К высокопрочным относятся стали, временное сопротивление которых 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 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 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 (TRIP — Transformation 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).