ВЫСОКОПРОЧНЫЕ СТАЛИ

К высокопрочным относятся стали, времен­ное сопротивление которых <гв> 1600 МПа. Стали с пределом текучести более 2000 МПа иногда назы­вают сверхвысокопрочными.

Прежде всего высокопрочные стали применяют в изде­лиях, для которых важно уменьшение массы при сохране­нии высокой прочности. Это могут быть высокопрочные болты и крепежные изделия, некоторые виды тросов и пря­дей, высокоскоростные роторы, валы и многие другие дета­ли машин и механизмов. Высокопрочные стали используют в космической, ракетной, авиационной технике, а также в ряде отраслей приборостроения.

Получение сталей высокой прочности неизбежно ведет к понижению характеристик пластичности и, прежде всего, сопротивления хрупкому разрушению. Поэтому надежность стали в конструкции (изделии) может быть охарактеризо­вана конструктивной прочностью — комплексом механиче­ских свойств, находящихся в корреляции с эксплуатаци­онными условиями работы изделий. Для большинства кон­струкционных высокопрочных сталей такими параметрами конструктивной прочности являются: предел текучести (а0,г) и параметр вязкости разрушения (трещиноустойчи – вости)— Klc

Конструктивную прочность конструкционных сталей можно оценить по диаграмме конструктивной прочности,

/

Построенной в координатах предел текучести O0,2— вяз­кость разрушения К\с~ На рис. 128 представлена обобщен­ная диаграмма конструктивной прочности конструкцион­ных сталей различных классов и способов упрочнения. На диаграмме указаны области средне – и высокоуглеродистых легированных сталей. Штриховой линией отмечено значе­ние O0,2= 1400 МПа, являющееся нижней границей для вы­сокопрочных сталей. На диаграмме также указаны прибли­зительные области различ­ных механизмов распрост­ранения трещины при испы­таниях на Kic построенные на основании фрактографи – ческих исследований.

Высокопрочные стали при необходимой прочности

Рис. 128. Обобщенная диаграмма кон­структивной прочности конструкцион­ных сталей (О. И. Романив, А. Н. Ткач). MAC — метастабильиые аусте­нитные стали; НУС — низкоуглеродн – стые стали; СУС и ВУС — средне – и высоколегированные стали; MCC — мартеиситиостареющне стали; СМЗ — стали со сверхмелкнм зерном; TMO — стали после термомехаиической обра­ботки; ПП — эвтектоидиые стали со структурой пластинчатого перлита. Характер разрушения: I — область вязкого разрушения; II — транскри- сталлнтный скол; III — интеркристал – литный скол; IV — квазискол

Должны иметь достаточные пластичность, сопротивление динамическим нагрузкам, ударную вязкость, усталостную прочность, а для ряда изделий и хорошую свариваемость.

В высокопрочном состоянии изделия весьма чувстви­тельны к различным концентраторам напряжений как внешним (выточки, острые переходы, отверстия с малым радиусом и т. д.), так и внутренним (неметаллические включения), поэтому большое значение имеет чистота ста­ли по неметаллическим включениям.

500 1000 1500 2000 2500

6о,02,МПа

При выплавке высокопрочных сталей применяют чистые шихтовые материалы, специальные методы выплавки, по­вышающие чистоту стали по неметаллическим включени­ям, газам и вредным примесям, такие как электрошлако­вый переплав, вакуумные способы плавки и др., которые повышают пластичность стали, но при этом и удорожают сталь.

Как правило, получение высокопрочного состояния свя­зано с получением метастабильной структуры с высоким уровнем микроискажений, высокой плотностью дефектов кристаллического строения и, следовательно, повышенной склонностью к протеканию диффузионных процессов. Это необходимо учитывать при осуществлении технологических операций на изделиях из высокопрочных сталей, при кото­рых возможно насыщение детали водородом (например, электролитическое травление) и появление водородной хрупкости.

При временном сопротивлении более 1600 МПа появля­ется склонность к замедленному разрушению образцов с трещиной. Повышение содержания углерода резкр увели­чивает склонность высокопрочных сталей к замедленному разрушению при контакте с водой. Причина этого явления до конца не ясна. Предполагается, что это связано с разви­тием коррозии под напряжением, эффектом Ребиндера и водородной хрупкостью. Высокопрочные стали склонны к хрупкости при контакте с расплавленными легкоплавкими металлами.

Существуют разные способы получения высокопрочных сталей: закалка на мартенсит с низким отпуском (300— 350°С) и вторичное твердение в интервале температур 500—650 °С, а также ряд специальных технологических процессов, к которым можно отнести термомеханическую обработку, волочение сталей со структурой тонкопластин­чатой феррито-карбидной смеси, получение сталей со струк­турой сверхмелкого зерна и некоторые другие. К высоко­прочным сталям относятся пружинные, а также большин­ство мартенситно-стареющих сталей (см. главы XVII и XVIII). Важное значение имеет группа высокопрочных ста­лей со структурой метастабильного аустенита (см. гл. XX).

1. Легированные низкоотпущенные стали

/

Большинство легированных конструкционных сталей после закалки и низкого отпуска могут иметь высокие значения временного сопротивления (сгв>1700 МПа) и предела те­кучести (сг0,2>1500 МПа) при достаточно высоких значе­ниях пластичности (относительное удлинение и сужение). Однако конструктивная прочность низкоотпущенных леги­рованных сталей обычно понижена из-за повышенной чув­ствительности к надрезам вследствие низкого сопротивле­ния хрупкому разрушению. При выборе рационального легирования и режимов отпуска низкоотпущенной стали не­обходимо учитывать развитие в интервале 200—300 0C яв­ления необратимой отпускной хрупкости (отпускная хруп­кость I рода), сопровождающегося значительным падением ударной вязкости (см. гл. IX, п. 6). В связи с этим отпуск высокопрочной стали проводят при температурах ниже про­вала ударной вязкости (если при этом общая пластичность стали не слишком низка), или чаще при температурах вы­ше провала ударной вязкости, т. е. выше 300 °С. Роль леги­рования при этом заключается в повышении устойчивости мартенсита к отпуску (необходимо получить высокие проч­ностные свойства при возможно более высоких температу­рах отпуска), обеспечении необходимой прокаливаемости, повышении сопротивления хрупкому разрушению.

Углерод является элементом, наиболее сильно упрочня­ющим мартенсит. Однако он сильно понижает хрупкую прочность стали, поэтому содержание углерода в высоко­прочной стали, обрабатываемой путем закалки на мартен­сит и последующего низкого отпуска, должно быть невысо­ким. Обычно содержание углерода в высокопрочной низко – отпущенной стали не превышает 0,3—0,4 %.

При легировании высокопрочной стали рекомендуется не слишком снижать температуру Мн, так как при пониже­нии точки Mn растут закалочные напряжения и увеличива­ется количество остаточного аустенита. Таким образом, ле­гирование высокопрочной низкоотпущенной стали должно быть достаточным, но не чрезмерным.

Одним из принципов легирования высокопрочных ста­лей является требование минимального отношения замед­ления отпуска к понижению температуры Мя, приходяще­еся на I % легирующего элемента (табл. 25).

Высокопрочные стали легируют хромом, молибденом, вольфрамом и ванадием, а также кремнием.

При легировании высокопрочных сталей карбидообразу – ющими элементами при прочих равных условиях рекомен­дуется использовать легирующие элементы, карбиды кото­рых более легко растворяются при нагреве под закалку, так как остаточные нерастворившиеся карбиды значитель­но снижают хрупкую прочность низкоотпущенной стали, а излишне высокие температуры аустенитиза’ции нежела­тельны, поскольку укрупнение действительного аустенитно – го зерна понижает ударную вязкость. Полезным является легирование высокопрочной стали никелем (иногда в соче­тании с кобальтом), так как никель повышает вязкость стали. В последнее время разработаны высокопрочные ста­ли, в которых высокий комплекс свойств достигается бла-

Таблица 25. Влияние легирующих элементов иа замедление отпуска И температуру MH (по данным Ф. Б. Пикериига)

Элемент

Замедление отпуска на 1 % (по массе) ле­гирующего элемента

Понижение Afe, °С/% (по массе)

Отношение замедле­ния при отпуске к понижению Mh

С

—40*

474

—12

Mn

8

33

0,24

Si

20

11

1,8

Cr

0

17

0

Ni

8

17

0,48

W

10

11

0,9

Mo

17

21

0,8

V

30

Нет сведений

">1

Со

8

Некоторое повы­

>8

Шение

* Ускоряет отпуск.

Годаря получению дисперсных нитридных фаз. Эти стали легируют азотом (0,02—0,04 %) и нитридообразующими элементами. Нитриды ванадия VN и алюминия — AlN обеспечивают получение при нагреве под закалку мелко-

Таблица 26. Состав и механические свойства высокопрочных Потак и К. Кевери, Дж. Ливерленд)

Среднее содержание основных элементов, %

Si

Mn

Cr

Mo

Ni

Марка стали

30ХГСН2А 40ХГСНЗВА 35ХГСА 35Х2АФ

4330

4340

Хай-Таф

Супер-Хай-Таф

CSV4

WA248

Еп26

Rex539

0,3 0,4 0,35 0,35

0,30 0,40 0,25 0,40 0,38 0,45 0,40 0,35 0,38

1,05 0,65 1,25 0,3

0,30 0,30 1,50 2,30 1,50 1,00 0,20 1,55 0,33

1,15 0,7 0,95 0,4

0,90 0,70 1,30 1,30

0,30 0,60 1,57 0,63

СССР

США

ФРГ Англия

1.6 2,75

1,0 1,0 1,25 2,3

0,85 0,80 0,30 1,40 1,50 1,00 0,65 0,11 3,13

0,12 0,08

1,83 1,85 1,80

0,43 0,25 0,40 0,35

0,20 0,10 0,20

0^21 0,24

2,50 1,80 0,19

0,55 0,34 0,87

Еп40с

Зернистои стали, а растворенный в аустените азот значи­тельно увеличивает прокаливаемость стали. Такие стали как 35Х2АФ, 40Х2АФЕ обеспечивают после закалки и низ­кого отпуска высокий комплекс свойств в сечениях до 50 мм.

В табл. 26 приведены составы и свойства некоторых вы­сокопрочных низкоотпущенных сталей, применяемых в ря­де стран.

Вязкость разрушения высокопрочных низкоотпущенных сталей с мартенситной структурой, в основном, определяет­ся прочностью границ действительного аустенитного зерна, в то время как характеристики прочности в большей степе­ни связаны с размерами мартенситных пакетов, строением мартенсита, наличием других фаз (остаточного аустенита, феррита).

На рис. 129 приведена зависимость вязкости разруше­ния Kic и ударной вязкости KCU от размера аустенитного зерна. С увеличением размера зерна ударная вязкость вы­сокопрочных сталей со структурой отпущенного мартенси­та падает, однако, вязкость разрушения изменяется по кри­вой с минимумом при диаметре зерна 10—15 мкм. Поэтому наиболее рациональный путь повышения конструктивной прочности — это получение сталей со сверхмелким зер­ном— менее 10 мкм (см. п. 5 этой главы). Для повышения

(О. Н. Романив, А. Н. Ткач) также повышение темпера­туры аустенитизации, что существенно повышает вяз­кость разрушения, за счет растворения сегрегаций при­месных атомов по границам аустенитного зерна. Однако надо иметь в виду, что удар­ная вязкость при этом бу­дет понижаться.

Для высокопрочной низ­коотпущенной стали мар­тенситного класса исключи­тельно большое значение имеет чистота стали по не­металлическим включениям, газам и вредным примесям (сера, фосфор, легкие ме­таллы и др.). Повыше-

Величины Kic предлагается

Низкоотпущенных сталей (Я. М.

‘отп> °С

FfOl2

Аъ

Б

Л

UCf

KS

МПа

%

250

1600

1850

13

50

0,6

250

1700

2000

11

45

0,4

230

1500

1700

12

48

0,4

250

1600

1800

10

45

0,4

245

1460

1790

10

._

___

230

1640

1980

10

35

290

1400

1650

14

50

290

1680

2050

10

400

1720

370

1890

200

1610

1860

13

350

1510

1810

10

450

1430

1720

8,5

Ние чистоты стали по неметаллическим включениям повы­шает усталостную прочность и пластичность стали.

Ниже по данным Я – Е. Гольдштейна показано измене­ние усталостной прочности, МПа, закаленной стали 40ХНМА различных способов выплавки после низкого при 200 0C отпуска (высокопрочное состояние) и после высоко­го при 600 0C отпуска (улучшение):

Ow, МПа, после отпуска при

200 0C . . . . . 540—580 680—800 <Ia, после отпуска

При 600 "С. . . 520—540 580—600

700—800 700—800 620—640 500—650

5 10 50 WOd5, мк м

То 1700 2000 6д, МПа

Рис. 130. Влияние содержания серы на вязкость разрушения Klc (в условиях плоской де­формации) стали 40ХНМ после закалки и отпуска иа различ­ные уровни прочности (Пелисье) S, %: / — 0,008; 2 — 0,016; 3 — 0,025; 4 — 0,049

Температура атпуска°С Чзг 427316 т 1 г

Рис. 129. Влияние размера зерна аустени­та на вязкость разрушения Kxc и ударную вязкость KCV стали со структурой мар­тенсита (О. Н. Ромаиив, А. Н. Ткач)

Применение способов выплавки, снижающих количе­ство сульфидов (ЭШП) или содержания газов — азота, водорода и оксидов (ВДП, ВИП) повышает усталостную прочность низкоотпущенной стали 40ХНМА значительно в большей степени, чем, например, в высокоотпущенном со­стоянии.

Содержание вредных примесей серы и фосфора в вы­сокопрочной низкоотпущенной стали должно быть мини­мальным. Особенно вредно влияние фосфора, интенсивно

Электросталь ЭШП

Вдп ВИП

Понижающего хрупкую прочность стали. Сера существен­но понижает характеристику вязкости разрушения Кю (рис. 130). Кроме того сера и фосфор (а также углерод) ухудшают свариваемость стали.

Высокие прочностные свойства в сочетании с достаточ­ной пластичностью и вязкостью могут быть достигнуты и после обработки легированных сталей на нижний бейнит. Легирование таких сталей в общем не слишком отличает­ся от легирования сталей, обрабатываемых на структуру низкоотпущенного мартенсита. Содержание углерода в таких сталях обычно составляет 0,3—0,4 % (реже до 0,5%). Весьма полезным является легирование кремнием (до 2,0% и более). Используются композиции Cr—Si; Cr— Si—V; Cr—Si—Mn—V; Cr—Si—Ni—Mo—V и др.

Так, на стали 40ХГСНЗВА после изотермической за­калки от 900 0C – в ванну 2500C достигается ств>1850 МПа, 6S>12 %, !»43 %, KCU>0,22 МДж/м2.

После изотермической закалки на нижний бейнит по­лезным является проведение отпуска приблизительно при тех же температурах, что и при обработке на нижний бей­нит.

К недостаткам низкоотпущенных высокопрочных ста­лей относится большая чувствительность к действию раз­личных сред: водородная хрупкость, возникающая при травлении и гальванических покрытиях, хрупкость при контакте с водой, металлическими расплавами и т. д.

Низкоотпущенные высокопрочные стали весьма склон­ны к анизотропии свойств. Кроме того, после низкотемпе­ратурного упрочняющего отпуска прочностные свойства та­ких сталей могут резко падать, если температура изделий окажется выше температуры отпуска. <-

Низкоотпущенные стали применяют для высокопроч­ных болтов, баллонов высокого давления, в авиастроении для тяжелонагруженных деталей шасси самолетов. Име­ются зарубежные сообщения о применении таких сталей для корпусов ракетных двигателей.

2. Дисперсионно-твердеющие стали

225

Для изготовления высокопрочных изделий с высокой ус­тойчивостью к повышенным температурам эксплуатации используют стали со вторичным твердением. Эффект вто­ричного твердения при отпуске закаленных на мартенсит сталей основан на выделении специальных карбидов в ин­тервале температур 550—650 0C (см. гл. IX, п. 5). При

15—970 этом повышаются прочностные характеристики стали и падает пластичность и вязкость. Возрастание прочности и твердости сталей при вторичном твердении происходит при определенной объемной доле выделяющихся карбидов.

Содержание углерода в дисперсионно-твердеющих ста­лях также, как и в низкоотпущенных сталях не должно превышать 0,3—0,4 %. Более высокие содержания углеро-

Рис. 131. Влияние хрома (а), молибдена (б) в ванадия (в) иа изменение твердо­сти при отпуске закаленной стали с 0,3 % С (Д. Мурей):

1 — без хрома; 2 — 2,0 % Cr; 3 — 4,0 % Cr; 4 — 6,0 % Cr; 5 — в,0 % Cr; 6 — 10,0 % Cr; 7 — 0.47% Mo; 8 — 0,96% Mo; 9 — 2,92% Mo; 10 — 4,60% Mo; 0,09% V; 12 — 0,49 % V; 13 — 0,90 % V; 14 — 1,99 % V

Да значительно понижают пластичность высокопрочной стали.

Развитие вторичного твердения высокопрочных сталей наблюдается при разных содержаниях легирующих эле­ментов. На рис. 131 показано влияние хрома, молибдена и ванадия на изменение твердости закаленной стали при отпуске в интервале развития вторичного твердения. При 4 и особенно 6,% Cr наблюдается замедление падения твердости при отпуске, а при содержании выше 6 % Cr— повышение твердости (вторичное твердение). Легирование молибденом и ванадием существенно повышает сопротив­ление отпуску, а при добавках молибдена >1,0 % и вана­дия >0,5 % наблюдается эффект вторичного твердения. Однако чрезмерное легирование молибденом (свыше 3,0%) оказывается нерациональным, так как не дает заметного повышения свойств стали. При комплексном легировании высокопрочной стали хромом, молибденом и ванадием, су­щественный пик вторичной твердости достигается пример­но при содержании в стали 5 % Cr; 1—2% Mo и 0,5 % V. В этом случае эффект упрочнения обусловлен выделением дисперсных карбидов Me7C3, Мег3С6 (на базе хрома),

Me2C (молибдена) и MeC (ванадия). Наибольшая роль в упрочнении принадлежит карбидам Mo2C и VC.

Сравнительная роль легирующих элементов в высоко­прочных легированных хромом, молибденом и ванадием сталях состоит (Ф. Б. Пикеринг): в повышении склонно­сти к образованию карбидов (Cr<Mo<V); увеличении устойчивости против роста и перестаривания карбидов (Cr7C3 < Mo2C < VC); повышении температуры максимума вторичного твердения Cr7C3 (500 °С), Mo2C (550 °С), VC (600 °С); замедлении процессов перестройки и аннигиляции дислокаций в мартенсите при отпуске (Cr<Mo<V).

К этому следует добавить, что хром и молибден, пере­веденные в аустенит при нагреве под закалку, обеспечива­ют высокую прокаливаемость стали, а частично нераство­римые при нагреве карбиды ванадия сдерживают рост зерна и обеспечивают получение мелкозернистой стали.

Отметим, что карбид молибдена Mo2C сравнительно легко растворяется в аустените в больших количествах при относительно невысоких температурах (около 950— 1000°С), что делает удобным проведение аустенитизации, а содержание ванадия более 0,5 % нежелательно, так как при этом образуется чрезмерное количество карбида ва­надия, что приводит к снижению пластичности и вязкости стали.

Полезным является легирование высокопрочной стали со вторичным твердением кремнием. Кремний повышает интенсивность вторичного твердения, однако он одновре­менно ускоряет перестаривание и поэтому содержание кремния ограничивается 0,7—1,0%. Небольшие добавки ниобия "(0,1—0,2 %) способствуют получению мелкозерни­стой стали.

При 5 % Cr и 1—2 % Mo сталь прокаливается насквозь в весьма больших сечениях (до 200—300 мм). В тех слу­чаях, когда изделия имеют небольшое сечение целесооб­разно снижать содержание хрома до 3 %.

15*

227

В настоящее время разработано большое количество высокопрочных дисперсионно-твердеющих сталей (табл. 27). Все эти стали являются модификацией штамповых сталей для горячего деформирования (см. гл. XXXI). Та­кие стали обычно подвергают закалке от температур 1000—1050 °С, что обеспечивает перевод части карбидной фазы в твердый раствор. Однако зерно аустенита при этом остается мелким, так как около половины карбидов вана­дия и почти целиком карбиды ниобия остаются нераство­римыми и являются барьерами при миграции границ зе­рен. Отпуск дисперсионно-твердеющих высокопрочных сталей обычно проводят при температурах несколько вы­ше максимума прироста прочностных свойств, а именно,

Б в, MPa

1300 P

Рис. 132. Влияние температуры отпуска (1 ч) на механические свойства стали с 0,4 % С; 5,0 % Cr; 2,0 % Mo; 0,5 % V (Ф. Б. Пикеринг)

400 500 600 700 Температура, "С

900

500

450 500 550

600 650 Tucn, 0O

Рис. 133. Влияние температуры испытания на временное сопротивление при раз­рыве ав сталей 40Х5М2СФ (/), 40Х5М2СФБ (2) и 40Х5МСФБ (J) после закалки и отпуска при 600 0C (В. В. Лапии)

Таблица 27. Состав и механические свойства (средние) высокопр щих сталей (В. В. Лапин, П. Кевери, Дж. В. Л и вер ленд)

Содержание элементов (среднее), %

Марка стали

СО

S

Ss

T* , Отп’

S

Ш

С

Sl

Cr

Mo

V

S <и о 2

0C

H

А

?Ǥ

С СП

40Х5М2СФ

СССР

0,40

0,9

5,00

1,3

0,6

600

40Х5М2СФЕ

0,40

0,9

5,00

1,3

0,45

0,12 Nb

600

40Х5ФСБ

0,40

0,9

5,00

0,5

0,45

0,12 Nb

600

Hll

США

0,40

1,0

5,00

1,40

0,50

____

Н13

0,40

1,00

5,00

1,30

1,00

565

Xpo-May

0,35

1,00

5,00

1,40

0,30

1,4 W

540

Пирлесс 56

0,40

1,00

3,25

2,55

0,35

, —

540

МСЮ510

ФРГ

0,40

1,00

5,00

1,50

0,60

540

HST120

Англия

0,30

0,20

3,00

2,00

0,45

HST140

0,40

0,20

5,00

2,00

0,45

600

Хекла 174

0,36

1,35

5,30

1,30

1,00

500

Н50

0,40

0,63

5,00

1,30

0,80

560

Хромоди

0,35

1,00

5,00

1,50

1,00

540

* Закалку стали проводили от температур 1000—1050 °С.

„мпа

Рис. 134. высокопрочных сталей (Д. Мурей)

Очных дисперсионно-твердею-

FfO,2

Ав

Б

+

3.

UCT KS

МПа

%

1720

12,0

40

0,37

1930

12,0

49

0,37

1630

13,4

41

0,45

1670

2020

9

34

___

1470

1810

5

___

1580

__

___

1720

2100

8

1920

——

1890

7

__

_

1780

2250

7

__

___

2130

4

__

___

1400

1980

10

___

—–

1890

——

Особенностью дисперси­онно-твердеющих высоко­прочных сталей является в ряде случаев отсутствие чет­ко выраженной температур­ной границы хрупко-вязкого перехода. Резко выражен­ный порог хладноломкости наблюдается только после отпуска при 650°С.

При 600—650 0C в области некоторого перестаривания, что повышает пластичность и вязкость, так как при макси­мальном развитии вторичного твердения наиболее интен­сивно падает ударная вязкость стали (рис. 132).

Одним из важных достоинств дисперсионно-твердеющих сталей является сохранение высокой устойчивости против

Отпуска и, следовательно, высокие механические свой­ства при повышенных тем­пературах эксплуатации (рис. 133). Дисперсионно – твердеющие высокопрочные стали могут быть использо­ваны для работы при темпе­ратурах на 100—150 0C ни­же температуры отпуска, 630 1260 1890 2520 т. е. до 500—550X (при не бд, МПа слишком длительных выдер-

Характеристика усталости ЖКЭХ ГфИ ЭКСГГЛуаТЭЦИи).

Если для конструкцион­ных сталей с временным со­противлением до 1000— 1250 МПа обычно наблюда­ется приблизительно линей­ная зависимость между ог­раниченным пределом уста­лости и временным сопро­тивлением и соотношение между ними равно -~50%> то для высокопрочных ста­лей с временным сопротив­лением более 1300— 1500 МПа прирост предела усталости с ростом времен­ного сопротивления непре-

Рывно уменьшается (рис. 134) и при ств> 1800—1900 МПа предел усталости сгу может вообще не изменяться.

Для высокопрочных дисперсионно-твердеющих сталей характерна также высокая чувствительность к надрезам и неметаллическим включениям. Применение более чис­тых шихтовых материалов и качественных методов вы­плавки (вакуумная плавка) позволяют существенно повы­сить пластичность высокопрочных сталей и, следователь­но, надежность изделий.

3. Термомехаиическая обработка

Одним из путей получения высокопрочных сталей являет­ся термомеханическая обработка. При этом пластической деформации может подвергаться как стабильный аустенит при температурах выше A3 (высокотемператур­ная термомеханическая обработка—ВТМО), так и метастабильный аустенит при температурах ниже Ai (низкотемпературная термомеханичес­кая обработка — НТМО). Операция низкотемпера­турной термомеханической обработки в зарубежной лите­ратуре носит название аусформинга.

Легирование высокопрочных сталей, обрабатываемых путем НТМО, должно обеспечить область температур до­статочной устойчивости переохлажденного аустенита для проведения деформации аустенита без начала его распа­да на феррито-карбидную смесь. Кроме того, легирование стали должно также обеспечить достаточную прокаливае­мость изделий в разных сечениях. Область высокой устой­чивости метастабильного аустенита должна быть доста­точно широкой и по температуре, так как деформация всегда осуществляется в некотором интервале температур (обычно 550—650 0C). Для получения высокой прочности степень деформации при НТМО должна составлять 60— 75%. Температуры деформации ниже 500 0C практичес­ки невозможны из-за больших усилий деформации.

На рис. 135 показано влияние температуры и степени деформации на механические свойства стали. Прирост прочностных свойств тем больше, чем выше степень де­формации и ниже ее температура. Установлена линейная зависимость прироста прочности при НТМО в зависимости от степени деформации — примерно 6 МПа на 1 % дефор­мации. Пластичность стали достигает наиболее. высоких значений лишь при температуре деформации выше 500— 550 °С.

Углерод в стали, подвергнутый НТМО, повышает вре­менное сопротивление и предел текучести и понижает пластичность (рис. 136). После степени деформации ~90 % в стали с 3,0% Cr прирост временного сопротив­ления и предела текучести при HTMO составляет около 550 МПа и приблизительно постоянен во всем интервале концентрации углерода. Вместе с тем, имеются данные

Бд, МПа г,

75 и 95

425 540 650 760 400 500 600 700

Температура деформации (прокатки), "С

Рис. 135. Изменение прочности и пластичности стали HII при HTMO в зависимости от степени деформации (указана у кривых в %)

(Ф. Б. Пикеринг), что в сталях с более высоким содержа­нием углерода прирост предела текучести несколько боль­ше, чем в сталях с меньшим его содержанием: Доо,2=22 % для стали с 0,3—0,4 % С и 26—27 % для стали с 0,5— 0,6 % С. При еще более высоких содержаниях углерода может быть достигнуто ов ~ 3000 МПа. Однако пластич­ность и вязкость при этом падают. Такую сталь можно применять для изделий, не испытывающих динамических нагрузок и не имеющих надрезов (прутки, проволока).

Причиной упрочнения стали при HTMO является из­мельчение мартенситных пластин, выделение дисперсных карбидов из аустенита при деформации, которые закреп­ляют дислокации, высокая плотность дислокаций в мар­тенсите, унаследованная из деформированного аустенита и др.

Как правило, легированный аустенит при температурах деформирования 550—650 0C обладает большой устойчи­востью, в нем не происходит рекристаллизации, а возврат, если и развивается, то в очень малой степени.

Низкотемпературной термомеханической обработке можно подвергать практически все легированные конст­рукционные стали с достаточной степенью устойчивости переохлажденного аустенита. Благоприятно легирование стали кремнием, а также молибденом, которые повышают устойчивость аустенита к возврату после деформации, кроме того кремний способствует сохранению прочностных свойств при отпуске. Легирование никелем повышает ударную вязкость стали после НТМО. Содержание углеро­да в стали, обработанной путем НТМО, может быть понижено (если при этом обеспечивается необходи­мый уровень прочности) для повышения пластич­ности и вязкости. Стали, обработанные НТМО, об­ладают большей устойчи­востью при отпуске по сравнению с обычно зака­ленными сталями.

Для сталей, подвер­гнутых НТМО, характер­на повышенная усталост­ная стойкость. Есть дан­ные о повышении предела усталости стали после НТМО до 20%.

Основным недостатком сталей, упрочненных НТМО, являются пониженные значения вязкости разрушения, большая чувствительность к концентраторам напряжений. Имеются и значительные трудности осуществления НТМО технологического порядка: большие усилия деформации, интенсивный износ оборудования и др., поэтому широкого применения этот метод производства высокопрочных ста­лей не получил.

Значительно более высоких значений конструктивной прочности (высокие значения прочностных свойств и вяз­кости разрушения) можно достичь при высокотемператур­ной термомеханической обработке (BTMO). По различ­ным данным, в случае оптимального режима BTMO в ста­лях повышается ударная вязкость, понижается порог хлад­ноломкости, растет сопротивление усталостному разруше­нию, понижается чувствительность к концентраторам напряжений, растут характеристики вязкости разрушения.

. 3150 \ 2800

• 1

О 1

I ‘

\ 2450

¦ё

S 2700 1750

0,50 С,°/о

Рис. 136. Влияние содержания углерода иа изменение механических свойств хро­мистой стали (3,0 % Cr) после HTMO (/) и обычной термической обработки — за­калка и отпуск (2) (В. Закэй, У. Джа – стассон)

Комплекс механических свойств, получаемый при ВТМО, зависит от соотношения процессов упрочнения и разупрочнения при горячей деформации стали и последе – формационной выдержки. Кривые деформационного упроч­нения при BTMO представлены на рис. 137. На стадиях I и II кривой превалирующим процессом является упрочне­ние (горячий наклеп), хотя при этом протекают и разуп – рочняющие процессы: динамический возврат (динамичес­кая полигонизация) и динамическая рекристаллизация на стадии III происходит разупрочнение. По дан­ным М. Л. Бернштейна высокий комплекс механических свойств при BTMO получается при развитии в процессе горячей деформации дина­мической полигонизации (динамиче­ского возврата) с формированием наиболее развитой субструктуры в аустените, а затем в мартенсите. Отметим, что при развитии динами­ческой рекристаллизации значитель­ного разупрочнения стали не проис­ходит, так как вследствие продол­жения пластической деформации рекристаллизованные зерна снова упрочняются. Прочностные свойства стали при BTMO растут с увеличением степени деформа­ции и понижением температуры деформирования.

Последеформационные выдержки при BTMO снижа­ют прочностные свойства стали (ств и о0,ч), при этом ста­тическая пластичность меняется в меньшей степени, Чем вязкость разрушения. Для кремнистых сталей 40С2Х и 60С2Х наиболее высокие значения прочностных свойств и вязкости разрушения достигаются при закалке сразу после деформации, или при относительно небольшой вы­держке после деформации. В случае применения больших степеней деформации при BTMO параметр Kic обнаружи­вает большую зависимость от послецеформационной вы­держки. Однако обычно даже после значительных после – деформационных выдержек (600 с) кремнистые стали, обработанные ВТМО, сохраняют более высокий комплекс механических свойств, чем после обычной термической об­работки (закалка и отпуск).

Рис. 137. Кривые деформа­ционного упрочнения {t2>ti) при горячей пластической деформации (М. Л. Бери- штейн)

Как показано в работах М. Л. Бернштейна с сотруд­никами, структурное состояние, созданное при ВТМО, обладает значительной стабильностью и может сохра­няться при повторной термической обработке (закалке и отпуске), при этом сохраняется высокий комплекс меха­нических свойств стали (эффект наследственности).

Легирование высокопрочных сталей, упрочняемых пу­тем ВТМО, а также выбор. рациональных режимов их об­работки, определяются влиянием легирующих элементов на кинетику упрочнения и разупрочнения стали при горя­чей пластической деформации и формированием опти­мальной структуры при ВТМО. Структур­ные изменения при ВТМО в значительной степени зависят и от режима аустенитиза­ции. Большинство легирующих элементов, растворяясь в аустените, понижает энергию дефектов упаковки, тем самым способствуя упрочнению при горячей деформации. Ана­логичным образом влияет и углерод. Одна­ко углерод одновременно увеличивает и ско­рость разупрочнения вследствие ускорения диффузии углерода в у-железе и понижения энергии активации самодиффузии железа с увеличением концентрации углерода.

Апп QSfl Ittnn IffjnPtlc – 138. Влия[Йк температуры деформирования на предел WU JJU /иии /иии усталости a_iCT^, 55ХГР (M. Л. Бериштейн):

1 — ВТМО, деформация 50%, отпуск при 250 0C; 2 — обыч­ная термическая обработка

Значительно снижают скорость разупрочнения при го­рячей деформации и последеформационной выдержке кар – бидообразующие элементы: хром, молибден, вольфрам, ванадий и ниобий, что обусловлено замедлением диффузи­онных процессов. Микролегирование стали редкоземель­ными элементами, а также цирконием и бором, повышает устойчивость созданной при ВТМО субструктуры вслед­ствие адсорбции легирующих элементов по границам зе­рен и в скоплениях дислокаций (А. Г. Рахштадт, А. Б. Су­пов) .

Б-г, MПа 540

560 –

Ш

400

Интенсивность развития рекристаллизационных про­цессов снижается с увеличением размера аустенитного зерна. Однако чрезмерно большое аустенитное зерно не­желательно вследствие уменьшения горячей пластичности и увеличения опасности образования трещин при горячей деформации. Это необходимо иметь в виду для высоколеги­рованных сталей, в которых после растворения специальных карбидов наблюдается интенсивный рост зерна аустенита при нагреве. Это является причиной наблюдаемой экстре­мальной зависимости некоторых структурно-чувствитель­ных свойств (например, предела усталости) от температу­ры деформирования (рис. 138).

Оптимальный интервал температур деформирования (и степени деформации) при ВТМО зависит от уровня ле­гирования, определяющего степень развития горячего на­клепа, рекристаллизационных процессов и рост зерна ау­стенита. Так, для кремнистых сталей (~ 2,0% Si; 0,4—0,7 % С) повышение температуры деформации с 900

О г ч в ?, %

Рис. 139. Влияние степени деформации в мартенсита гидроэкстру- зней и последующего старения при 100 (J), 200 (2) и 250 °С (3) на механические свойства сталей 30Х2АФ (/) и 40Х5МФ (II) (Л. М. Панфилова, И. Сырейщикова, В. 3. Беленький н др.)

До 1000°С повышает пластичность стали после горячей де­формации, закалки и низкого отпуска, в то время как для хромомарганцевых сталей (50ХГ) повышение температу­ры деформирования до 1000 0C не повышает, а для стали 70 ХГ резко снижает пластичность. Это объясняется тем, что в хромомарганцевых сталях повышение температуры деформирования до 1000°С приводит к интенсивному раз­витию процесса рекристализации и росту зерна, а в крем­нистых сталях при этих температурах наблюдаются лишь начальные стадии рекристаллизации, формирующие бла­гоприятную субструктуру.

Аналогичным образом влияет и степень деформаций при ВТМО. Если при больших степенях горячей дефор­мации значительное развитие получает динамическая ре­кристаллизация, то при этом снижается как прочность так и пластичность стали. Для большинства высокопроч­ных сталей, упрочняемых путем ВТМО, оптимальная сте­пень обжатия при правильно выбранной температуре де­формирования составляет 25—40 %. При значительном легировании рекристаллизационные процессы могут не происходить даже при больших (75 %) степенях дефор­мации (например, для стали 47Х8В4). В этом случае в ста­ли сохраняется горячий наклеп, процесс ВТМО во многом подобен НТМО, с сохранением высокой прочности и пони­женной (а иногда и низкой) пластичности.

Процесс BMTO при обработке высокопрочных сталей применяется для производства рессор, труб, сортового проката (прутки), буровых штанг и др.

Одним из способов получения высокопрочного состо­яния является деформационное старение мар­тенсита. Закаленная и низкоотпущенная сталь (до 300 °С) подвергается деформации с небольшой степенью до 5—JO % и старению (отпуску на ~50° ниже перво­го). Деформация на изделиях большего сечения может быть осуществлена волочением, однако более пред­почтительным видом деформации является — гидроэкстру­зия — всестороннее сжатие жидкостью высокого давления, повышающая пластичность стали при обработке. На рис. 139 приведены данные о механических свойствах сталей 40Х5МФ и 30Х2АФ после деформационного старе­ния мартенсита по сравнению с закаленным и низкоотпу – щенным состоянием (при е=0). В результате гидроэкст­рузии прирост временного сопротивления и предела теку­чести составляет 300—500 МПа. Наиболее интенсивно ха­рактеристики прочности возрастают до степени деформа­ции 3—4 %, а затем практически не увеличиваются.

На стали 30Х2АФ после деформационного старения мартенсита достигается следующий уровень свойств: сгв= =2100 МПа, 6=8%, rj}=45.% и KCU=O,4—0,5 МДж/м2.

Упрочнение при деформационном старении мартенсита обусловлено увеличением плотности дислокаций и их бло­кировкой высокодисперсной карбонитридной фазой.

Деформация мартенсита может осуществляться и пос­ле НТМО. В этом случае полезным может быть проведе­ние деформации при НТМО с частичным распадом аусте­нита на нижний бейнит, что повышает пластичность ста­ли. Так, на кремнистой стали 70С2ХА, подвергнутой пу­тем НТМО прокатке на 60%, со структурой мартенсита, нижнего бейнита и остаточного аустенита, дополнительная деформация на 100 % после отпуска при 200—300 0C повы­шает предел упругости ао. оз на 300—400 МПа. При этом пластичность стали практически не изменяется (рис. 140).

Сколь-нибудь значительного распространения этот ме­тод не получил из-за трудностей проведения деформации и интенсивного износа деформирующих устройств.

Имеется опыт применения теплой деформации при температуре 100—300 0C мартенсита или отпущенного мар­тенсита, который позволяет получить значения предела текучести <2000 МПа.

Температура отпуска, °С

Рис. 140. Влияние температуры отпуска иа изменение механических свойств ста­ли 70С2ХА после разикх обработок (В. Я. Зубов, С. В. Грачев, М. Ф. Рыбако­ва):

I-HTMO (деформация 60 %)+деформация 10%; 2 — HTMO (деформация 60%); 3 — закалка в масле

4. Упрочнение при холодной деформации

Одним из хорошо известных методов получения изделий с высокой (>1600—2000 МПа) прочностью является холодное волочение прово­локи с содержанием 0,8—0,9 % С. При этом для получения больших сте­пеней обжатия структура стали должна представлять собой феррито – карбидную смесь тонкопластинчатого строения. Такая структура может быть получена методом патентнровання (см. гл. XVIII) или каким-либо другим методом (например, кратковременным отпуском мартенсита за­каленной стали).

Холоднодеформнрованная патентированная проволока широко ис­пользуется для изготовления пружин, в которых применяют деформаци­онное старение для повышения предела текучести (предела упругости) и релаксационной стойкости.

Проволока особо высокой прочности (>3500 МПа) применяется для изготовления тросов, прядей и других изделий, работающих в основном при осевых нагрузках.

Прочность холоднодеформированной проволоки со структурой тон­копластинчатого сорбита определяется содержанием углерода и азота и степенью деформации при волочении. Существует много формул, связы­вающих временное сопротивление проволоки с содержанием углерода и степенью деформации. Все они носят эмпирический характер. По дан­ным Ф. Б. Пикеринга, очень большое влияние на прочность холодкотя – нутой проволоки оказывает азот. Ниже приведена Формула для времен­ного сопротивления холоднотянутой проволоки, МПа, по Ф. Б. Пике – рингу:

Ов = 315 – f-720 [С] + 17,68- IO3 [N] + 176 In е, (42)

Где е — истинная деформация проволоки при волочении.

Для получения проволоки сверхвысокой прочности необходимо при­менение при волочении очень больших деформаций (98—99 % и выше).

Такая деформация может быть получена только иа проволоке диаметром 0,1 мм и меньше.

Содержание углерода в сверхпрочной проволоке долж­но быть максимально возмож­ным, при этом в структуре не должно быть обрывов цемен – тнтной сетки. Таким образом, оптимальное содержание угле­рода в такой проволоке близко к эвтектоидиому (0,80 — 0,95 %).

Для получения проволоки сверхвысокой прочности необ­ходимо применять стали особо чистые по неметаллическим включениям, вредным примесям и газам. Имеется положитель­ный опыт применения дли сверхпрочной проволоки сталей вакуумного способа выплавки с использованием шихтовых материалов повышенной чисто­ты. При этом положительное влияние высокой чистоты стали проявляется в возможности по­лучения больших степеней об­жатия при волочении и, соот­ветственно, более высокого временного сопротивления по сравнению со сталями обычно­го способа выплавки (рис. 141). Прирост временного сопротив­ления холоднотянутой прово­локи из сталей повышенной чистоты по сравнению с обычными сталя­ми может достигать 1000 МПа. На холоднотянутой проволоке нз сталей повышенной чистоты на диаметре заготовки 0,08—0,10 мм достигнут UB=4800—5000 МПа. При этом пластические свойства тончайшей про­волоки, оцениваемые при испытании на разрыв с узлом, остаются на достаточно высоком уровне. (Под величиной разрыва с узлом понимают отношение ов образца с узлом к 0В гладкого образца в %. Удовлетво­рительная пластичность отвечает значению разрыва с узлом >50%.)

L-LJ___ I ‘ ‘_________ I I I

0 406080 90 96 98 99 Степень деформации, °/о

Рис. 141. Влияние степени деформации на механические свойства проволоки (В. Я – Зубов, С. В. Грачев, В. П. Шалдыбин, Л. А. Мальцева):

/ — сталь У9К2 ,(вакуумная плавка, ВИП + + ВДП); 2— У9А (мартеновская плавка)

Дополнительное деформационное старение при 150—200 0C практи­чески ие изменяет временного сопротивления сверхпрочной проволоки, но при этом повышается предел текучести и снижается пластичность.

Легирующие элементы, за исключением кобальта и отчасти ннкеля, понижают пластичность холоднотянутой патентированной проволоки н поэтому для производства сверхпрочной проволоки нежелательны. Ле­гирование кобальтом в количестве 2,0—4,0 % полезно, так как кобальт ускоряет распад переохлажденного аустенита при патеитированни и не­сколько увеличивает пластичность проволоки. Более высокие содержа­ния кобальта могут вызвать графитизацию стали и, как следствие, па-, дение прочностных свойств холоднотянутой проволоки.

Временное сопротивление холоднотянутой сверхпрочной проволоки снижается при дополнительной деформации другого вида (кручение, изгиб). Это обстоятельство необходимо учитывать при изготовлении тросов и прядей путем свивки проволоки. При этом падение временного сопротивления проволоки может составлять от 5 до 20 %.

Получение тоикопластинчатой феррито-карбидной структуры воз­можно и при скоростном отпуске (электроотпуске) закаленной стали. В работах В. Н. Гриднева, Ю. Я. Мешкова и др. показано, что при ско­ростном отпуске закаленной стали в интервале 500—650 °С можно по­лучить пластинчатые выделения цементита, такая структура обладает хорошей пластичностью и значительно упрочняется при волочении. До­стоинством такого метода является возможность получения высокопроч­ной проволоки из легированных сталей типа ЗОХГСА, 38ХА, 15ХА. При этом проволока выдерживает большие степени обжатия (>80 %) и да­ет Ств >2000 МПа на диаметре 1,2 мм при достаточно высокой плас­тичности. Такая проволока может быть использована для изготовления высокопрочных теплостойких тросов. На углеродистой проволоке с 0,8—0,9 %. С таким методом можно получить на диаметре 1,2 мм Ctb= =2800—3000 МПа, при числе перегибов (показатель пластичности для проволоки), равном 7—9.

5. Стали со сверхмелким зерном

Одним из способов значительного увеличения прочности является по­лучение сверхмелкозернистых сталей (диаметр зерна порядка 10 мкм и меньше). Получение сверхмелкого аустенитного зерна, а при закалке резкое измельчение мартенситных пластин, можно осуществить при ско­ростной аустенитизации с применением специальных методов сверхско­ростного нагрева и очень коротких выдержек при температурах, не на­много превышающих критические. Достоинством подобной обработки является одновременное повышение вязкости разрушения Ku и удар­ной вязкости (см. рис. 129) при высокой прочности.

Для сверхмелкозернистых сталей наблюдается отклонение от из­вестного закона Холла—Петча, согласно которому между пределом те­кучести и величиной D~4* существует линейная зависимость. Это откло­нение обусловлено ограничением накопления дислокаций у границ зерен из-за малой величины свободного пробега дислокаций и большой общей плотности дислокаций в сверхмелкозериистом сплаве. Такое отклонение наблюдается уже при измельчении зериа ниже балла 10 и значительно усиливается при сверхмелком зерне порядка балла 14—15. В высоко­прочных сталях со структурой сверхмелкого мартенсита увеличение пре­дела текучести может достигать 10 %. Такие стали характеризуются вы­сокой конструктивной прочностью, т. е. сочетанием высокой прочности, вязкости разрушения и ударной вязкости. Кроме того, сверхмелкозерни­стая сталь имеет высокое сопротивление усталости.

К недостаткам таких сталей относится трудность, а иногда и невоз­можность, получения сверхмелкого зерна путем сверхбыстрой аустени – тизации и закалки в больших сечениях, а также склонность таких сталей к разупрочнению при нагреве.

В сверхмелкозернистых сталях и сплавах при определенных темпе­ратурах и скоростях нагружения можно получить аномально высокие значения относительного удлинения (явление сверхпластичности).

6. ПНП-стали

Высокопрочные стали с пластичностью, наведенной превращением, в оте­чественной литературе получили название ПНП-сталей (пластичность, наведенная. превращением), а в зарубежной литературе трип-сталей (TRIPTransformation Induced Plasticity). Принцип их получения и способы упрочнения состоят в следующем.

Соответствующим подбором легирующих элементов снижают мар – тенситные точки MB И Л1д ниже комнатной температуры. Таким обра­зом, после закалки такие стали имеют аустенитную структуру. Для по­лучения повышенных прочностных свойств стали подвергают пластиче­ской деформации в интервале температур 250—550 0C (ниже температуры рекристаллизации) с большими степенями обжатия (до 80%). При этом мартенситные точки MB и Мд повышаются и точка М„ становится выше комнатной температуры (точка Mb остается ниже комнатной температуры). Повышение мартенситной точки Ma может" быть усиленсь посредством легирования стали мартенситообразующнми элементами, выделения карбидов при пластической деформации, изме­нения состава мартенсита и дополнительным повышением мартенситных точек Mb И MK. После охлаждения стали от температуры теплого де­формирования сталь сохраняет структуру деформированного аустенита, но этот аустенит уже становится метастабильным по отношению к плас­тической деформации при комнатной температуре. Деформация такого аустенита (например, при механических испытаниях) приводит к обра­зованию мартенсита деформации (Y->-A-превращение) во время испыта­ния, что сопровождается увеличением прочностных свойств и значи­тельным ростом относительного удлинения. В этом случае образующий­ся мартенсит затрудняет образование шейки при растяжении благодаря упрочнению в месте ее образования, и деформация образца долгое вре­мя носит равномерный характер.

ПНП-стали легируют такими элементами как марганец, кремний, молибден, хром, ванадий, вольфрам, никель. Содержание углерода в вы­сокопрочных ПНП-сталях составляет 0,3 %. В ряде случаев используют стали е высоким (выше 20%) никелем. Известны (Закей и Паркер) ПНП-стали, содержащие 0,25 % С; 24 % Ni и 4,0 % Mo или 0,24 % С; 21,0 % Ni; 2,0 % Mn; 2,0 %Si; 4,0 % Mo.

Для получения повышенных прочностных свойств ПНП-стали под­вергают дополнительной холодной пластической деформации с развити­ем у^я-превращения в процессе деформации. При этом прочностные свойства стали продолжают расти, а пластичность уменьшается. Так, сталь с 0,3 % С; 2 % Mn; 2 % Si; 9 % Cr; 8,5 % Ni и 4,0 % Mo после прокатки при 425 0C со степенью деформации 80 % имеет 0В=15ОО МПа, (Го,1430 МПа и 6=50 %, а после дополнительной холодной прокатки со степенью деформации 15% CtB= 1750 МПа, 0о,2=162О МПа с более низкими значениями относительного удлинения.

Для некоторых ПНП-сталей применяют дополнительные охлаждение и деформацию при низких температурах (до —196 °С) с последующим ^отпуском при 350—400 °С, при этом частично получают мартенсит де­формации до механических испытаний. При такой обработке можио по­лучить 0о,2=2ООО МПа и 6 = 20—25 %.

Достоинством ПНП-сталёй являются высокие значения вязкости разрушения Ku. Высокие значения вязкости разрушения для ПНП – сталей обусловлены поглощением энергии деформации при фазовом Y-нх-превращении. ПНП-стали имеют высокое сопротивление усталост­ному, а также коррозионному разрушению. Это связано с образованием мартенсита при продвиже­нии трещины и релаксацией напряжений в вершине тре­щины.

На рис. 142 показаны уровни прочности и пластич­ности, достигаемые в высо­копрочных сталях различ­ных классов и способов об­работки. ПНП-стали имеют при сопоставимой прочности более высокую пластич­ность.

/ — стали после ВТМО; 2 —после TMO и деформационного старения; S — мартенсит- ностареющие стали; 4— высокопрочные низколегированные стали; 5 — ПНП-стали

К недостаткам ПНП- сталей относятся значитель­ные трудности, связанные с осуществлением большой пластической деформации при теплой деформации, трудность контроля состава сталя, обеспечивающего не­обходимые характеристики превращения, высокая сто­имость, особенно в случае использования высоконике­левых сталей, ограничения по сортаменту (лист, прово­лока, пруток). ПНП-стали можно использовать для производства ответ­ственных деталей, высокопрочных крепежных изделий, а также высо­копрочной проволоки и тросов. Работами И. Н. Богачева с сотрудника­ми принцип ПНП положен в основу создания кавитационностойких ста­лей (см. гл. XX, п. 2).