1. Классификация и принципы легирования

Мартенситно-стареющие стали можно разделить на стали общего и специального назначения (нержавеющие стали). Как правило, мартенситно-стареющие стали, являются вы­сокопрочными и характеризуются высоким значением па­раметра Ku при одновременно высоком значении предела текучести. Вязкость разрушения мартенситно-стареющих сталей Kic при одинаковом пределе те­кучести значительно превышает значение этого параметра для высокопрочных дисперсионно – твердеющих сталей (рис. 109).

Составы мартенситно-старею­щих сталей регламентируются обычно соответствующими техни­ческими условиями (ТУ). В табл. 20 приведены химические соста­вы и свойства некоторых мартен­ситно-стареющих сталей, приме­няемых в СССР.

1200

2000 2800

Рнс. 109. Зависимость вяз­кости разрушения К\с от предела текучести <г0,^ Ддя мартенситно-стареющих (/) и дисперсиоииотвердею – щих — 40Х5МСФ (2) сталей (Артингер)

Высокая стоимость. мартен­ситно-стареющих сталей при­вела к созданию целого ряда экономнолегированных ста­лей с повышенным содержанием углерода и понижен­ным содержанием легирующих элементов, в первую очередь никеля и особенно кобальта. В то же время име­ются высокопрочные (огв=2000—2500 МПа) и сверх­прочные (сгв=2500—3500 МПа) мартенситно-стареющие

Таблица 20. Состав и механические свойства (средние) мйртенситнО’

\

Содержание

Сталь

C

Nl

Co

Mo

Л18К9М5Т (ЭП637) "Н18К12М5Т2 (ЭП809) И16К4М5Т2Ю (ЗИ89) Н17К12М5Т (ЭП845) И18К14М5Т (ЭИ122) Х12Н8К5МЗТ (ЗИ90) Х12Н2К16М4 (ЭИ124) -08Х15Н5Д2Т** (ЭП410) Х11Н10М2Т (ЭП678)

<0,03 <0,03 <0,03 <0,01 <0,03 <0,03 <0,03 <0,08 <0,03

17,7—19,0 17,0—18,0 15,0—17,0 17,0—18,0 17,0—19,0 7,0—9,0 1,5-2,5 4,5—5,5 10,5—11,5

8,5—9,5 11,8—13,2 4,0—5,0 11,5—12,5 13,0—15,0 5,0—6,0 15,0—17,0

4,6—5,5 3,3—4,2 4,0—5,0 4,5-5,0 4,5-5,5 2,0-5,0 3,5—4,5

2,0—3,0

* Температура аустенитизацнн 880—1000 °С. ** В стали, содержится 1,5—

•стали, содержащие значительные количества кобальта и молибдена.

На рис. 110 на основании имеющихся данных приведе­на обобщенная классификация мартенситно-стареющих сталей по назначению с указанием систем легирования.

При легировании железоникелевого мартенсита суще­ственно изменяются температуры прямого — Mb ("у-кх) и – обратного — Au (a-vy) превращения (табл. 21).

Как правило, мартенситно-стареющие стали общего на – .значения содержат 8—20 % Ni. При добавлении к железу 4—8 % Ni происходит снижение температуры – у-их-превра- дцения, и после закалки образуется мартенсит замещения. Введение 8—12 % Ni с одновременным легированием Ti, Al, Mo и другими элементами приводит к развитию старе­ния благодаря уменьшению растворимости легирующих элементов в мартенсите; с повышением содержания никеля до 12—20 % увеличивается сопротивление хрупкому разру­шению благодаря высокой подвижности дислокаций и об­легченного поперечного скольжения в железоникелевой матрице.

Легирующие элементы по эффекту упрочняющего влия­ния располагаются в следующем порядке: Ti, Be, Al, W, Mo, Cu, при этом изменение прочностных свойств при увеличе­нии содержания легирующего элемента, как правило, немо­нотонно (рис. 111). При комплексном легировании адди­тивного упрочнения обычно не наблюдается: общая вели-

0,15 0,20 0,15-0,35

0,15 0,15-0,35 0,15 .

0,15—0,35

Ti

Al

0,5—0,8 1,5—1,9 1,5—1,9 1,3—1,9 1,1-1,6 0,8—1,2 0,1—0,3 0,1—0,2 0,8-1,2

Стареющих сталей

Основных элементов, %

Cr

Темпера­тура ста – рения, 0C*

°0,2

Ч>

Б

HRC

M

А

=5S Sf

МПа

%

500

2200

1950

_

8

55

0,35

_____

500

2450

2350

35

7

60

_____

480

2050

1980

40

7,5 8

55-

0,20

_____

500

2050

2000

45

54

0,30

_____

480

2400

35

9

57

11,5—12,5

480

1700

1600

55

10

48

0,50

11,5—12,5

600

1600

1550

55

12

46

14,0—15,0

450

1450

1350

500

11

43

0,80

9,5—10,5

500

1550

1480

50

8

46

0,50

2,5 % Cu.

Чина прироста прочности после старения, как правило, меньше, чем при раздельном легировании.

Положительно влияет комплексное легирование при со­вместных добавках молибдена и кобальта — в этом случае интенсивность упрочнения при старении существенно воз­растает. Такое влияние кобальта связывают с уменьшени­ем растворимости молибдена в а-железе (10 % Со умень­шает растворимость молибдена на 1,5 %), а также с проте­канием процесса " упорядочения в системе Fe—Со с образованием областей ближнего порядка. Кроме того, кобальт увеличивает теплостойкость матрицы. Поэтому присутствие кобальта в составе мартенситно-стареющих сталей желательно. Однако высокая стоимость кобальта

Таблица 21. Влияние легирующих элементов на температуру начала прямого у-^а – и обратного а->-у – превращений в^сплаве Fe+22 % Ni

Легирующий эле – мент [1 % (по массе)]

Изменение темпера­туры начала превра­щения, °С

Легирующий эле­мент [1 % (по массе)]

Изменение темпера­туры начала превра­щения, °С

МВ

AU

Со……………………

+17

+18

V……………………..

—33

+28

Mo…………………..

—22

+25

Si……………………..

—30

+14

Ti……………………

—39

+61

Cu. . . . .

—14

AL…………………..

0

+55

Cr…………………….

—55

—17

Nb…………………..

—55

+165

Ni…………………….

—22

—22

13—970

193

O^ O^

Is.

K K N

I I I

SvO чО 0s 0s O^ O4

^ ^ «о ^

Ilil

^ tO ^ CNs1

I

Too OoX

I

1

I

11 11

11 Si

Bj t X 3

2: +

«a vp I^On I <M ** I

K[17]

S ^ ч S & 5

. ^ 1Si

& S ^

1 §

I

I

41

S=

I

Ю

A

3

? $ S У ^

1 !

Ts

I

S §

F

5s

I

I

S & V/

O

O

O

S:

И

-Ss0

4?

Si!

I

^ I

Jo N-,

I

I

{

1 1

I =

?

< CD

V?

Ov

I

IT,

I

V/ CS1

I –

Z о X H

& ЧО ^ SO

E

I

1

II

•5s

? t

S § §

, I3

M

5 1

X O

O

SSS

Ca

I sn

A Q.

^5? Г

Привела к созданию особой группы мартенситно-стареющих сталей — экономнолегированных, не содержащих кобаль­та, а также имеющих в составе пониженное количество ни­келя и молибдена и повышенное содержание углерода.

Как уже говорилось, титан и алюминий относятся к наиболее эффективным упрочнителям мартенситно-старе­ющих сталей. Растворимость их в а-фазе мала, и в присут­ствии никеля при нагреве происходит выделение дисперс-

1600

1200

800

Ti^-

Al.

__________

Si.

Nb^/

I I

I

О 1 Z З Ч. 5 Легирующий элемент, ъ/ат.)

Рнс. 112. Схема упрочнения мартен­ситно-стареющих сталей

M1=WOSOO МОП

Г

10 20 30 Элемент,*/, T

Перкас, В. К.

Рнс. 111. Влнянне содержания легиру­ющих элементов на предел текучести O0,2 прн старении сплавов на основе

Fe—18% Ni (М. Д. Кардонскнй)

Ных фаз Ni3Ti, NiAl и т. п. Однако титан и алюминий рез­ко понижают пластичность, вязкость и сопротйвление хрупкому разрушению, поэтому суммарное количество Ti и Al обычно не превышает 1 %. Понижение пластичности мартенситно-стареющих сталей при увеличении содержа­ния титана связано с образованием при охлаждении в ин­тервале 1000—800 0C карбонитрида Ti (С, N) по границам аустенитных зерен.

В отличие от Ti и Al молибден не оказывает столь силь­ного охрупчивающего воздействия и поэтому он присутст­вует в составе практически всех мартенситно-стареющих сталей. При содержании свыше 3 % Mo старение приводит к образованию частиц фаз Ni3Mo, (Fe1Ni)2Mo, (Fe1Co)2Mo. Дисперсность, морфология и прочность частиц этих фаз, особенно последней, являются наиболее оптимальными с точки зрения обеспечения благоприятного комплекса меха­нических свойств.

13*

195

В табл. 22 указаны типичные фазы, выделяющиеся при старении в сталях разных систем легирования.

Таблица 22. Упрочииющие фазы в мартеиситио-старекмцих сталях

Марка стали

Режим термической обра­ботки

Упрочниющаи фаза

‘зак’ °с

* Of

‘стар* °

Н18К9М5Т

900

480—550

Fe2Mo, Ni3 (Mo, Ti)

Н13К15М10Т

1000

500—600

Fe2Mo, (Fe, Coj2Mo,

(Fe, CoJ7Moe

Х12Н8К5М2ТЮ

1000

650

Ni3Al, Ni3Ti (-T1)

Х12Н8К5М2ТЮ

1000

700

R-фаза типа (Fe,

500—700

Со)16Сг8Мо1о

Х10К13М5

1100

R-фаза

Х10К1ЗМ5

1100

700—800

Х-фаза (Fe, Со^Сг^Мо*

Х14К9Н6М5

1130

500—700

R-фаза

Xl 1Н10М2Т

1000

525—600

Ni3Ti

В экономнолегированных мартенситно-стареющих ста­лях с повышенным содержанием углерода (до 0,1 %) в ка­честве упрочняющей фазы могут присутствовать карбиды легирующих элементов. •

К. Цупакава и Н. Уэхара предложили обобщенные эм­пирические зависимости для определения влияния легиру­ющих элементов на механические свойства высокопрочных мартенситно-стареющих сталей типа Н18К8М5Т:

Сгв = 11 + 42,4 % Ni + 158,5 % Mo + 37,7 % Со +

+ 322,4% Ti, (38)

Б – 44,12 — 0,46% Ni — 2,42% Mo — 0,60% Со —

—5,20% Ti, (39)

Где Gb — временное сопротивление при растяжении, МПа; б — относительное удлинение, %.

Подобные зависимости позволяют качественно оценить влияние легирующих элементов на формирование комплек­са свойства стали.

Никелевый мартенсит с низким содержанием углерода имеет невысокую твердость и прочность (<гв=900— 1000 МПа), но высокую вязкость и пластичность (Кю^ >10 МПа-м-/*, г|)=75—80%, KCU=0,2—0,3 МДж/м2).

Суммарное упрочнение мартенситно-стареющих сталей складывается из упрочнения твердого раствора путем легирования, упрочнения при пластической деформации (если таковая реализуется) и старения (рис. 112).

Для твердых растворов замещения упрочнение определяется кон­центрацией растворенного элемента, а также различием атомных ра­диусов растворенного элемента и растворителя (I этап согласно схеме на рис. 112). Прирост прочности в результате мартенситного у-^к-пре – вращения (II этап) связан для пластинчатого мартенсита со сдвиговой пластической деформацией при бездиффузнонной перестройке решетки. Суммарный прирост предела текучести в случае примерно 30 %-ного ле­гирования составляет Дето,2^200 МПа и после мартенситного превра­щения Да0,2» 300—600 МПа.

Холодная пластическаи деформация может быть одним из факторов дополнительного повышения прочности мартенситно-стареющих сталей, если речь идет о таких изделиях, как проволока, лента, холодноката­ный лист (III этап). Интенсивность деформационного упрочнения мар­тенситно-стареющих сталей на Fe—Ni основе невелика, большее дефор. мациониое упрочнение имеют стали на Fe—Cr—Ni основе.

Бв, МПа 1900

1500

0,1 0,2

0,4 0,3 1П dojdx

Рис. 113. Влияние пластической деформации волочением в и старения на свойства мартеи – снтно-стареющей стали

Х12Н8К5М2БЮ (С. М. Битю – ков):

То

900

1 — без старения; прн 500 "С, 1 ч

2 — старение

Относительно небольшую склон­ность мартенситно-стареющих сталей к иаклепу связывают с высокой под­вижностью имеющихся и генериро­ванных при деформации дислокаций. Тем не менее, пластической дефор»

Бщё), МПа Z400

510мин12 510 50100ч

Рис. 114. Кинетика изменения меха­нических свойств стали Н18К8М5Т после старения при 500 °С (Детерт)

Мацией возможно получить прирост пределов текучести временного со­противления разрыву на 400—800 МПа.

Наиболее заметным является эффект упрочнения благодаря старе­нию легированного мартенсита замещения прн нагреве предварительно закаленного (или закаленного и деформированного) сплава на 400— 650 0C вследствие развития процессов распада пересыщенного твердого раствора н образования высокодисперсных равномерно распределенных частиц ннтерметаллидных фаз, когерентно связанных с матрицей. Под­черкнем, что в рассматриваемых сталях распад твердого раствора про­текает в матрице, имеющей высокую плотность дислокаций. Это облег­чает условия гетерогенного зарождения упрочняющих фаз, способствует распаду пересыщенного твердого раствора.

Применение после закалкн пластической деформации способствует повышению прочностных свойств мартенснтно-стареющнх сталей после старения, пластические свойства при этом снижаются незначительно. На рис. 113 показано влияние пластической деформации волочением иа изменение механических свойств мартенситно-стареющей стали на Fe—> CrNi основе в закаленном и состаренном (500 X, 1 ч) состоянии.

Процесс упрочнения мартенситно-стареющих сталей удовлетвори­тельно описывается моделью, согласно которой при малой длине сво­бодного пробега прохождение дислокации между частицами связано с образованием дислокационных петель вокруг частиц. Таким образом, высокая прочность мартенситно-стареющих сталей обусловлена не толь­ко дисперсностью и равномерным распределением частиц второй фазы, но и их собственной высокой прочностью.

Для мартенситно-стареющих сталей характерна стадийная кинети­ка процессов старения. В качестве примера рассмотрим изменение вре­менного сопротивления и пластичности стали Н18К8М5Т при 500 CC (рис. 114). На I стадии, когда наблюдается интенсивное упрочнение, происходит миграция атомов легирующих добавок с образованием ат­мосфер и одновременным расщеплением дислокаций. Процессы роста двумерных зародышей новой фазы в третьем измерении соответствуют переходу ко II стадии. Здесь происходит дальнейшее, но уже не столь интенсивное увеличение прочностных характеристик. Когда растущие частицы достигают некоторого критического размера, нарушается их когерентная связь с матрицей, начинается коагуляция, уменьшается плотность дислокаций. Все это приводит к разупрочнению (III ста­дии).

Важнейшим преимуществом мартенситно-стареющих сталей перед другими высокопрочными материалами явля­ется необычно высокое сопротивление хрупкому разруше­нию. Так, если значение параметра Kic Для улучшаемой конструкционной стали мартеиситного типа 40ХН2МА рав­но 16 МПа-M1/[18], то для стали Х18К9М5Т при том же уров­не предела текучести (32-4-40) МПа-м1/2. Весьма заметно преимущество мартенситно-стареющих сталей и по сопро­тивлению развитию трещины.

Следует отметить, что мартенситно-стареющие стали в состоянии высокой прочности по уровню ударной вязкости (KCU) мало отличаются от других высокопрочных конст­рукционных сталей. Однако температура порога хладно­ломкости существенно ниже (на 70—80 0C), а значение ударной вязкости образцов с трещиной намного выше, чем у углеродсодержащих высокопрочных сталей (KCT= = 0,25—0,30 вместо 0,06—0,08 МДж/м2).

Титану; «тепловая хрупкость» (выделение по границам зерна карбо – нитридных или интерметаллидных фаз), сравнительно высокие значения пределов текучести в закаленном состоянии.

Устранение этих недостатков может быть достигнуто рациональным легированием, пластической и термической обработкой.

Предварительная обработка мартенситно-стареющих сталей должна уменьшить ликвацию и выделение частиц второй фазы. Это достигается гомогенизацией при 1200—12600C (для сплавов, не содержащих меди).

Операцией термической обработки, обеспечивающей реализацию II этапа упрочнения .(см – рис. 126), является закалка. Качество закалки определяется наличием или отсутствием заметных ко­личеств остаточного аустенита; степенью пересыщения твердого раствора легиру­ющими элементами, отчего зависит эф­фективность последующего старения;

Рис. 115. Влияние температуры аустеиитиза – ции ta иа изменение предела упругости O0,03 закаленной от 800 (1), 900 (2), 1200 0C (3) и деформированной иа 60 % мартеиситио-старе – ющей стали Н16К4М5Т2Ю после старения в течение 1 ч (С. В. Грачев, Л. А. Мальцева)

Дисперсностью структуры, т. е. полнотой процессов фазовой и структур­ной перекристаллизации; наличием или отсутствием в закаленном мате­риале охрупчивающих фаз н б-феррнта.

6о, аз, Мпа

Первое условие реализуется легированием с учетом влияния эле­ментов на положение точки Мк. Кроме того, уменьшить количество остаточного аустенита можно дестабилизацией у-фазы путем пере- охлаждения стали от 1100—1200 0C и выдержке в интервале 650— 800 0C с последующим быстрым охлаждением. При выдержке в области 650—800 0C в аустените выделяются интерметаллидные фазы, что пря-

Рис. 116. Выделение карбонитридов в стали Н16К4М5Т2Ю при выдержке в аустеиитном состоянии, Х500. Нагрев 1200 0C1 охлаждение: 700 °С, вы­держка 3 ч

Водит к обеднению аустенита легирующими элементами и, соответст­венно, к повышению точки Mk-

В отношении второго условия существует установившаяся точка зрения, согласно которой повышение температуры н увеличение времени выдержки при закалке способствует равномерному распределению леги­рующих элементов, что увеличивает эффект упрочнения при старении. Для достижения максимального прироста прочности обычно рекомен­дуется температура закалки на 100—200 0C выше температуры A3.

Считается, что перекристаллизация (измельчение зерна аустенита) в мартенситно-стареющих сталях происходит вследствие рекристалли­зации фазоиаклепаииого аустенита. Измельчение зерна может происхо­дить путем зарождения новых зерен по механизму «на месте» (стали с Al, Со, Cu), или по механизму неоднородной миграции границ зерен (стали с Ti н Mo), причем температура структурной перекристаллизации чаще всего на 50—200 0C выше температуры As.

До недавнего времени отмечалась важная роль размера зерна аус­тенита, а, следовательно, температуры аустенитизации, иа формирование комплекса свойств мартенситно-стареющих сталей.

Влияние размера аустенитного зерна на пластичность и ударную вязкость состаренной стали проявляется с определенной величины исход­ного зерна. Это обусловлено изменением мест зарождения трещин — от зарождения иа частицах карбоиитридов я оксисульфидов к зарожде­нию на границах мартенситных пластин и аустенитных зерен. С пони­жением температуры аустенитизации повышаются прочностные свойства мартенситно-стареющей стали после старения, особенно если после за­калки следует холодная пластическая деформация (рис. 115).

Отметим, что вышеперечисленные условия выдвигаются для слу­чая, когда после закалки следует упрочняющая обработка — старение. Если закалку проводят в качестве смягчающей обработки перед после­дующей пластической деформацией, то эффективным оказывается при­менение закалки из двухфазной а+у-области с целью получения в структуре стабилизированного аустенита, повышающего пластичность и ударную вязкость стали.

Большое внимание уделяется методам борьбы с «тепловым» охруп – чиваннем, причина которого заключается в появлении по границам аусте­нитного зерна при выдержке в аустеиитиой области или замедленном охлаждении выделений карбоиитридов Ti (С, N) (рис. 116), Mo (С, N), иитерметаллидов Fe2Mo, сульфидов типа TiS2, нитридов AlN, у-фазы или других фаз в зависимости от состава стали и температурно-времен – ных параметров обработки. Основные пути устранения зериограничного теплового охрупчивания, особенно распространенного при производстве крупных изделий, — применение многократных закалок, с нагревом до высоких температур, ускоренного охлаждения.

Высокая хладостойкость позволяет применять мартен­ситно-стареющие стали для изготовления криогенных сис­тем, деталей авиационной техники (в том числе шасси), гидрокрыльев и т. п. Хорошее сопротивление хрупкому раз­рушению и весьма высокая прочность сварных конструкций в сочетании с коррозионной стойкостью позволяют исполь­зовать мартенситно-стареющие стали, особенно коррозион – ностойкие, для производства корпусов батискафов, хими­ческих сосудов, аппаратов и т. п.

Накоплено много данных о перспективности примене­ния мартенситно-стареющих сталей в качестве пружинного материала.

Мартенситно-стареющие стали обладают высокой раз­мерной стабильностью при термической обработке, т. е. практически не испытывают коробления. Поэтому из них можно изготавливать особо сложные и точные детали, (на­пример, элементы пресс-форм для литья).

Совершенствование мартенситно-стареющих сталей ве­дется в трех основных направлениях: оптимизацией леги­рования, применением перспективных схем термической и термомеханической обработки, использованием мартенсит­но-стареющих сталей совместно с другими материалами.

В последние годы разработаны сверхвысокопрочные стали, отличительной особенностью которых является ле – , гирование 15—20 % Со и 6—15 % Mo при 8—25 % Ni. Это позволяет получить изделия со значением временного со­противления около 3500 МПа.

Холодная пластическая деформация таких сталей в со­четании с последующим старением увеличивает значение Ob до 4000 МПа. Разумеется, такая высокая прочность со­четается с пониженными пластическими свойствами (ф=» = 3—20 %).

Повысить пластичность и вязкость мартенситно-старею­щих сталей разных систем легирования возможно путем качественной выплавки (использование двойных вакуумно – дуговых и вакуумно-индукционных переплавов и т. п.), Весьма полезным считается также микролегирование ред­коземельными металлами и кальцием, поскольку при этом несколько ослабляется эффект зернограничного охрупчива – ния.

Совершенствование термической обработки ведется в направлении использования ступенчатой и многократной закалок, а также двойного старения (например, по режи­му 560 °С, 1 ч+400 °С, 2 ч), цель которого добиться наибо­лее полного проявления упрочняющего эффекта старения.

В области применения термомеханической обработки перс­пективным представляется сочетание деформации стали в аустенитной области при температуре несколько выше точ­ки Ma с целью получения мартенсита деформации и последующего старения. При этом механические свойства весьма высоки, поскольку мартеисит, образующийся в де­формированном аустените, обладает повышенной дефектно­стью кристаллической решетки.

В последние годы мартенситно-стареющие стали нашли применение в композиционных материалах. В частности распространен композит алюминиевый сплав (матрица) — мартенситно-стареющая сталь (арматура).

Перспективно использование мартенситно-стареющих сталей в порошковой металлургии. Детали, изготовленные спеканием из Fe—Cr—Ni стали и карбида типа TiC, имеют твердость HRC 67, достаточную пластичность и вязкость и могут быть использованы, например, в условиях высоко­температурного контактного воздействия.