автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Термомеханическая обработка стареющих аустенитно-мартенситных сталей высокой прочности для повышения пластичности и вязкости

МИНИСТЕРСТВО НАУКИ, ВЫСШЕЙ ШКОЛЫ И ТЕХНИЧЕСКОЙ ПОЛИТИКИ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ

МОСКОВСКИЙ ОРДЕНА ОКТЯБРЬСКОЙ РЕВОЛЮЦИИ И ОРДЕНА ТРУДОВОГО КРАСНОГО ЗНАМЕНИ ИНСТИТУТ СТАЛИ И СПЛАВОВ

На правах рукописи ЛАПТЕВА Татьяна Робертовна

УДК: 621.789:669.15—194.55—157.8

ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАРЕЮЩИХ АУСТЕНИТО-МАРТЕНСИТНЫХ СТАЛЕЙ ВЫСОКОЙ ПРОЧНОСТИ ДЛЯ ПОВЫШЕНИЯ ПЛАСТИЧНОСТИ И ВЯЗКОСТИ

Специальность 05.16.01 — «Металловедение и термическая обработка металлов»

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Москва 1992

Диссертационная работа выполнена в Московском ордена Октябрьской Революции и ордена Трудового Красного Знамени институте стали и сплавов на кафедре пластической деформации специальных сплавов в лаборатории термомеханической обработки.

Научный руководитель: доктор физико-математических наук, профессор КАПУТКИНА Л. М.

Официальные оппоненты: доктор технических наук АНДРЕЕВ 10. Г., кандидат технических наук МАТЕВОСЯН А. П.

Ведущее предприятие: Московский завод «Серп и молот»

Защита диссертации состоится « О у>&Лр£/!Я. 1992 г. в ^ часов на заседании специализированного совета К.053.08.05 при Московском институте стали и сплавов по адресу: 117936 Москва, ГСП-1, Ленинский проспект, дом 4, ауд. 436.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Московского института стали и сплавов.

Справки по телефону: 237-84-45

Автореферат разослан « 4О » М.&рт&—1992 г.

Ученый секретарь Совета кандидат технических наук

Б. А. САМАРИЬ

.. вбшние

Актуальность работы. Задача по разработке новых высокопрочных материалов диктуется специальными требованиями некоторых отраслей промышленности, а также необходимостью создания машин и оборудования с минимальной материалоемкостью. В качестве незаменимых высокопрочных материалов, обладающих удовлетворительной пластичностью и сопротивлением хрупкому разрулани», а также хорошей гехнолсгичнистыо, зарекомендовали себя мьртенситностьреющкв стали ЛДСС/', имеющие разнообразные области применения: авиационная промышленность и ракетостроение, вявр ргетика, военная промышленность, оборудование и инс рументы общего и специального назк чения, приборостроение. Осноеным требованием, предъявляемым к высокопришшм сталям /<5^=1800-^100 МПа/,является их достаточная пластичность и вязкость.целесообразность использования ?ерыо-ыеханической обработки /ГМО/ для улучшения пластичности и вязкости высокопрочных МСС к настоящему времени доказана. Известно так&а, что наиболее высокой прочности обычно удается достичь сочетанием нескольких способов упрочп^лая /деЛэрмешоиный и фазовые наклеп, дисперсионное ТЕердение, диспергирование структуры/. Оптимилышм сочета!шзм высокой прочности и сопротивления хрупкому разрушению, по-видимому, может обладать дисперсионноупрочненный материал, где в ,а'кой и пластично матрице равномерно распределена частицы второй фазы. При этом наличие двухфазной аустешгго-мартеьситной структуры /где дисперсионное твердение может иметь место как в обеих ¡[азах, так и в одной об -фазе/, вероятно, дополнительно способствует получению повышен. ;х значений пластичности и вязкости.

Цель работы: изучение возможности ловншения пластичности и вязкости высокопрочных / 7 -¿юо [ДПа/ сталей о аустенито-мартеисигг-ной структурой, упрочняемых старением, путем применена: различных схем ТМО.

Для достижения поставленной цели решались следующие задачи: I. Изучить влияние двойного старения / в и •'¿.-фазах/ ьиеако-никелевых сплавов на фазовые превращения при охлаждении к нагреве / и отереше картенсита * ;

. 2. Изучить влияние исходной ауотенито-а'артенситной структуры на схырскме мартенсита;

3. Изучить влияние деформационного /в шкле ТМО/ я фазового на -клепь,. а такха способа получения картеисита на свойства отала-! пооле отменил;

Разработать схекы ТМО для повышения комплекса механических свойств высокопрочных оталей Н2Ш2Т4 и Н2Ш214В2 /аустешто-мфтеисят-

кыв отереюдае стали -АМСС/, Н15Ш51С10 и 11Ш6К1?Х4Г ** Д1СС/.

>

'' Научная новизна. В сталях ауатенитного и иартенситногг кдьоса /на примере сталей Н26М2Г4,Н23А2Г4К)2 и Н15Ф9Д5КЮ,Н1Ш6ИЙХ4Т соответственно/, упрочняекых отарениаи и имею'^х уровень прочности 2100£300 МПа, цринцшиалько возможно достижение достаточно высокой ллаошчноси и ударной вязкости за счет регламентации кх £йзового состава /с/ к суОотруктЯ'Ы /ТМО/.

Использование эффекта двойного стфення /в и о(-фазах/ для сталеИ Н2йЛ£Т4 и Е2й12Т4Ю2 позволяет добиться в них виоо1«$ твердости /* 700 НУ /»■ прочности / ^«¿¡250 МПа/ л износостойкости. Однако, как установлено электроняоадифоскоиичаскиьш исследованиями, фа-

зы Т-К'^С^М) ».виде иластинооСразных колоний по границам зерен щ>; стгрении аусгишна вызывает резкое охрупчнвакив этих сталей, '^окигире-рывистые выделения '/'-фазы нечувствительны к кзмекешш плотности д фектов кристаллического строения ыатраш, поэтому вызываемое им.охру пчивашш не иох-т? быть & полкой маре уотранеио применением ТМО.

Ь сталях Н1И.6М5К10 ж Ща5К[а4Г, имеющих после обычной терыо'од

к - Эта часть работы в большой перо была поставлена прсф.М.Д.Пер'.саооы

** - Ста>ш предложены Институтом кет&ллоЛкздки ЩКЛЧеркет; работа-ььш. .{ена совместно о А.Ф.ЕДкералом.

работки низкую пластичность / =44-50$/ и ударнуу; вязкость /КС1Г= ^0,2-0,3 МД.ж/м^/, с помощью ТМО удается увеличить в структуре количество как остаточного аустекита / который фиксируется з&чаикой, так и реЕертир'овалного аустекита / Т"прт, /, образующегося при нагренв

' рвь у

одновременно со старением мартенсита; общее количество / -фазы - от 20 до 30%. Наличие в структуре этих сталей дисперсной } -фазы, упрочненной в результате фазового наклепа, и отсутствие пограничных выдала -1 ний лнтерметачлидов после ТМО заметно пов.иает их пласччносяь к ударную вязкость..

Практическая полезность. Разработаны режимы термической и термомеханической обработок, позаг яющие получить высокою твердосгь и -прочность сталей Н2&дЛ"4 и Н2Ш2Т4Ю2, включающие в себя ВШО со сгепеныо деформации £ =100~'гС0% за 3-4 прохода, старение аустекита' н последующее старение мартенсита. Установлены температурные интервалы старания аусгенита и мартенсита для получения высокой твердости / £ 700 Н\" /

Для сталей Н1!Д6М5К10 и Н12М6К12Х4Т разработали резшш термоыеха-.нической обработки, которые позволяют после стандартного старения мартенсита, 525°С, 2 ч, получить более еысокий комплекс механических свойств по сравнению с закалкой: посла ВИЛО с <£=160-170$ за § проходов о получением мелкозернистой рекристаллизованноЛ структуры и холодной дефюрмака с £ =30-50$ достигается бо^ =2200-2400 МПа,

=2300-2500 МДа, ^"=55-60^, КСУ=0-4 МДж/м2.

Разработанные реталгТМО рекомендованы к использованию при прима-нети сталей с уровнем прочности более 23СО МПа для деталей' типа пружин, упругих элементов, специальных креплений и других Ексоконапрлжан-ных узлов энергооборудовання, а также пластинчатых и тарельчатых пружин и режущих инструменте в машиностроения. С использованием предложенных режимов ТОО были получены заготовки диска насоса умульсатерь в агрегате АЗД-Г8А из отита Н1а,1оКГ2Х4Т.

Апробация работы. По материалам диссертации были сделани доклады' на Конференции молодых ученых л спв:шалиссов по проблемам фазовых

- б -

превращений в твердом теле "Фазовые превращения - SO", Москва, февраль 1990 г. и на УШ Всесоюзной конференции "взаимодействие дефектов кристаллического строения и свойства сплавов", Тула, октябрь 1991г.

Публикация. По теме диссертации опубликовано £ статье и тезисы доклада.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 4 глав,.выводов, списка литературы / наименований /, приложения, изложена на страницах машинописного текста, содержит иллюстраций таблиц.

В глеве I приведена класси-Тикацид МСС по фазовому составу и класса« прочности, из которой следует, что используемые ^в настоящее время отечественной промышленностью МСС о 6$ =1500-2400 МП а имеют недостаточно высокие значения пластичнвсти и вязкости: 6 и у 5-10 и 30-40/! соответственно, K'Jl/~ 0,14-0,33 "'Чд/м^. При этой после стандартной обработка /закалка 850-950°С и старение 480-520°С / в них содержится, от 5 до 10$ остаточного аустенита. Значительный раздел главы I посвящен аналитическому обзору данных по стеренкю аустааани-та /аусэйдаашг/ сталей на Fe-M основе; старение аустенита может оить как неизбежным следствием медленного охлаждения МСС , легированных Т£ , Mo, AI, так и специальной операцией для упрочнения аустенита и получения мартенсита в структуре высоконикелевых сталей после охлаждения до комнатной температуры. Основной фазой выделения в ау-стеиите сталей на Fe-Afr ЧЛо-Ti-AI основе является ^-Xj/fr,^ о упорядоченной решеткой ГЦК или, реже, при особых условиях, ее равновесная модшрнкада ty-MjTi с решеткой ГНУ, которые могут выделяться как внутри эерс;>, так к по границам. Стг^ение мартена; га, полученного из предварительно состаренного аустенита имеет ряд особенностей, которые определяют собой особенности свойств сталей после двойного ¡трения: выделяющиеся в аусте. , при старении частицу f -фиш "наследуются" мартенситом,- а при старении мартенсита продолжают par-

А,

сти эти частицы или выделяются новые частицы / -(«азы; выделение £ -фазы, являющейся более эффективным упрочнь'телем, сильно подавляется. фоке того, аустешт, возникающий в результате обратного превращения при Цареве тж образуется на уже готовых местах ааро-вдения - У*-частицах, изоморфных аустениту, следоватедьно, превращение начинается раньше и протекает полнее, чем при нагреве мартенсита, полученного из гомогенного /'-твердого , ютвора. Хотя по-добн&ч смешанная структура /состаренный мартинсит + ^евертироЕ&ннын аустенкт/ проигрывает в твердости и прочности состаренному мартенситу, она по мнению некоторых ;-лторов, мокет обеспе,гить хороивш комплекс механич^ск" с свойств за счет лучшей вязкости, рассмотрены способы получения оп.-.мгльного сочетания прочности, пластичности и ударной вязкости в МСС: получение аустенитомартенситнои структуры и вер-моме^аническая обработка. В дальнейшем в работе была предпринята попытка на примере стглел ¡КбЖЛМ и /аустенитного класса с иГ'^екток двойного старения/ и Н1&5Ш5К10 и Н12М6!{12Х4Т /мартенситно-1'о класса, „ прочнле^ых старение:/, мартенсита/ использовать оба этих способа для повышения пластичности и еязкосги в высокопрочном состоянии .

Ь главе а описаны исследованные стали и метода исследования, использованные в рсботе. Стали били выплавлены Еакуушю-индукциогашк способом в печи "¿¿(льцерс" зкеперимх. .ального завода ЦИКИЧеркет по технологической инструкции ЬИ-18-7£. В качестве шихтовых материалов использовали железо ГСб^Р, никель Н-1, коо;1льт К-!, молиоде" МШ—I, титан ТИ-1. Для раскисления применяли силикокал- ил. ли шческил состав сталеп приведен в таблице I. тал касса! 10 или ¿0 кг гомогенизировали при температуре П50°С н течение о ч и ковали при 1^0 ()-ЮС()°С на заготовки сечением (25-5С)С50 км, охлазднл на воздухе а; зачищали.

Высокотемпературную т:рмо:'.еханичес!суы оораиртку /Ы'Ю/ ста^е.:

Таблица I

Химический состав / вес./? / иосле'дованных сталей

Сталь * А плавки М! Со ,Мо Тс я е*. V С р 5 •

Н26М2Г4 I 26.0 - '2,2 3,5 _ _ _ 0,01 <о,оаа

—-и— . 2 26,5 - 2,0 3,62 _ _ _ 0,03 <0,002

Н2Ш2мв 2 3 26,2 - 2,2 3,7 1,29- - 0,008 <0,002

Н15ФШ5Н10 4 15,1 9,7 5,2 - - - 6,4 0,006 0,002 0,005

Д[2Г 12Х4Т 5 13,0 11,7 6,2 1,18 - 3,8 - 0,007 0,002 0,005

проводили на двухвалковом стене 230 в лаборатор!ТМ0 ШОД» ала »а суше горячей прокатки ДУО 450 экспериментадного завода ЦНИИЧерквт с доследующим охлаждением в воде; степень деформации / £ / при ВШО . варьировали от 80 до 200%, при холодно* дефорыаьрос - от 30 до 1002. Скорости деформации от I до 13 с-1, последеформациоиная пауза < 1-2 о

Микроструктуру образцов изучали с помощью световых микроокопов »Кпюп * n//eophot*, размер зерна /средшою хсрду/ определяли ' по ГОСТ 21073.0-75 и 21073.1-75. Для образцов после ВТМ0 определяли средний размер в трех направлениях: параллельно, перпандикул.',фно и пед углом 40° к направлению прокатке Аш/, последний размер яоаво-ляет сравнивать средние размеры равноосных и вытшутых верен. Исследование тонкой структуры образцов после ВТМО к контрольной закидки, а также после старения проводили на фодьгах в просвечивающем элекг-: .ройном кикроскопе *Т<и1а В$5Ч0п, рентгеноструктурпый анализ с одаедо-лением периодов решетки и количественного соотношения Л- и ^Г-фаз, ь также текстурк.-.з исследовааия образцов после ТНО г-^водились на ли-(¡рактокетрах ДРШ-3 или 4 а ДРОИ-1,5 соответственно. Более точно количество ыашитнсш фазы определилось ыагкитомзтричеоки о помощью бай листкчвской установки тлсь ШтеблеЛна. Температурные интервалы преврыцення /гДн-!.1,./ а /Аи -Ак I и относительные дилатометрические

э.|«;-екты при нагреве, охлаждении и изотермических выдержках при температурах старения аустенита и мартенсита определяли на дилатометр» "ULVAQ TA-I500" <улщи SltiKU RlKO . Твердость образцов до и после старения замеряли'по Виккерсу при нагрузка 30 кг. В случье неоахо-димости определения твердости непосредственно при температуре старения замеры проводили на базе пресса Бринелля, соединенного с натрвваг-тел ем электропечи; в качестве индентора "."пользовали металлокерами-ческнй столбик из сплава ВК-6, имеющий на одно\/ конце сферическую поверхность i 5 + 0,004 мм. иосля старения определяли механические ■ свойства сталей при 20°С : , 6g , S , - >и испытаниях да

растяжение на м лине Ри 10000 ei ; и KCtr - при динамическом изгибе

*

образцов 5x10x55 и 10x10x55 мм с -круглым надрезом на копре МК-30.

Фрактогра;ическое исследование изломов ударных образцов проводили с помощью растрового электронного микроскопа "Steieoscan _ 150"*. _

В главе з представлены результаты исследования влияния Ь'ШО на структуру и текстуру сталей Н2Ш2Т4 и Н2Я.12Г4Ю2, на отменив аустени-та, а также особенностей последующего старения мартенсита и механические свойства сталей после двойного стгрс-ния. ВМО / Тд=1СЮ0°С , £ -70. КХЗ и 150/.'. / приводит к получению совершенной полкгыизовшной структуры, при этом существенно повышается твердость /стенита /.dHV=' =150-^00 / и прочность, причем, 6цг сильнее, чек 6g / на 150 -170 и 70-60 МПа соответственно /, а пластичность сильно снижается / S - =ё ()-30/> /. При увеличении & при ВШО До ¿00% формируется -полностью рекристыиизованная структура, размер зерна с/; '-¿О мкм ; пластичность такой структуры практически не отл! ается от таковой после закалки, а прочность выше. При этом возрастает в /У

обльше.1 мире, чем OqZ - на Ю0-120 и 50-S0 МПа-соответственно. Ударная вязкость сталей как после зaкaлiм, так и пос.т ВП.'О высокая.

к - Исследования исполнены на кафедре хоггллоьодешл и тали и вноокопро-чных сил: ¿ил- сошестно с В.К.Чижккоккк к Ъ.Ь.Си-альевол.

- ю -

при комнатной температуре образцу не доламываются, излом исключительно вязкий. Старение аустешиа при температурах 500-750°С Щ) и-водит к выделению интерметаллидной фазы или 7(Ли -

ироструктура состаренных ооразцов при комнатнои температуре представляет ообой зерна ьустенита, по границам которых наблюдаются зош повышенной травимости; их протяженность зависит ит температуры и длительности старения. Такая каршна отвечает наличию в структуре посла стирония аустенита и охлаадения др 20°С мартенсита; причем, мор^о -лчгия и травимость его различны и объеме зерен и по границам из-за неоднородного распределения легирующих алементов / Ис , КИ , Мо / ь аустонита /табл.2/.

Таблица 2

РасиределеШ1е легирующих элементов в объеме зерен и по границам

Элемент Кt:\V3-Vrpl/Уз'/О*

аакьлка вши

N1 4 6

т; 3 8

Мо 17 24

УлиУгр - содержание олемента внутрк зерна н у границ соот-

ветственно.

Как вщую из таблицу, после ВТМ0 различие в содержании элементом у границ и-в. объеме зерен выражено сильнее. Злектртшомикроскопичес-*1ше исследование-показало, что распад /-фазы при старении данных сплел идет по типу образования колоний, напоминающих перлитные и Растущих от 1рышц зирна ы ;убь. Они состоят из чередующихся темных и еветлих ламеллей /ширина 21+1 нм, расстояние мьжду ними 24 ± 2нм/

У -фазы и аустенита, обедненного fJC , который при охлаждении до 20°С превратился з мартенсит.

Твердость сталей Н2Ш2Т4 и Н26М2Т4Ю2 после стечения аустешгга растет как за счет собственно дисперсионного твердения "f—фазы, так и за счет появления в структуре мартенсита /от, 60 до 95$ в зависимости от темпретатуры старения /, причем, последний фактор влияет сильнее. Прирост твердости по сравнению с несостаренным состоянием для закаленных образцов больше, чем после ЬТМО, для стали-• h2gm2t4 после ВТМО максимум твердости достигается после старения при более низкой температуре и имеет более низкое значение, чем для закаленного образца. После ВШО, кроме того, наблюдается и оолее заметное падение твердости при перестаивании /нагрев вишё 700°С /. Это можно объяснить тем, что: а) созданная при ВТМО дислокационная субструктура ускоряет диффузию, тем самым способствуя ускорению- ро -ста и огрубления ячеистых колоний распада X'/"f ; ö) одновременно со старением идут процессы разупрочнения в горячедеформированном аустените. Максимальная твердость, достигаемая в результате стцаения аустенита и МЕртенситного превращения в дисперсноупрочненной малице, составляла 600 и 700 HV после закалки , 550 и 630 Н V после ВТМО для Н26М2 Т4 и Н2Ш2Т4Ю2 соответственно. Старение аустенита по имам, обеспечивающим максимальную твердость, приводит к значительному упрочнению / fig растет почти в два раза /, но в то же е; :мя к резкому снижению пластичности и ударное вязкости / сР =0-2,5%; ¿{С1/ = =0,1-0,4 МДж/М^ '/. Охрупчивание вызвано характером выделения втррой qa3U при старении аустенита; ячеистые колонии по границам зерен при ■ сутствовалч в сталях не только обычно закаленных перед старением, но .и подвергнутых ВТМО. Склонность аустенита данных -сталей к распаду при старении по типу образования колоний, по-видимому, ооусловдена их легированием. Старение мартенсита /"второе" старение / приводит ' к неоольшому дополнительному увеличению твердости /д HV' =40-50 /, т.к. значительная полнота распада при "первом" ъ^аокэтемпературном

сткрении уменьшила пересыщенность о1 -твердого раствора; кроне того, при стареют нфтонсма происходит не только выделение новых частиц Т -фазы, ио и рост унаследованных из аустенита частиц, что менее эффективно для упрочнения, чаи часто наблюдаемое выделение в МСС частиц ^ -фазы. При старении мартенсита идет-процесс обратного о^/" превращения, причем, для образцов после БТМО поколение "¡Грев отмечено при болев высокой тсмиературе, чем для зак&линчих. /500°С и 4СО°С ооогвет-отвенио/, так что после стандартного старения кЕртенсита при 500°С в структуре образцов, подвергнутых закалке, присутствует ~ Ь0% аустенита, ЦВ'П. - Ъ0% аустенита. При этом, как видно из предложенной нами охе-мы соотношения структурных составляющих нооли двойного старения /рио.1, в эю количество входит как состаренный аустени"', не претерпевший

превращения при охлаеденкн после высокотемпературного ст^ания / X осп /, тик л ауотенкт, образовавшийся в результате обратного превращения / /'. ,

Проведенные механические испытания сталей Н29ЛЙМ и после закалки или ВТМО л да олйого отменяя /результаты испытаний ца растяжениелЬмедеки в тайл.З / показали, что: а^ после ЬТЫО пластич-' кость и вязкость , повысить Оолее, чем до В% для сГ и 0,2 МДж/ы^ для КОТ при б'^^гОСХ) МПа не удалось; преимущество образцов 11ссла Б'ЩО пс сравнению с зачаленным* проявляется при более мягкой схема испытаний - статическом изгиба: после В'ШО /' & =200> / с получением мелкого рекристаллиданного зерна * двойного стечения прочность / / и пластичность, .оцениваемая по величина стрелы ирогиоц /, я ДЕа эа вте, чек поело закалки; о) полученная после ВТМО * двойного старания двухфазная М + f/ структура с благоприятны* соотношением фаз ЗС)о ауотинит ;/ также ив позволила значительно повысить вязкость к пластичность данных сталей..Высказано предположение о причинах этого:'

I. Характер выделения второй фаза при старении аусченать /который определяется, по-видимому, легированием данных отаглй/ - гшаотлича тые колонии у грек..:к аустетгишх зерен - гриводи"' к (¡ильному охрушш-

Схека структурного состояния сталей назлгм и н2ад2Т4Ю2 после двойного стфения

А! - иостаренийЛ ыуин'игшт;

А2 - стабилизированный ауотанит, образовавшийся в реуудмгы«

. обратного Л~> У превращения; ЛЗ - аустенит, частично состаренный при старении кц>тенсита; М£ - исфтенсит, ооразоъавдайсн при охладдешп лоска отераняя

аустенита; М2 - состаренный картеноят;

МЗ - "свежий" мартенсит, образовавшийся в результат« дестабилизации и превращения части ьустымта А2. Пунктиром показано скоздониа границ областей после ВТМ.О« Гио. I

Таблица 3

Механические свойства стали Н26М2Г4

№ Обработка Режим H V, « сР- Г КС IT ; ост,

плавки перед старением старения iE ии1 МП а МПа % % Щ|Д %

Разброс 1 5 20 20 0,3 2 20 2

I Закалка Без стар . 160 360 620 42 53 не сл. 100

>jT=I050°G 700°,Юч 595 1000 1335 I 0 0.Í9 20

7С0°,10ч

+5001, 1ч 650 1250 1510 I О 0,10 15

ВТМ0:,Ю50о, Без ста-0=100%, рения не сло-

полигокиз. 245 530 6S0 15 50 ыалиоь 100

700°,Юч 560 930 1250 1,8 0 0,27 5

750°, Зч«.

500? 1ч 600 1250 1450 1,2 0 0,11 15

ВТМ0:Т050°, Без стар.185 410 720 44 58 не сл. ICO

£=200%, ---

рекристал. 700од0ч 600 1560 19Ш ¡¿>5 0 0>4 10

700°, Юч

+500?! ч 545 1550 1670 3,2 4,5 0,16 16

ВТМ0:Ю50 , 700

¿=70% + обр.при 600 1660 1950 8,0 О 0,18 5 XU /--30% -196%

500°,1,5ч

2 ВТМО:ЮОО°, 575°,5ч + £=1СЩ, 65011,54 + полигониа. обр.при -196° +

500° 1ч 700 2000 2250 1,5 0 0,15 20

вьнию материала.

2. Ауотенит ь двухфазной /с/ + структуре сталей посла двойного стфения не выполняет роль более "мягкой" и вязкой составляй -щей, служащей препятствием на пути распоотр^нения трещины и уввличива-ющей пластичность и вязкость стсли.т.к. он упрочнен и охрупчен в результате "первого", высокотемпературного старения. Но-Еидимому, небольшого количества молибдена в этих сталях /~ 2% / недостаточно для устранения охрушшвания гранин,

3. Предвгрительное старение аустенита снижает эффективность ТМО в качестве обработки, повышающей запас пластичности и ¿язкости сталей, поэтому их чувствительность к содержанию примесей высока. Таким ооразом, двойное старение может быть применено для изделии из предложенных сталей, для которых требуется достижение высокой твардоош, в том числе и при повышенных температурах, но нет особых требовании по вязкости.

Улучшение комплекса механических свойств МСС путем получения в структуре некоторого количества аустенита, а также ¡фименешш 'ШО эффективно, если в п>п<лв обработки нет старения аустенита, которое приводит к неизоежному и трудноустранимому охруичиваним я неблагоприятно влияет на последующее упрочнение при старении мартенсита. Поэтому была предпринята попытка исследования эффективности изложенного подхода на примере высокопрочных МСС другого состава.

Глава 4 посвящена разработке режимов ШО для повышения комшыкса механических свойств высокопрочных сталай ЩМчЗЛбНГО и ШиЛбК^МГ. Класс прочности данных сталей / ^>21 СО ИПе/ позволяет надежно использовать их в качестве конструкционных материалов в том случае,есл» пластичность и вязкость достаточно высоки, чего не удается достигнуть после обычной закыиш. ь них удалось получить разный разовый состав посла к чтрольной закалки и ТМО: полностью мартенсатныэ стали в первом случае и двухфазные во втором - / * 10-25^ /. ирсма твго,

ВТМО с £=80^ приводит к ооразованию пилигенизовамнол отруодры; увеличение <£ До 160% вызывает ре^иотьллиэищю, средшы размер зерен

^рвк=8-9 шш. В обоих случаях формирузтоя плоскостная текстура прокатки, слабее выраженная в рекристаллизоваянок состоянии. Холодная деформация / £=30-50$ / усиливает интенсивность ооновных текотурных максимумов. ВТМО уменьшает размеры пакетов мартенсита и реек в них. Твердость посла ВТМО возрастает т^ы сильнее, чем больше степень деформации, в среднем сна растет на 75-125 НУ; прочность по сравнения с контрольной закалкой увеличивается на 40-60 !,Ша после ВТМО и на 80-100 МП а после холодной деформации, пластичность остается дос-иточно высокой. Таким образом, остаточный ауотенит, присутствующий в этих сталях посла БТМО, не приводит к существенному снижению твердости и прочности в несостаренном состоянии. Прочность данных сталей посла обычной заг-калки достаточно высока, поэтому предполагалось, что некоторое снижение прочности после старения из-за появления /"-фазы / У"00т + + ]Грев / 1ФИ Одновременном увеличении пластичности и вязкости допустимо. Старение мартенсита сталей Н1ЕФШ5КГ0 и Щ2М6К12Х4Т идет с выделением интеркеталлидных фаз: фазы Лавеоа Ре^о в обеих сталях а также У и соответственно. Решетка этих фаз отличны от ре-

шетки с/.- и ^-фаз, частицу некогерентны матрице и поэтому чувствительны к увеличению плотности дислокаций и их распределению, ссй.п,энному в результате ТМО. В свою очередь, закрепляя собой субструктуру деформации, частицы интерметаллидов увеличивают ее терми-^скую стабильность. Все это способствует повышению прочности, пластичности и вязкости после старения. Полученные зависимости твердости сталей от ■■температуры старения мартенсита свидетельствуют о том, что ТМО не вносит заметных изменений в кинетику твердения сталей, максимум твердости достигается при 500-550°С. Твердость в состаренном состоянии образцов после ТМО незначительно /или вовсе не/ превышает твердость закаленных и состаренных образцов. Установлено, что для деформированных сталей нагрев до 525°С приводит к увеличению количества |Г-фвзи, в то время, как для закаленных этого не наблюдается

ется в меньшей степени /Г3=1000°С /. Температура начала сС^О превращения в сталях Н15Ф9Д5К10 и Н12М6К12Х4Г после ВИЛО сдвинута к более низким по сравнению закелкой, возможно, из-за присутствия- в структуре перед старением 'Гост ' котоРое интенсифн. рует ди.'/фуги-онное перераспределение никеля в с1 -фаза, подготавливающее осра-зование /*рав ' ® итсгв ~ после оптимального старения при 525°С , 2 ч в сталях НШШ5ДО и НШ61С[2Х4Г, подвергнутых ВТМО или Ь'ШО + + ХД, присутствует 20-30$ ^-фазы. При этом, как видно яз та- -блицц 4, по сравнению с контрольной закалкой, при равна! или несколько больший прочности, ТМО стали Н15Ф6М5Й10 увеличивает ее пластичность после старения пукмерно в два раза, а удьрную вязкость - в 1,5 раза; в среднем растет на ЮС МПа в направлении, перпендикуля-

рной направлению прокатки /НИ/ . Для стаи» Н12,'.6К12Х4Т эффект ТШ) еще более значителен: при увеличении прочности на 100-250 МПа, пла-стичьость также расзт в дна раза, а уд^ная вязкость - в 3,5-4 раза. Отметим, что соотношение меаду (Г, КСи в поперечном и продольном по отношению к НД направлениях не превышает 0/75, что удовлетворяет требованиям, принятым в промышленности для МСО* » Установлено, что холодная деформация / £ -.30-50% /, проводимая после дополнительно увеличивает прочность сталей. Например, после обработки по рйкиму: В1М0 /<£ =80%, полигон?, зацля / + хд / / и старения стали Н1 ¿МоК12Х-1? в направлении л поперек НП ооатЕвт-ственно составляет 2535 н 2650 МПа. Однако анизотропия свойств, ш-званм&ч ХД, приводит к тому, что пластичность в поперечном напылении неудовлетворительно низкая. В случал ХД посла БТМО с получением мелкозернистой рбкриоталлизованной структуры /сталь Н15ФсЛЫС 0 / анизотропия не столь велика, и ХД может быть использован с. для увзиг:-чения поело старения пластичности к вязкости исходно рокристаллвзс-ванной структуры /табл.4 /. В результате проведения оптимальнее '1МС

я - ТУ 14-1-4896-90

-У8 -

Таблица 4

Мехакичвсае свойства сталей Щ5ФШ5К10 и Н12М6К12Х4Г после отменил /525°С, 2ч /

Обработка перед Н15Ф6М5КГО Н12М6К12Х4Т

старением 6с,1 Ша МПа К- МДж 6ц1 МПа Я МПа п КОЬГ МДк/м2

Закалка, 2225 2250 9,0-50,0 0,35 2375 2520 7,0 44,0 0,20 Т=-950°С

Закалка, 2180 2210 5,3 30,0 0,26 2285 2300 3,5 28,0 0,10 Т=1000'С.

ВТМ0,Т= 1000"С

полигонез.

2220 2360 9,5 55,0 0,36 (2390)(2410 (6,5; (33,0) (0,26)

втмо,, £ -

2525 2535 7,6 54,0 0,35 (2625X2650) (4,0) (¿2,0) (0,27)

ВТМО,Т= оптимальная обработка

1000;,С, 2210 2225 8,0 52,0 0,37 2375 2400 8,6 56,0. 0,41

¿=160$,ре кристаллиз.(2275) (2315)

(0,32^(2515)(2540) (6,6) (50,0) (0,2§)

ВТТЛО,<? = оптимальная обработка =160?»+ ХД, 2185 ¿210 8,5 60,0 0,42 ¿=30% (2220) (2310) (6,5X55,0X0,39) -

В скобках указаны значения механических свойств в Направлении поперек НП.

по предложенным режимам и стандартного старения, 525°С , 2 ч, на сталях Н15ФЗЛ5гС10 и Н1Ш6КГ2Х4Т были получены следующие механические свойства, предсталяющие собой комплекс высоких показателей прочности, пластичности и ударной вязкости /табл.4/.

В заключении к главе 4 на основании результатов, приведенных в главах 3 и 4, на примере сталей Н26М2Т4, Н2а.12Т4Ю2, 1И5ФШ5К10 и Н12М6К12Х4Т анализируются возможности повышения пластичности и вязкости высокопрочна* МСС / 2100 Ша / различного состава пуюзм использования ТМО. Обсувдаются причины эффективности применения ТМО к сталям мартенситного класса типа Н15ФШ5К10 и 111Ш6К12Х4Т и неэффективности ее в случае аустенитных сталей Н2ЭЛ2Т4 и Н261Л2Г4Ю2, упрочняемых двойным старением.

ОБШ,ИЕ ВЫВОД!

I. Исследована у^е кг леность двойного старения /в Т- и сС -фазах/ для упрочне!шя умеренно легированных МСС /на примере сталей Н26М2Т4 и Н26М2Г402, разработанных ЩИИЧермет/. Показана возможность доотихения высоко! твердости /до 700 НУ / и прочности 2400 1Ша / такого рода сталей, однако избежать сопровождающего упрочнена охрупчивания за счет пограничного распада при старении аусте-нита и повышенной чувствительности к вредным примзсям не удается даг-ге путем применения ТМО.

Для сталей Н2Ш2Т4 и Н26М2Т4Ю2 построены диаграммы твердей,¡я, а также соотношения структурных составляющих в зависимости от режимов стсрения аустенита и мартенсита: показано, что достижение высокой твердости возможно в очень узком диапозоне режимов двойного старения.

3. Определены условия ТМО и оптималышв режимы старения мартенсита, обеспечивающие формирование заданного типа структ'~ы для реади-

вацы высокой конструктивной прочности сталей Щ5ФШ5Н10 *Н12М6КГ2)МГ.

4. Различная природа фаз, выделяющихся при стареиии аустенита сталей Н26М2Т4, К2еЛ1.*Г4Ю2 и мартенсита сталей Н15МА5К10,ЩЖЗКГ2Х4Т,

■ /изоморфность с патрицей в первом случав и отсутствие таковой во второму^ а также большая неоднородность распределения легирующих элементов особенно Т1 .между телом зерна и приграничными объемами приводит, к тому, что характер распределения упрочняющих частиц в цикле двойного старения, в отличие от старения МСС, мало чувствителен увеличению плотности дислокаций и субграниц, создаваемому при НЛО. Поэтому ТМО сталей Н26М2Т4 и Н23М2Г4Ю2 не дает возможности добиться высоких значений пластичности и вязкоотд при высокой прочности; однако, ВТМО увеличивает прочность и пластичность после старения по сравнению с закалкой, что проявляется при испытаниях на изгиб. Для сталей Н15МЛ5£(Г0и I Н12Л6К12Х4Т в результате ТМО и стандартного старения пластичность в высокопрочном состоянии растет в среднем в 1,5-2 раза, а ударная вяа-•■ кость в 2-4 раза по сравнению с обычной закалкой.

5. Показано, что положительная роль аустенита, ~20-30$ , в увеличении пластичности высокопрочных МСС проявляется только при отсутствии предварительного старения аустенита /стели Н15Ф0Л5КЮ,. Н12М6К12Х4Т/; в противном случае аустенит и мартенсит в двухфазной структуре охрупчены выделениями по границам зерен /стали Н26М2'14 и Н2вД2Г4Ю2/.

6. Разработаны режимы ТМО и двойного старения сталей Н26М1Д4 и

. Н26М2Т4Ш, позволяющие получить высокие значения твердости / ¿700 НУ и прочности / <Г^=2250 МП а /, включающие в себя: ВТМО /Тд=1000°С, <£ =100-12003» /, отменив аустенита при 650-700°С и старение мартенсита при 50С°С.

7. Разработаны режимы ТМО и старения сталей Щ5ФШ5К10 и Н12М6К12Х4Т, обеспечивающие повышение пластичности и ударной вязкости в высокопрс .ом состоянии и оптимальное соотношение механических свойств в двух направлениях: ВТМО с получешем мелкозернистой рекри-

сталлизованной структуры /ГД=1000°С, <£ =160$ / * холодная дефй>~ мадая / (£ «=30-50? А отьрениэ при 525°С, 2 ч.

Ооновкое содержание даосертацаи отр&яено в олэдуищих цублика-шях: >

1. Лаптева Т.Р. Двойное старение в сталях Н26М2Т4 и Н26М2Т4Ш после закалки м ВШО. - Тезисы докладов школы-семиньра молодых ученых и специалистов по проблеме фазовых превращений в твердом теле "Фазовые превращения - 90". -Москва, 24-23 февраля 19Й) г.,о.41-42.

2. Перкас Н.Д.,Капуткаиа Л.М •, Лаптева Т.Р.,Про1;ошкица В.Г. Исследование старения аустенита и мартенсита сплавов на основе

Ре +25-27$ //с после закала н горячей деформации.- Известия ВУЗо* Черная маталлургвя , :а 5, 1991 г., о.75-78.

московский инспптг стали и сплавов

Зое^з Л 39 Объем //). л, Тирах /00 Типография ШКиС.ул. Ордаоникидза, 8/9