Специальные стали | Металлолом — Part 3

Страница 3 из 8«12345»Последняя »

Коррозионное растрескивание — разруше­ние под действием растягивающих напря­жений и коррозионноактивной среды — рас­пространенный в практике вид разрушения коррозионно — стойких сталей. Такому разрушению подвержены трубопро­воды, выпарные аппараты, автоклавы и другие детали хи­мического и энергетического обору­дования. Наличие растягивающих напряжений является необходимым условием коррозионного растрески­вания. Эти напряжения могут возни­кать как — вследствие эксплуатацион­ных нагрузок, так и в процессе изго­товления конструкции (при гибке, сварке, термической или механиче­ской обработке). Коррозионная сре­да может способствовать образова­нию и развитию трещины в резуль­тате анодного растворения стали в устье трещины или в результате ад­сорбции водорода и его диффузии в сталь. В последнем случае коррозионное растрескивание связывают с явлением водородной хрупкости.

Средами, вызывающими коррозионное растрескивание, являются водные растворы хлористых солей, щелочей, рас­творы некоторых азотнокислых солей и органических сое­динений, а также паровая среда энергетических установок.

Связь между разрушающим напряжением и временем до разрушения при коррозионном растрескивании можно представить в виде кривой, представленной на рис. 161. Видно, что существует напряжение акр — предел длитель­ной коррозионной стойкости, ниже которого коррозионного растрескивания не наблюдается. Соотношение между проч­ностными характеристиками и акр коррозионностойких ста­лей различных классов приведено в табл. 32.

Приведенные данные показывают, что наиболее высокое значение Okp наблюдается у сталей ферритного класса, а также у некоторых аустенито-ферритных сталей, которые, следовательно, целесообразно использовать в условиях воз­можного коррозионного растрескивания.

Рве. 161. Связь между на­пряжением и временем до разрушения прн коррозион­ном растрескивании (Е. А. Ульяиин)

Аустенитные стали плохо сопротивляются коррозион­ному растрескиванию. В случае необходимости применения аустеннтных сталей положительное влияние на стойкость

Таблица 32. ав, сто,2, 6 диаграмма предсказывает наличие в закаленном состоянии б-феррита.

В коррозионностойких сталях, имеющих Mh выше ком­натной температуры, при закалке часть аустенита превра­щается в мартенсит, а при- обработке холодом это превра­щение наблюдается и в более стабильных сталях, Mb ко­торых ниже комнатной температуры. Если у стали Мд вы­ше комнатной температуры (обычно Mn лежит выше Мн), то в процессе деформации ниже Мд в структуре стали об­разуется мартенсит.

Для аустенитных сталей температура начала мартеиситного превра­щения может быть определена из соотношения (Т. Гладмен, В. Холмс, Ф. Пикеринг)

Afs = 502 — 810 (С) — 1230 (N) — 13 (Mn) — 30 (Ni) —

— 12 (Cr)—54 (Cu)—46 (Mo). (47)

Для определения температуры Мя3о, при которой 50 % мартенсита образуется под воздействием деформации в 30 %, предложено уравне­ние (Т. Гладмен, Дж. Хаммонд, Ф. Марш):

МЛа = 497 — 462 (С + N) — 9,2 (Si) — 8,1 (Mn) —

—13,7 (Cr) — 20 (Ni) — 18,5 (Mo). (48)

Это соотношение используют при оценке сталей в технологическом отношении, так как оно дает возможность определить их способность к упрочнению при пластической деформации.

3. Межкристаллитная коррозия

Межкристаллитная коррозия (MKK) — один из наиболее опасных и распространенных видов местной коррозии. MKK проявляется преимущественно в разрушении сталей и спла­вов по границам зерен, что приводит к резкому падению. прочности и пластичности и может вызвать преждевремен­ное разрушение конструкции. Коррозия этого вида наблю­дается на хромистых и хромоникелевых сталях, сплавах на основе никеля, меди, алюминия и др. Причиной развития MKK является химическая гетерогенность между пригра­ничными зонами и объемом зерен.

В коррозионностойких сталях и сплавах на основе нике­ля можно выделить три основные типа механизмов меж — кристаллитной коррозии (Е. А. Ульянин): 1) коррозия, связанная с обеднением приграничных областей зерен эле­ментами, обусловливающими стойкость материала в дан­ной среде; 2) коррозия, связанная с низкой химической ¦стойкостью выделяющихся по границам зерен фаз; 3) кор­розия, вызванная сегрегацией по границам зерен поверх­ностно-активных элементов, снижающих стойкость основы в данной среде.

Указанные механизмы развития MKK могут действо­вать в различных сталях одновременно, но обычно удает­ся выделить механизм, оказывающий наиболее сильное, оп­ределяющее влияние на скорость МКК.

В хромистых сталях ферритного класса MKK проявляется после на­грева выше IOOO0C и быстрого охлаждения, например такие условия «мо­гут быть при сварке. Склонность таких сталей к MKK устраняется от­жигом при температурах в интервале 750—800 0C (рис. 156). Наиболее вероятным механизмом MKK является первый — обеднение пригранич­ных областей хромом при выделении богатых хромом карбидов, кото­рое происходит даже прн быстром охлаждении сталей. Вокруг карби­дов создаются зоны, обедненные по хрому, в которых концентрация хрома снижается до уровня, не обеспечивающего коррозионную стой­кость материала в данной среде.

Положительное влияние последующего отжига объясняется созда­нием условий для диффузии и выравнивания состава по хрому в теле зерна и в приграничном объеме.

Установлено, что стали, имеющие очень низкое содержание углеро­да и азота (суммарно ниже 0,01—0,015 %) и повышенное содержание хрома, менее склонны к MKK — Положительное влияние оказывает ста­билизация ферритных сталей сильными карбидообразующими элемен­тами (титан, ниобий, ванадий, тантал), которые, образуя специальные карбиды и нитриды, связывают углерод и азот, снижают их содержание в твердом растворе, препятствуя образованию хромистых соединений.

В аустенитных коррозионностойких сталях склонность к MKK пос­ле быстрого охлаждения от температур, обеспечивающих достаточно полное растворение карбидных фаз и переход углерода в утвердый раствор, может и не проявляться, так как быстрое охлаждение прак­тически подавляет выделение карбидов грев, создавая условия для выделения карбидов, содержащих хром, способст­вует проявлению MKK — Эти условия со­здаются в определенном температурно — временном интервале. Термокинетические параметры процесса карбидообразования становятся, таким образом, важнейшим фактором в формировании коррозионной стойкости.

На рис. 157, а показана схема раз­вития склонности сталей к МКК. Кри­вая 1 показывает время, в течение кото­рого сталь еще не склонна к МКК, кри­вая 2— время, достаточное для того, чтобы MKK уже не проявлялась. Темпе­ратурный интервал, в котором лежит область межкристаллитной коррозии, для аустенитных сталей составляет 450— 850 0G. Кривая 1 имеет характерную для кинетики выделения карбидов С-образ — ную форму, а время, необходимое для протекания диффузии хрома к границам зерен и подавления склонности к MKK (кривая 2), тем меньше, чем ныше тем­пература.

Стали, легированные сильными кар — бидообразующими элементами (титан, ниобий), называются стабилизиро­ванными. В этом случае темпера­турный интервал выделения карбидов условно можно разделить на две области (рис. 157,б). Кривая 1 ограничивает область выделения кар­бидов, богатых хромом, кривая 3— область выделения карбидов типа MeС. Кривая 2 ограничивает область склонности к МКК. Существен­но, что в области выделения только карбидов MeC склонность к MKK не проявляется. , .

Обеднение границ зерен хромом может быть следствием выделения не только карбидов, но и нитридов хрома, а также су-фазы.

Поскольку коррозионную стойкость сталей связывают с карбидны­ми реакциями, очевидно, что содержание углерода и его термодинами­ческая активность в аустените определяют склонность сталей к МКК. Элементы, повышающие активность углерода (никель, кобальт, крем, ний), способствуют развитию МКК. Элементы, снижающие активность углерода (марганец, молибден, вольфрам, ванадий, ниобий), препятст­вуют развитию МКК.

Из аустенита. Повторный на-

Рис. 156. Влияние температуры нагрева и быстрого (а) охлаж­дения на MKK стали 10X17 при новториом иагреве до 790 °С я медленном (о) охлаждении в 65 %-ной кипящей азотной кис­лоте (Е. Беллиигер)

MKK в аустенитных коррозиоииостойких сталях может проявляться и при очень малых содержаниях углерода (0,003 %), а при увеличении его содержания склонность стали к MKK усиливается (рис. 158). Ясио, что наличие углерода в стали типа Х18Н12 в количестве 0,084% соз­дает температурно-временной интервал абсолютной склонности стали к MKK (выше 700 °С, кривая 4).

Установлено, что на склонность коррозионностойких сталей к MKK значительное влияние оказывает величина зерна: крупнозернистая струк­тура является более склонной к межкристаллитной коррозии (рис. 159), что, видимо, связано с большим обеднением приграничных участков хромом.

_ Второй из механизмов МКК, заключающийся в низкой химической стойкости выделяющихся по границам зерен фаз, действует, например,

Igr

IgT

T

S

Рис. 157. Температурио-временная область склонности аустеннтных сталей к МКК:

А — схема для нестабнлнзнрованных сталей (Б. И. Медовар); б —схема для ста­билизированных сталей (В. Чнгал)

В сталях, когда высок потенциал коррозии в данной среде (выше 0,7 В). В сталях типа 18-10 стойкость карбидов хрома может стать ниже, чем стойкость аустенитной матрицы, что вызывает их преимущественное растворение и развитие МКК.

Третий из механизмов MKK не связан с выделением фаз и дейст­вует как образование сегрегаций примесных элементов в приграничных зонах. На рис. 160 показано влияние фосфора, кремния и бора на склон­ность к MKK аустенитной стали 12Х18НЮТ в закаленном состоянии. Несмотря на отсутствие карбидных реакций, сталь склонна к MKK после достижения определенной величины содержания примесей. Содержания примесей в технических сплавах соответствует заштрихованной области концентраций. Сообщить закаленным сталям склонность к MKK могут и другие примеси.

Меры борьбы с межкристаллитной коррозией аустенит- ныхсталей следующие:

1. Снижение в сталях содержания углерода, что исклю­чает образование хромистых карбидов;

2. Введение в сталь стабилизирующих добавок (титан, ниобий), что вызывает связывание углерода в специальные карбиды TiC, NbC и исключает обеднение приграничных участков по хрому.

Содержание титана при этом определяют из соотноше­ния 0,7^ % Ti ^ 5 (% С — 0,02), а содержание ниобия — из соотношения %Nb^8(% С —0,02);

5 Igt

3. Закалка сталей от температур 1050—IlIO0C, обеспе­чивающая перевод хрома и углерода в твердый раствор:

100

Время Выдержки В ош — мрй зоне темпера/пуду

Рнс. 158. Влияние содержания углерода яа склонность стали типа Х18Н12 к MKK С, %: / —0,006; 2 — 0,012; 3 — 0,021; 4 — 0,084 (Е. А. Ульяннн)

Рнс. 159. Влияние величины зериа яа склонность стали типа 18—10 к MKK

Кси,

МДж /ms

МПа

%

10Х14Г14Н4Т

1050

+20

900

290

50

69

2,7

(ЭИ711)

—196

1420

400

41

60

2,3

—253

1500

500

22

14

2,1

07Х21Г7АН5

1150

+20

720

410

49

72

3,0

(ЭП222)

—196

1420

800

49

63

2,0

—253

1570

1090

38

42

2,0

03Х13АГ19

1050

+20

830

370

74

71

2,4

(ЧС-36)

—196

1440

750

46 ¦

39

1,6

—253

1440

880

15

17

1,4

Пространенных Cr—Mn, Ст—Ni—Mn криогенных сталей. Аустенитные Cr—Mn, Cr—Ni—Mn стали по прочностным и пластическим свойствам не уступают хромоникелевой стали 08Х18Н10. Благодаря более низкой стоимости хромомарганцевые стали могут успешно конкурировать с хромоникелевыми сталями. При операциях, связанных с изготовлением или упрочнением деталей способом холодной пластической деформации, следует учитывать большую склонность хромомарганцевых аустенитных сталей к наклепу по сравнению с хромоникелевыми даже в отсутствие мартенситных превращений в процессе деформации.

Термическая обработка криогенных аустенитных сталей на основе системы Cr—Mn состоит обычно из закалки от 1050—1150 0C с охлаж­дением в воде для фиксации гомогенного твердого раствора.

Аустенитные хромомарганцевые и хромоникельмарганцевые стали рекомендуется применять в криогенном машиностроении при температу­рах эксплуатации не ниже —196 0C.

Ферритные стали, легированные никелем

Широкое распространение в качестве конструкционного материала для службы при низких температурах получили низкоуглеродистые стали F—Ni, содержащие 3,5—9 % Ni. Никелевые стали обладают хорошей технологичностью и имеют более высокие прочностные свойства по сравнению с хромоникелевыми аустенитными сталями.

Как было показано ранее (см. гл. IV, п. 4), легирование никелем, уменьшая энергию взаимодействия дислокаций с атомами примесей внед­рения в кристаллической решетке железа, эффективно снижает порог хладноломкости железа и повышает работу развития трещины в усло­виях вязкого разрушения (1 % Ni снижает порог хладноломкости при­мерно на 20 °С). Экономнолегированные никелевые стали выбирают ис­ходя из температурных условий работы конструкций:

Содержание никеля, %………………………….. 3—4 5—6 6—9

Температурная область применения,

0C………………………………………………………. —120 —150 —196

Практическое применение для изготовления криогенного оборудо­вания получили стали с 6 (0Н6) и 9 % Ni(0H9) (табл. 29). Эти стали обычно подвергают нормализации (H) или двойной нормализации с от­пуском (ДНО).

Таблица 29. Состав и механические свойства ферритных криогенных сталей (А. П. Гуляев)

Марка стали

Содержание основных элементов, % (по массе)

Терми­ческая обработка

Температура порога хладноломкости, 0C

C0 2, МПа

KCU. МДж/м[19]

С

Ni

Удо

Тш,

0Н6

0,06

6—7

H

—100

—180

470/860

2,9/0,8

ДНО

—180

—196

500/900

3,0/1,2

0Н9

0,06

8,5-

H

—130

—196

550/960

2,0/1,2

9,5

ДНО

—180

—196

600/980

2,5/2,4

Примечание. В числителе приведены свойства прн 20°С, в знаменателе— прн —196 °С.

С твердыми частицами. В соответствии с условиями внешнего воздействия на поверхность различают следую­щие виды износа: абразивный, при трении, ударный, ка — витационный и др. В процессе износа происходит дефор­мирование и разрушение микрообъемов поверхности ме­талла с последующим их отделением в виде частиц. При

Наличии агрессивных сред, повышен­ных температур и действия других физических и химических факторов, снижающих прочность поверхности, сопротивление износу зависит от коррозионной стойкости материала, его жаростойкости и других свойств.

На рис. 145 показана относитель­ная износостойкость И при абра­зивном изнашивании сталей в зави­симости от их твердости, получен­ной отпуском при различных темпе­ратурах после закалки. Стойкость сталей против абразивного изнаши­вания возрастает с увеличением их твердости, причем, чем больше со­держание углерода и карбидообра — зующих элементов в стали, тем при одинаковой твердости износостой­кость выше.

Высокомарганцовистая сталь

Марганцевый аустенит обладает высокой способностью к наклепу в процессе холодной пластической деформации (см. гл. IV, п. 5). Это свойство ярко проявляется в наибо­лее распространенной износостойкой стали — высокомар­ганцовистой аустенитной стали 110Г13Л, или стали Гад — фильда.

Сталь 110Г13Л по ГОСТ 2176—77 содержит 0,9— 1,4% С; 11,5—15% Mn; 0,3—1,0 % Si; = 55 %.

Один из-новых путей повышения прочности немагнитных сталей состоит в использовании парамагнитного е-мартен — сита, образующегося в низкоуглеродистых сталях с,16— 22% Mn (см. рис. 71,б). Двухфазные (v+е) стали \ипа 05Г20 имеют после закалки более высокие прочностные свойства по сравнению с однофазными аустенитными ста­лями (ао,2=370—450 МПа; 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. 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 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

image109-3321293

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

\ 2450

¦ё

S 2700 1750

image110-8790941

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).

image111-5440240

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 —

image112-7203955

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

image113-6176198

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).

Химический состав и свойства пружинных сталей общего назначения регламентируются в ГОСТе 14959—79. В табл. 23 представлены некоторые сведения об этих сталях.

Пружинные стали общего назначения в виде проволоки или ленты можно упрочнять холодной пла­стической деформацией и закалкой на мартенсит с после­дующим отпуском.

Путем пластической деформации особенно широко обра­батывают пружинные стали (углеродистая сталь с 0,65— 1,2 % С. Готовые пружины подвергают стабилизирующему отпуску.

Перед волочением проволоку подвергают патентированию. При этом переохлажденный аустенит превращается в тонкопластинчатую структу­ру — сорбит. Патентирование обычно осуществляется на агрегатах не­прерывного действия, включающих нагревательную печь для аустенити­зации, переохлаждающую ванну и смоточно-намоточные устройства. Нагрев при аустенитизации можно проводить’ и электроконтактным спо­собом. В качестве переохлаждающей среды могут быть использованы расплавы солей (реже свинца), «кипящий» слой и другие среды.

Режим патентирования зависит от диаметра проволоки, химическо­го состава стали, скорости движения проволоки. Для проволоки из уг­леродистой стали с 0,8 %С температура аустенитизации составляет 900 ± ±20°, а патентирования (500±20°С).

Имеется положительный опыт применения высокотемпературной аустенитизации (свыше 1000°С) при патентировании проволоки из за­эвтектоидной стали с 0,9—1,2 % С.

Стическая деформация.

Рис. 117. Схематические кривые релаксации напря­жений при разных темпера­турах (

IO t-.

T-»

Ю

I

CI

Ю

Со

Со

CD

Юю I I

I

I

О

Со

Tf Tf

J1==T»=1

831 I

О 00 „

Г

A г

41 Ы Cj =Sl

OO

О_

— — IO

Ю

OO —

— — I I I

T

00 I

I I I оо. ю

I

О_

I

Ю

00 00 CD

СП

КГ

OOiO

C^

Ю

СП СП t—

СП

T T I

T

T

1 А. 1

OOIO

I

Оо

I

О_

B-b — CD

ЬГ

CD

— — —

Со

C^» C^ I

I

I

VV=O

О»

C^f

CO

CD

00 00 CD

C^f

О* о» о»

I

I

VVV

«Л

— Ю CD

Cq — —

(М — Ю — —

TOC \o «1-3» \h \z SI5O — ? ?

Vco V 2

Ся

S

О*

U

Со U о

S

00

X

©

?

Сч U сч

00 X

X

CSl

Тс

>

О. с

OO

VV

CD CD о» О*

VV

Ю ю

Tf Tf

А

Ю in coco

О» о»

О. о f-

O

*

41

S а

Г

S и

ОоооХ —t— XX — (Nb-X « —. о

A

Q

О.

Q

5

Ю

00

7

If

I

Ю

I I

OO1

Г^

Со»

О_

ОО.

TCco

«7

I I

I

I I оо.

CD cq

— —

О

OO

О

О»о»

V

VV

О

OO

Т—

-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

Scroll to Top