т (1, 3) и 03Н18К9М5Т (2, 4)

На рис. 5.4 представлена зависимость динамической трещиностойкости от температуры отпуска стали 03Х11Н10М2Т. Наблюдается резкое снижение KСТ после отпуска при температуре 430–440 °С.

Сравнение результатов, представленных на рис. 5.3 и 5.4, показывает, что при температуре отпуска ~ 430…440 °С наблюдается максимальная статическая и минимальная динамическая трещиностойкость.

346

Следовательно, формирование в МСС после отпуска при температуре ~ 440 оС когерентной фазы увеличивает сопротивление развитию трещины при статическом нагружении. В этом случае на поверхности излома преобладающим является ямочный рельеф (рис. 5.5, в). При динамическом нагружении когерентная фаза снижает трещиностойкость, о чем свидетельствует и большое количество (~50 %) фасеток транскристаллитного скола (рис. 5.5, а). При повышении температуры отпуска до ~ 500 оС формируется некогерентная интерметаллидная фаза, которая, с одной стороны, является причиной понижения статической трещиностойкости и появления в изломе хрупких фасеток скола (рис. 5.5, г), а с другой – является причиной повышения динамической трещиностойкости иобразованияямочного рельефа (см. рис. 5.5, в).

Увеличение дисперсности выделившейся некогерентной фазы в результате двухступенчатого отпуска по схеме НТО + ВТО вызывает повышение прочности на 8–10 %. Трещиностойкость в этом случае уменьшается – КСТ на 20 %, а KIc и Ic на 20–25 % (табл. 5.4). Параллельно со снижением трещиностойкости при однократном нагружении изменяется и характер доминирующего рельефа на поверхности излома – количество хрупких транскристаллитных фасеток увеличивается, а площадь, занятая ямками, уменьшается. Очевидно, двухступенчатый отпускувеличивает склонностьМСС к хрупкому разрушению.

Рис. 5.4. Влияние температуры отпуска на динамическую трещиностойкость стали ЭП-678 после различных рафинирующих

переплавов: 1 − вакуумно-дуговой переплав в электромагнитном поле; 2 − электронно-лучевой переплав

347

Рис. 5.5. Рельеф поверхности изломов стали ЭП-678 после испытаний на динамическую (а, б) и статическую (в, г) трещиностойкость:

а, в – отпуск 440 °С; б, г – отпуск 500 °С, х2500

Таблица 5 . 4

Изменение прочности и трещиностойкости стали 03Х11Н10М2Т в результате двухступенчатого отпуска

		Режим	Характеристики прочности и трещиностойкости
термообработки			σâ	σ0,2	δ ,	КСТ,	KIñ ,	Iñ ,
					%	Дж/см2	МПа·м1/2	МПа·м1/2
			МПа
Зак. 920	оС+ отп.500 оС		1420	1380	5,5	23	88	102
Зак. 920	оС+ отп.300 оС +		1550	1450	5,0	17	70	77
+ отп.500 оС
Зак. 1200		оС+ отп.500 оС	1410	1350	4,8	15	99	111
Зак. 1200		оС+ отп.300 oC +	1540	1430	4,4	13	82,5	88
+ отп.500 оС

Циклическая трещиностойкость. На рис. 5.6 и в табл 5.5 пред-

ставлены результаты, полученные при исследовании циклической трещиностойкости нескольких марок МСС. Приведенные данные показы-

348

вают, что МСС имеют наиболее высокую циклическую трещиностойкость непосредственно после закалки, когда структура стали целиком состоит из пакетного мартенсита (зависимость 1 на рис. 5.6). Наиболее низкая циклическая трещиностойкость наблюдается после проведения двухступенчатого отпуска при 300 °С и 500 °С (зависимость 6 на рис. 5.6). Остальные режимы отпуска, которыеобеспечивают различные степени когерентности и некогерентности образовавшейся фазы в сочетании с ее различной дисперсностью, дают промежуточные значения циклическойтрещиностойкости.

Рис. 5.6. Диаграммы циклической трещиностойкости стали ЭП-678 после различных режимов отпуска (исходное состояние – закалка 920 °С, вода): 1 – без отпуска (исходное состояние); 2 – отпуск 300 °С; 3 – отпуск 440 °С; 4 – отпуск 500 °С; 5 – отпуск 560 °С; 6 – отпуск 300 °С + 500 °С

349

							Таблица 5.5
Характеристики циклической трещиностойкости МСС
							Виды рельефа
Режим		Параметры ЦТ
термообработки	K −9	K −8	K		K −6	n	излома при
							v =10−9 /10−7
							м/цикл
		03Х	11Н10М	2Т			СТБ/ТБ
Закалка 920 °С	12,5	17,5	38		100	2,2
Зак.+отп.300 °С	9,0	15,2	34,5		102	2,1	СТБ/ТБ
Зак.+отп.440 °С	7,5	13,0	28		109	1,8	СТБ+СТФ/ТБ
Зак.+отп.500 °С	8,5	14,0	31		80	2,3	СТБ/ТБ
Зак.+отп.560 °С	10,5	15,8	31		88	2,2	СТБ/ТБ
Зак.+отп.	5,8	10,5	21,5		62	2,1	СТБ+ТФ/ТБ+ТФ
300 оС+500 °С
		03Х	11Н10М	2Т1			–
Закалка 920 оС	–	–	–		–	–
Зак.+отп.440 °С	6,0	12,0	29		92	1,9	СТБ+СТФ/ТБ
Зак.+отп.500 °С	8,0	14,0	29		78	2,3	СТБ/ТБ
Зак.+отп.560 °С	8,6	14,5	28		84	2,2	СТБ/ТБ
		03Н18К9М5Т					–
Закалка 820 °С	–	–	–		–	–
Зак.+отп.430 °С	5,3	10,5	23,5		98	2,1	–
Зак.+отп.490 °С	5,8	12,0	27		76	2,3	–

Примечание: K −9 , K −8 , K = K −7 , K −6 – размах коэффициента интенсивности 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 излома: СТБ – субтранскристаллические бороздки; СТФ – субтранскристаллические фасетки; ТБ – транскристаллические бороздки; ТФ – транскристаллические фасетки. На первом месте показана доминирующая рельефная составляющая излома

Проведено электронно-фрактографическое исследование (рис. 5.7) усталостных изломов стали 03Х11Н10М2Т. На рис. 5.7, а, б показаны фрактограммы припороговой области при значении v ≈ 10–9м/цикл.

После отпуска при 440 °С, когда интерметаллидная фаза когерентно связана с металлической матрицей, наряду с субтранскристаллической бороздчатой структурой наблюдаются и участки субкри-

350