книги / Новые конструкционные материалы низкоуглеродистые мартенситные и порошковые стали
..pdfРис. 2.1. Диаграмма изотермического превращения аустенита сталей 15ХНМРА (а) и 08Г4Б (б): /ауст= 900 °С (о - превращение не достигло ука занного на соответствующей кривой процента)
В связи со сравнительно высокой устойчивостью аустенита в тем пературной области аустенитно-ферритного (перлитного) превращения при охлаждении стали на воздухе после аустенизации (или после сварки) образуется структура бейнита. Поэтому первоначально предполагалось,
что эти стали не нуждаются в специальной термической обработке и по зволяют достичь значений предела текучести 1000 МПа и выше при срав нительно высоком сопротивлении хрупкому разрушению, а также при хо рошей свариваемости.
Однако бейнитное превращение связано с перераспределением угле рода в аустените в процессе превращения (отвод углерода от фронта рас тущего кристалла of-фазы), в результате чего образуются участки остаточ ного аустенита, в большей степени обогащенные углеродом. Так, в стали 15ХНМРА период решетки остаточного аустенита (закалка с замедленным охлаждением ниже Мн для увеличения доли остаточного аустенита) со ставляет 3,542 А, а после выдержки при температуре 500 °С в течение 5 мин (50 % промежуточного превращения) он равен 3,572 А. Это соответ ствует обогащению остаточного аустенита, т.е. повышению в нем содер жания углерода, в среднем приблизительно до 0,6 %.
В стали 08Г4Б период решетки остаточного аустенита после закалки равен 3,547 А, а после частичного превращения в промежуточной области при 400 °С в течение 1 мин (50-60 % превращения) составляет 3,567 А. Это соответствует обогащению остаточного аустенита 0,4-0,5 % углерода. Концентрация углерода в остаточном аустените весьма неоднородна, и при дальнейшем охлаждении до комнатной температуры часть остаточного ау стенита с более низкой концентрацией углерода превращается в мартенсит [1, 11]. Поэтому после бейнитного превращения и охлаждения до комнат ной температуры в структуре стали наблюдаются «островки», состоящие из остаточного аустенита и мартенсита с повышенным по сравнению со
средним содержанием углерода [1, 11-15]. Наличие «островков» вы зывает повышение предела теку чести и резкое усиление склонно сти к хрупкому разрушению.
Удовлетворить сформулиро ванным выше требованиям могут стали со структурой низкоуглеро дистого мартенсита, получаемой при минимальной скорости охла ждения. В практике термической обработки наиболее надежной яв
Рис.2.2. Принципиальная зависимость ха ляется скорость охлаждения, соот рактеристик прочности, пластичности и вяз ветствующая скорости охлажде
кости от температуры отпуска для ста
лей с содержанием углерода < 0,1 %
ния на воздухе.
Существенное отличие низ коуглеродистого мартенсита (содержание углерода менее 0,11 %) заключа ется в том, что в закаленном (неотпущенном) состоянии (рис. 2.2) его ха
рактеристики пластичности и вязкости соответствуют характеристикам легированной среднеуглеродистой стали (содержание углерода до 0,40 %), отпущенной при температуре 300-500 °С, в которой остается в твердом растворе около 0,10 % углерода [6], остальной углерод переходит в карби ды. В низкоуглеродистом мартенсите весь углерод сохраняется в твердом растворе, карбидная фаза практически отсутствует. В результате в зака ленном состоянии обеспечиваются высокие значения пластичности, вязко сти и прочности. Технологическая особенность такого мартенсита состоит в том, что он не склонен к образованию холодных трещин, способен к ре
лаксации |
остаточных напряжений - закалочных и сварочных, обладает |
|||
меньшим коэффициентом. |
|
|||
Как следует из рис. 2.3, кри |
|
|||
тическая |
температура хрупкости |
|
||
бейнитной стали повышается на |
|
|||
50-60 °С даже в высокоотпущен- |
|
|||
ном состоянии по сравнению со |
|
|||
сталью |
с |
мартенситной |
структу |
|
рой [16]. В связи с этим бейнит- |
|
|||
ные стали необходимо подвергать |
|
|||
перед отпуском специальной опе |
|
|||
рации - закалке. Их прокаливае- |
Температура испытания, °С |
|||
мость |
ограничивается |
деформа |
Рис. 2.3. Зависимость работы развития тре |
|
ционным |
упрочнением, |
сравни |
||
тельно невысокой устойчивостью |
щины (Aj) от температуры испытания стали |
|||
аустенита в температурной облас |
12Х2Г2МФ после отпуска 640°С: /- м а р |
|||
|
|
|
|
тенсит и бейнит, 2 - мартенсит |
ти бейнитного превращения, а ус коренное охлаждение при закалке
вызывает значительные внутренние напряжения в стали, коробление и по водку. Поэтому применение этих сталей не решает основной задачи техно логичности: бездеформационности при закалке и ликвидации подогрева под сварку.
Задача создания сталей с пределом текучести 650-1000 МПа и устра нения указанных ранее принципиальных и технологических недостатков решена с учетом особенностей кинетики и механизма полиморфного пре вращения железа у-* а [17-19]. В зависимости от условий (легирование, температура превращения или скорость охлаждения) это превращение мо жет проходить по двум различным механизмам: «нормального» (неупоря доченного, самодиффузионного) превращения с образованием полиэдри ческого феррита с малой плотностью дислокации или мартенситного с плотностью дислокаций более Ю10 см 2. Продолжительность инкубацион ного периода нормального превращения может возрасти при легировании хромом, никелем, марганцем, молибденом. Ниже определенной темпера
туры Мн мартенситное (у-+ ^-превращение развивается без инкубацион ного периода с большой скоростью и сопровождается возникновением ха рактерного микрорельефа.
О влиянии легирования на устойчивость аустенита судят по характе ристикам самодиффузии. Параметры самодиффузии определяют адсорбционным методом [20] с использованием радиоактивного изотопа Fe
Продолжительность инкубационного периода и времени полупревра щения аустенита при температурах «нормального» перехода находится в качественном соответствии с характеристиками граничной самодиффузии железа. Энергия активации граничной самодиффузии железа, содержащего 0,04 % углерода, составляет 26 ккал/г-атом, а при легировании 7 % Сг и 2 % Ni - 40 ккал/г-атом, соответственно время 5 % превращения гаммафазы составляет менее 1 и 720 с.
С другой стороны, при неизменном легировании (7 % Сг и 2 % Ni ) энергия активации граничной самодиффузии железа составляет при 0,003 % С 33 ккал/г-атом, а при 0,04 % С - 40 ккал/г-атом [21, 22]. Эти за кономерности и необходимость устранения бейнитного превращения оп ределяют допустимый диапазон концентрации углерода в низкоуглероди стых мартенситных сталях, в большинстве случаев от 0,04 до 0,10—0,12 %.
Сочетание легирующих элементов выбрано так, чтобы была обеспе чена необходимая устойчивость аустенита в области «нормального» пре вращения и отсутствовало бейнитное превращение.
Низкое содержание углерода (0,04-0,10 %) обусловливает сохранение подвижности дислокаций (углерода недостаточно для их закрепления, блокировки); облегчается релаксация напряжений, чему способствует так же и сравнительно высокая температура начала мартенситного превраще ния Мн. В работе [7] показано, что полное закрепление дислокаций в мар тенсите достигается при содержании углерода не менее 0,20 %. При соот ветствующем выборе состава стали достигаются высокая устойчивость ау стенита в температурной области «нормального» аустенито-ферритного превращения и устранение бейнитного превращения.
На рис. 2.4 приведены диаграммы превращения аустенита сталей с 5 % Сг, 2 % Ni и с содержанием углерода 0,006; 0,01 и 0,04 %. Очевидно, устойчивость переохлажденного аустенита в температурной области «нормального» превращения повышается с ростом содержания углерода в указанных пределах. При содержании углерода 0,006 и 0,01 % ниже тем пературы Мн (650 и 615 °С соответственно) вслед за мартенситным разви вается «нормальное» (у-+ а)-превращение. Исследованием в высокотемпе ратурном микроскопе установлено, что при изотермической выдержке ни же Мн после образования рельефа, свидетельствующего о мартенситном
Рис. 2.4. Диаграмма изотермического превращения аустенита сталей, со держащих 5 % Сг, 2 % Ni и добавки 0,006 % С (а), 0,01 % С (б), 0,1 % С (в)
(*вусг = 950 °С)
Таблица 2.1 Влияние концентрации марганца, никеля, молибдена и меди на устойчи вость аустенита при температуре минимальной устойчивости в «нормаль
ной» области (650 °С) в низкоуглеродистых мартенситных сталях
Сталь |
Время достижения 5 %-го превращения аустенита, мин |
08Х2Г2 |
2 |
10Х2Г2.5 |
50 |
06Х2ГЗ |
120 |
11Х4Ш |
20 |
11Х4Н2 |
140 |
11ХЗН2 |
30 |
11ХЗН2М |
120 |
08Х7Г2 |
120 |
08Х7Г2Д2 |
180 |
Рис. 2.6. Влияние концентрации хрома на устойчивость аусте нита при температуре минимальной устойчивости в «нормаль ной» области для сталей, содержащих 0,06-0,11 % С (кр. 1) и добавки 2 % Мп (кр. 2), 2 % Ni (кр. 3), 1 % Ni и 0,8 % Мо (кр. 4), 2 % Ni и 0,8 % Мо (кр. 5)\ 3 % Мп (кр. 6)
На рис. 2.7 показаны диаграммы превращений аустенита сталей с 2 % Сг и 3 % Мп и содержанием углерода 0,04; 0,09 и 0,13 %. В сталях с 0,09 и 0,13 % С четко выявляется температурная область бейнитного превраще ния. Например, в стали 13Х2ГЗ после протекания частичного бейнитного превращения при температурах 400 (превращение на 14 %) и 375 °С (на 36 %) период решетки остаточного аустенита возрастает на 0,02 А, что со ответствует увеличению концентрации углерода в среднем на 0,4 %.
В табл. 2.2 указано содержание углерода в ряде низкоуглеродистых мартенситных сталей (НМС), выше которого четко проявляется темпера турная область бейнитного превращения. Очевидно, что это содержание является верхним пределом для получения в сталях при умеренной скоро сти охлаждения мартенситной структуры (без бейнита и «островков», обо гащенных углеродом остаточного аустенита и мартенсита).
Интересно заметить, что в промышленных сталях 12Н9, 12ХН2, 12Х2Н4, 18ХН4В в диаграммах превращений аустенита также четко выяв ляется область бейнитного превращения со сравнительно небольшой про должительностью инкубационного периода [24].
Таблица 2.2 Влияние концентраций легирующих элементов и углерода
на температуру бейнитного превращения в НМС
Сталь |
Содержание углерода, % |
Температурная область бейнитного |
|
|
превращения, °С |
Х2Г2 |
0.05 |
500-450 |
Х2ГЗ |
0.07 |
430-375 |
Х4Г2 |
0.10 |
420-350 |
Х7Г2 |
0.19 |
— |
|
|
|
НЗМЗ |
0.10 |
450-380 |
Повышение устойчивости аустенита в области нормального аустени то-ферритного превращения при увеличении концентрации углерода от 0,006 до 0,04 %, возможно, связано с уменьшением подвижности металли ческих атомов при самодиффузии из-за их взаимодействия с вакансиями.
Анализ диаграмм изотермического превращения аустенита исследо ванных сталей позволяет сделать вывод о влиянии отношения хрома к уг лероду на возникновение области бейнитного превращения.
При соотношении элементов Сг/С £ 35 вес. % или Сг/С £ 8 ат. % бейнитное превращение не наблюдается.
Устранение температурной области бейнитного превращения при оп ределенном легировании связано, очевидно, с торможением процессов диффузионного перераспределения углерода, являющихся неотъемлемой
Время, с Рис. 2.7. Диаграмма изотермического превращения аустенита сталей,
содержащих 2 % Сг, 3 % Мп и добавки 0,04 % С (а), 0,09 % С (б), 0,13% С (в) (/вусг=900 °С)
частью превращения [25]. Торможение обусловлено тем, что легирование, например, хромом или молибденом значительно уменьшает термодинами ческую активность углерода в аустените [26], и это усиливается с ростом отношения содержания хрома к углероду.
Таким образом, определенное сочетание легирующих элементов и уг лерода позволяет создавать стали с необходимой устойчивостью аустени та, обеспечивающей образование мартенситной структуры при низких скоростях охлаждения и, прежде всего, на воздухе.
Конкретный состав стали определяется также условиями ее эксплуа тации и технологическими требованиями, обусловленными методом уп рочнения, для получения заданного комплекса физико-механических свойств. В зависимости от этого можно определить основные принципы легирования:
1.Сумма легирующих элементов при содержании углерода менее 0,12 % должна обеспечить устойчивость аустенита в «нормальной» облас ти превращения (прокаливаемость) с учетом скорости охлаждения при за калке на воздухе конкретных заготовок и сварных конструкций и обеспе чить отсутствие бейнитного превращения.
2.Сталь должна содержать молибден, если ее сваривают в термоуп рочненном состоянии; молибден не нужен, если сталь не сваривают или после сварки проводят упрочняющую обработку.
3.В сталь, используемую в условиях низких температур (до -50 °С), необходимо вводить никель.
4.В состав стали, предназначенной для деталей, подвергаемых хими ко-термической обработке, необходимо вводить хром, ванадий, молибден, алюминий и другие элементы в определенном сочетании с углеродом с це лью обеспечения высокой твердости поверхности и прочности сердцеви ны. Последнее имеет особое значение при упрочнении азотированием при повышенных температурах для ускорения процесса.
5.Стали, предназначенные для отливок, должны содержать элементы, повышающие литейные характеристики (кремний, РЗМ и т.п.).
Низкоуглеродистые мартенситные стали, обладающие повышенной технологичностью, предназначены для точных термоупрочненных загото вок, проката, листа, штамповок, в том числе закаленных непосредственно после горячей обработки давлением без применения жидких охлаждающих сред; сложных сварных термоупрочненных конструкций; деталей, подвер гаемых химико-термической обработке (цементации и азотированию).
Таким образом, НМС должны обладать структурой реечного мартен сита, содержание углерода в твердом растворе не должно превышать 0,10- 0,12 %, чтобы обеспечить подвижность дислокаций и релаксацию напря жений, возникающих в ходе охлаждения и при эксплуатации. Температура
Мн должна быть выше « 380 °С, чтобы способствовать процессу отпуска