Дисперсионно – твердеющие стали
Лекция № 14. Высокопрочные стали
К высокопрочным сталям относятся стали, временное сопротивление которых sв ³ 1600 МПа. Стали с s0,2 ³ 2000 МПа называют сверхвысокопрочными.
Высокопрочные стали применяют в изделиях, для которых важно уменьшение массы при сохранении высокой прочности: высокопрочные болты и крепежные изделия, стальные тросы, 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 (s0,2) и параметр вязкости разрушения (трещиноустойчивости) – КIC.
Высокопрочные стали при необходимой прочности должны иметь достаточные пластичность, сопротивление динамическим нагрузкам, ударную вязкость, усталостную прочность, а для ряда изделий и хорошую свариваемость.
В высокопрочном состоянии изделия крайне чувствительны к различным концентраторам напряжений как внешним (выточки, острые переходы, отверстия с малым радиусом и т.д.), так и к внутренним (неметаллические включения), поэтому большое значение имеет чистота стали по неметаллическим включениям.
|
|
|
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.
Получение высокопрочного состояния связано с получением метастабильной структуры с высоким уровнем микроискажений, высокой плотностью дефектов кристаллического строения и 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 резко увеличивает склонность высокопрочных сталей к замедленному разрушению при контакте с водой. Также высокопрочные стали склонны к хрупкости при контакте с расплавленными легкоплавкими металлами.
|
|
|
Способы получения высокопрочных сталей:
- закалка на мартенсит с низким отпуском (300 – 350 оС) и вторичное твердение в интервале температур 500 – 650 оС.
- термомеханическая обработка;
- волочение сталей со структурой тонкопластинчатой феррито – карбидной смеси;
- получение сталей со структурой сверхмелкого зерна и др.
К высокопрочным сталям относятся пружинные, большинство мартенситно – стареющих, а также стали со структурой метастабильного аустенита.
Легированные низкоотпущенные стали
Стали этой группы подвергаются термической обработке, заключающейся в закалке и низком отпуске. После прохождения данного вида термической обработки стали имеют высокие значения временного сопротивления (³ 1700 МПа) и предела текучести (³ 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 оС явления необратимой отпускной хрупкости (отпускная хрупкость I рода), сопровождающегося значительным падением ударной вязкости. 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 оС. 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 наиболее сильно упрочняет мартенсит, однако понижает хрупкую прочность стали. В связи с этим содержание углерода в высокопрочной стали, обрабатываемой путем закалки на мартенсит и последующего низкого отпуска, должно быть невысоким (не превышать 0,3 – 0,4 %).
При легировании высокопрочной стали рекомендуется не слишком снижать температуру МН, так как при этом растут закалочные напряжения и увеличивается количество остаточного аустенита.
|
|
|
Основными легирующими элементами, применяемыми для высокопрочных сталей, являются: хром, молибден, вольфрам, ванадий, а также кремний.
При легировании высокопрочных сталей карбидообразующими элементами рекомендуется использовать легирующие элементы, карбиды которых более легко растворяются при нагреве под закалку, так как оставшиеся нерастворенные карбиды значительно снижают хрупкую прочность низкоотпущенной стали, а излишне высокие температуры аустенитизации нежелательны, т. к. при этом укрупняется зерно и снижается ударная вязкость. Полезным является легирование высокопрочной стали никелем и кобальтом, так как никель повышает вязкость стали.
В некоторых высокопрочных сталях высокий комплекс механических свойств достигается благодаря получению дисперсных нитридных фаз. Эти стали легируют азотом (0,02 – 0,04%) и нитридообразующими элементами. Нитриды ванадия VN и алюминия – AlN обеспечивают при нагреве под закалку мелкозернистую структуру стали, а растворенный в аустените азот значительно увеличивает ее прокаливаемость. Стали 35Х2АФ и 40Х2АФЕ обеспечивают после закалки и низкого отпуска высокий комплекс свойств в сечениях до 50 мм.
В таблице 1 приведены составы и свойства некоторых высокопрочных низкоотпущенных сталей.
Таблица 1
| Марка стали | Среднее содержание основных элементов, % | Механические свойства | |||||||||||
| C | Si | Mn | Ni | Cr | Mo | V | Прочие элементы | s0,2, МПА | sВ, МПа | d, % | y, % | KCU, МДж/м2 | |
| 30ХГСН2А | 0,3 | 1,05 | 1,15 | 1,6 | 1,0 | - | - | - | 1600 | 1850 | 13 | 50 | 0,6 |
| 40ХГСН3ВА | 0,4 | 0,65 | 0,7 | 2,75 | 1,0 | - | - | - | 1700 | 2000 | 11 | 45 | 0,4 |
| 35ХГСА | 0,35 | 1,25 | 0,95 | - | 1,25 | - | - | - | 1500 | 1700 | 12 | 48 | 0,4 |
| 35Х2АФ | 0,35 | 0,3 | 0,4 | - | 2,3 | - | 0,13 | 0,03N 0,04Al | 1600 | 1800 | 10 | 45 | 0,4 |
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).
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. Для повышение величины вязкости разрушения может применяться повышение температуры аустенитизации, что существенно повышает вязкость разрушения, за счет растворения сегрегаций примесных атомов по границам аустенитного зерна. Однако, ударная вязкость при этом будет понижаться.
Повышение чистоты стали по неметаллическим включениям повышает усталостную прочность и пластичность стали.
Применение способов выплавки, снижающих количество сульфидов (электро-шлаковый переплав) или содержания газов – азота, водорода и оксидов (вакуумно – дуговой переплав, вакуумно – индукционный переплав) повышает усталостную прочность низкоотпущенной стали значительно больше, чем высокий отпуск.
Содержание вредных примесей серы и фосфора в высокопрочной низкоотпущенной стали должно быть минимальным. Особенно вредно влияние фосфора, интенсивно понижающего хрупкую прочность стали. Сера существенно понижает характеристику вязкости разрушения. 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. Содержание углерода в таких сталях обычно составляет 0,3 – 0,5 %, кремния – до 2 % и более. Основными композициями легирующих элементов являются: Cr – Si, Cr – Si – V, Cr – Si – Mn – V, Cr – Si – Ni – Mo – V.
Термическая обработка высокопрочных сталей на нижний бейнит состоит из изотермической закалки и отпуска.
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 склонны к анизотропии свойств. Кроме того, после низкотемпературного отпуска прочностные свойства таких сталей могут резко падать, если температура изделий окажется выше температуры отпуска.
Дисперсионно – твердеющие стали
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 оС. При этом повышаются прочностные характеристики стали и падают пластичность и вязкость. Возрастание прочности и твердости сталей при вторичном твердении происходит при определенной объемной доле выделяющихся карбидов.
Содержание углерода в дисперсионно – твердеющих сталях не должно превышать 0,3 – 0,4 %. Более высокие содержания углерода значительно понижают пластичность высокопрочной стали.
Развитие вторичного твердения высокопрочных сталей наблюдается при различном содержании легирующих элементов: хром – более 6%; молибден – более 1 %; ванадий – более 0,5 %. При комплексном легировании высокопрочной стали хромом, молибденом и ванадием, существенный пик вторичной твердости достигается примерно при содержании в стали 5 % хрома, 1 – 2 % молибдена и 0,5 % ванадия. В этом случае эффект упрочнения обусловлен выделением дисперсных карбидов Me7C3, Cr23C6, Mo2C, VC. Наибольшая роль в упрочнении принадлежит карбидам молибдена и ванадия.
Сравнительная роль легирующих элементов в высокопрочных легированных хромом, молибденом и ванадием сталях состоит: в повышении склонности к образованию карбидов; увеличении устойчивости против роста и перестаривания карбидов; повышении температуры максимума вторичного твердения; замедлении процессов перестройки и аннигиляции дислокаций в мартенсите при отпуске.
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.
Карбид молибдена Mo2C сравнительно легко растворяется в аустените в больших количествах при относительно невысоких температурах (950 – 1000 оС), содержание ванадия более 0,5% нежелательно, так как приводит к чрезмерному образованию карбидов ванадия и связанному с этим снижению вязкости и пластичности.
Высокопрочные стали с эффектом вторичного твердения также легируют кремнием, который повышает интенсивность вторичного твердения, однако он одновременно ускоряет перестаривание, поэтому его содержание ограничивается 0,7 – 1,0 %. Небольшие добавки ниобия – 0,1 – 0,2 % способствуют получению мелкозернистой стали.
При 5 % хрома и 1 – 2 % молибдена 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%.
Химический состав и механические свойства некоторых высокопрочных сталей с эффектом вторичного твердения приведены в таблице 2.
Таблица 2
| Марка стали | Содержание элементов (среднее), % | Механические свойства | |||||||||
| C | Si | Cr | Mo | V | Другие элементы | s0,2, МПА | sВ, МПа | d, % | y, % | KCU, МДж/м2 | |
| 40Х5М2СФ | 0,40 | 0,9 | 5,00 | 1,3 | 0,6 | - | - | 1720 | 12,0 | 40 | 0,37 |
| 40Х5М2СФЕ | 0,40 | 0,9 | 5,00 | 1,3 | 0,45 | 0,12Nb | - | 1930 | 12,0 | 49 | 0,37 |
| 40Х5ФСБ | 0,40 | 0,9 | 5,00 | 0,5 | 0,45 | 0,12Nb | - | 1630 | 13,4 | 41 | 0,45 |
Такие стали обычно подвергают закалке от температур 1000 – 1050 оС, 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. Отпуск дисперсионно – твердеющих высокопрочных сталей обычно проводят при температурах несколько выше максимума прироста прочностных свойств – при 600 – 650 оС в области некоторого перестаривания, что повышает пластичность и вязкость, так как при максимальном развитии вторичного твердения наиболее интенсивно падает ударная вязкость стали.
Одним из важных достоинств дисперсионно – твердеющих сталей является сохранение высокой устойчивости против отпуска и, следовательно, высокие механические свойства при повышенных температурах эксплуатации. Дисперсионно – твердеющие высокопрочные стали могут быть использованы для работы при температурах до 500 – 550 оС.
Особенностью сталей данной группы является отсутствие в ряде случаев четко выраженной температурной границы хрупко – вязкого перехода. Резко выраженный порог хладноломкости наблюдается только после отпуска при 650 оС.
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 надежность изделий.
Термомеханическая обработка
Одним из путей получения высокопрочных сталей является термомеханическая обработка. При этом пластической деформации может подвергаться как стабильный аустенит при температурах выше А3 (высокотемпературная термо – механическая обработка – ВТМО), так и метастабильный аустенит (низкотемпературная термомеханическая обработка НТМО - аусформинг).
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 оС). Для получения высокой прочности степень деформации при НТМО должна составлять 60 – 75 %.
Прирост прочностных свойств тем больше, чем выше степень деформации и ниже ее температура. Пластичность стали достигает наиболее высоких значений лишь при температуре деформации выше 500 – 550 оС.
Углерод в стали, подвергнутой НТМО, повышает временное сопротивление и предел текучести и понижает пластичность. После степени деформации ~ 90 % в стали с 3,0 % Cr прирост временного сопротивления и предела текучести при НТМО составляет около 550 МПа и приблизительно постоянен во всем интервале концентраций.
Причиной упрочнения стали при НТМО 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 оС обладает большой устойчивостью, в нем не происходит рекристаллизации, а возврат развивается 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 обычными закаленными сталями.
Для сталей, подвергнутых НТМО, характерна повышенная усталостная стойкость.
Основным недостатком сталей, упрочненных НТМО, являются пониженные значения вязкости разрушения, большая чувствительность к концентраторам напряжений. Имеется и ряд технологических трудностей осуществления НТМО: большие усилия деформации, интенсивный износ оборудования и др., это ограничивает возможности применения данного способа.
Значительно более высоких значений конструктивной прочности (высокие значения прочностных свойств и вязкости разрушения) можно достичь при высокотемпературной термомеханической обработке (ВТМО). В случае оптимального режима ВТМО в сталях повышается ударная вязкость, понижается порог хладноломкости, растет сопротивление усталостному разрушению, понижается чувствительность к концентраторам напряжений, растут характеристики вязкости разрушения.
Комплекс механических свойств, получаемый при ВТМО, зависит от соотношения процессов упрочнения (горячий наклеп) и разупрочнения (динамический возврат (динамическая полигонизация) и динамическая рекристаллизация) при горячей деформации стали и последеформационной выдержки. Высокий комплекс механических свойств при ВТМО получается при развитии в процессе горячей деформации динамической полигонизации (динамического возврата) с формированием наиболее развитой субструктуры в аустените, а затем в мартенсите. При развитии динамической рекристаллизации значительного разупрочнения стали не происходит, так как вследствие продолжения пластической деформации рекристаллизованные зерна снова упрочняются. Прочностные свойства стали при ВТМО растут с увеличением степени деформации и понижением температуры деформирования.
Последеформационные выдержки при ВТМО снижают прочностные свойства стали (sВ и s0,2), 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. В том случае применения больших степеней деформации при ВТМО параметр вязкости разрушения – КIC обнаруживает большую зависимость от последеформационной выдержки. Однако обычно даже после значительных последеформационных выдержек (600 с) кремнистые стали, обработанные ВТМО, сохраняют более высокий комплекс механических свойств, чем после обычной термической обработки (закалка и отпуск).
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 от режима аустенитизации. Большинство легирующих элементов, растворяясь в аустените, понижают 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 g - железе и понижения энергии активации самодиффузии железа с увеличением концентрации углерода.
Значительно снижают скорость разупрочнения при горячей деформации и последеформационной выдержке карбидообразующие элементы: хром, молибден, вольфрам, ванадий и ниобий, что обусловлено замедлением диффузионных процессов. Микролегирование стали РЗМ, а также цирконием и бором, повышает устойчивость созданной при ВТМО субструктуры вследствие адсорбции легирующих элементов по границам зерен и в скоплениях дислокаций.
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 пластической деформации.
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 % C) повышение температуры деформации с 900 до 1000 оС повышает пластичность стали после горячей деформации, закалки и низкого отпуска, в то время как для хромомарганцевых сталей (50ХГ) повышение температуры деформирования до 1000 оС не повышает, а для стали 70 ХГ резко снижает пластичность. Это объясняется тем, что хромомарганцевых сталях повышение температуры деформирования до 1000 оС приводит к интенсивному развитию процесса рекристаллизации и росту зерна, а в кремнистых сталях при этих температурах наблюдаются лишь начальные стадии рекристаллизации, формирующие благоприятную субструктуру.
Аналогичным образом влияет и степень деформации 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 ВМТО при обработке высокопрочных сталей применяется для производства рессор, труб, сортового проката (прутки), буровых штанг и т.д.
Одним из способов получения высокопрочного состояния является деформационное старение мартенсита. Закаленная и низкоотпущенная сталь подвергается деформации с небольшой степенью 5 – 10 % и старению. 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. В результате гидроэкструзии прирост временного сопротивления и предела текучести может составлять 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 sв = 2100 МПа, d = 8 %, y = 45 %, KCU= 0,4 – 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. Например, 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 оС повышает предел упругости на 300 – 400 МПа. При этом пластичность стали практически не изменяется.
Может быть применена и теплая деформация при температуре 100 – 300 оС мартенсита или отпущенного мартенсита, которая позволяет получить значения предела текучести < 2000МПа.
Дата добавления: 2018-06-27; просмотров: 2428; Мы поможем в написании вашей работы! |
Мы поможем в написании ваших работ!