Малинов Л.С., Малинов В.Л. Ресурсосберегающие экономнолегированные сплавы и упрочняющие технологии, обеспечивающие эффект самозакалки

Подождите немного. Документ загружается.

121

Микротвердость постепенно уменьшается по мере удаления от поверхности. Получить иную

последовательность в расположении позволяет цементация образцов на меньшую глубину, чем было

проведено обезуглероживание. В результате этого на поверхности снова образуется аустенит. Слоистую

структуру в сталях аустенитного класса также можно получить различными способами:

1. - закалка с охлаждением ниже точки М

(обработка холодом), в результате которой во всем объёме

образуется мартенсит, а затем кратковременный нагрев поверхности выше температуры завершения

превращения мартенсита в аустенит и сохранение его до комнатной температуры (рис. 3.60, а).

2. - объёмная закалка для получения при комнатной температуре структуры метастабильного

аустенита, а затем ХПД поверхностного слоя (рис. 3.60, б), в результате которой в нем образуется

мартенсит деформации, т.к. точка М

ниже комнатной температуры, а М

– выше нее. При

необходимости изменить последовательность слоев и иметь на поверхности аустенит вначале следует

провести ХПД и получить мартенситную структуру во всем объеме, а затем осуществить

термообработку поверхности, обеспечив α″ → γ превращение.

Получение слоистых структур с отличающимися свойствами позволяет создавать естественно

армированные материалы с высокой конструкционной прочностью, а также сочетать в одном материале

различные физические свойства (неодинаковые коэффициенты линейного расширения, магнитные

характеристики и др.).

Полученные данные показывают большие возможности за счет дифференцированных обработок

получать в марганцевых сталях регулярные градиенты структурно-фазового состояния и за счет этого

обеспечивать хорошее сочетание механических свойств.

Рисунок 3.60. Схема обработки аустенитной стали по вариантам а и б

122

ГЛАВА 4

ХРОМОМАРГАНЦЕВЫЕ СТАЛИ С МАРТЕНСИТНЫМИ ПРЕВРАЩЕНИЯМИ

ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ И/ИЛИ ДЕФОРМАЦИИ

Широкие исследования по изучению хромомарганцевых сталей были начаты в связи со стремлением

заменить более дорогие хромоникелевые. Подробные сведения о таких сталях приведены в монографиях

[184, 185]. В 50-х годах И.Н. Богачевым и Р.И. Минцем было предложено новое направление в создании

хромомарганцевых сталей, а именно - с метастабильным аустенитом [186]. Однако многие вопросы

оставались неизученными. Отсутствовали данные о влиянии марганца, углерода, хрома и ряда других

элементов (Si, Mo, V, Al, Cu), а также термообработки и деформации на развитие мартенситных

превращений при нагружении и свойства хромомарганцевых сталей. Между тем, эти сведения

необходимы для управления мартенситными превращениями и разработки на этой основе новых

экономнолегированных сталей и упрочняющих обработок. Результаты исследований, обобщенные в

данной главе, проводились вначале в связи с разработкой безникелевых кавитационностойких, а затем

высокопрочных, коррозионно- и износостойких сталей.

4.1. Влияние химического состава

Исследована большая группа хромомарганцевых сталей, состав которых приведен в табл. 4.1.

Таблица 4.1

Химический состав исследованных сталей

Содержание элементов, вес. %

Марка стали

С Сr Mn Si Mo Al V Ni N Cu

1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11

10X14 0,10 13,60 0,40 0,20 – – – – – –

10Х14Г2 0,09 13,60 2,50 0,20 – – – – – –

10Х14Г4 0,09 13,80 4,60 0,20

–

– –

10Х14Г6 0,09 13,70 6,26 0,30

–

– –

10Х14Г8 0,10 13,55 8,70 0,10

–

– –

20Х14Г8 0,18 13,60 8,90 0,10

–

– –

30Х14Г8 0,32 13,60 8,50 0,12

–

– –

30Х14АГ7 0,29 13,70 7,31 0,20

–

– –

40Х14Г8 0,32 14,20 8,60 0,14

–

– –

50Х14Г8 0,52 13,70 8,50 0,13

–

– –

10Х14Г10 0,11 14,20 10,50 0,16

–

– –

20Х14Г10 0,21 14,50 10,40 0,16

–

– –

30Х14Г10 0,30 14,50 9,99 0,12

–

– –

40Х14Г10 0,37 14,50 9,94 0,13

–

– –

50Х14Г10 0,49 14,30 9,90 0,13

–

– –

10Х14Г12 0,11 13,44 11,85 0,13

–

– –

20Х14Г12 0,19 13,50 11,90 0,12

–

– –

30Х14Г12 0,29 13,60 12,40 0,10

–

– –

40Х14Г12 0,39 13,60 12,40 0,10

–

– –

50Х14Г12 0,49 13,60 11,90 0,11

–

– –

30Х13Г8С0,5 0,31 13,30 8,25 0,56

–

– –

30Х13Г8С1 0,32 13,35 8,40 1,35

–

– –

30Х13Г8С2 0,32 13,20 8,50 2,16

–

– –

30Х13Г8М0,5 0,32 13,50 8,40 0,12 0,47 – – – – –

30Х13Г8М1 0,32 13,25 8,00 0,10 0,98 – – – – –

123

Продолжение табл. 4.1

Содержание элементов, вес. %

Марка стали

С Сr Mn Si Mo Al V Ni N Cu

30Х13Г8М2 0,31 13,15 8,35 0,18 1,91 – – – – –

30Х13Г8Ф0,1 0,32 13,26 8,40 0,12 – – 0,10 – – –

30Х13Г8Ф0,6 0,36 13,28 8,50 0,18 – – 0,60 – – –

30Х13Г8Ф1 0,35 13,30 8,40 0,17 – – 1,20 – – –

30Х13Г8Ю1 0,31 13,25 8,35 0,16 – 0,92 – – – –

30Х13Г8Ю2 0,31 13,25 8,50 0,26 – 2,0 – – – –

30Х13Г8ЮЗ 0,31 13,80 8,50 0,26 – 2,8 – – – –

30Х13Г8Н1 0,31 13,09 8,50 0,15 – – – 1,13 - –

30Х13Г8Н2 0,31 13,25 8,25 0,15 – – – 2,03

–

30Х13Г8НЗ 0,31 13,25 8,25 0,12 – – – 3,23

30Х13Г8Д1 0,31 13,25 8,35 0,18 – – – – - 1,38

30Х13Г8Д2 0,34 13,25 8,35 0,18 – – – – – 2,20

30Х13Г8ДЗ 0,34 13,22 8,60 0,18 – – – – – 3,48

08Х13АГ12МДФ 0,08 13,45 12,30 0,10 0,84 – 0,23 – 0,15 1,36

10Х10АГ8МД2ФС 0,10 10,49 8,20 1,65 1,21 – 0,50 – 0,14 2,04

15Х13АГ12МД2ФС 0,16 13,80 11,60 1,63 0,81 – 0,56 – 0,15 2,20

20Х13АГ10МД2ФС 0,19 13,45 10,56 1,38 1,15 – 0,58 - 0,14 2,03

30Х10АГ8МЗД2ФС 0,36 10,87 8,80 1,50 3,10 – – – 0,14 2,02

03Х6АГ8М2С 0,03 6,45 7,67 1,40 2,21 – – – – –

03Х8АГ8М2С 0,03 8,37 7,67 1,40 2,21 – – – – –

03Х10АГ8М2С 0,03 10,70 7,67 1,40 2,21 – – – –

10Х14АГ6 0,10 14,56 6,0 0,12 – – – – 0,13 –

10Х14АГ6МФ 0,11 14,56 6,0 0,12 0,73 – 0,20 – 0,14 –

10Х14АГ6Д2М 0,10 14,56 6,0 0,12 0,73 – – – 0,13 1,80

Примечание. Содержание S и Р не превышало 0,01 %.

Рассмотрим вначале группу сталей, содержащих 0,1 % С, 14 % Cr и изменяющееся от 0 до 12 %

количество марганца. В табл. 4.2 приведены положение мартенситных точек

′

М ,

М и

количественное соотношение фаз в этих сталях. Положение критических точек определялось

дилатометрическим методом, а фазовый состав - магнитометрическим и рентгеновским.

Таблица 4.2

Положение мартенситных точек

′

М ,

М и фазовый состав сталей

на основе 10X14 с различным содержанием марганца*

Мартенситные точки Фазовый состав

Содержание

марганца

′

М ,

α', % ε, % γ, %

0 270 – 100 – 0

2 235 – 93 – 7

4 195 – 84 – 16

6 149 – 68 – 32

8 100 – 52 5 43

10 50 50 13 10 77

12 – 30 0 15 85

* Там, где

′

М и

М , были ниже комнатной температуры, поставлен прочерк.

Полученные данные свидетельствуют о том, что под влиянием марганца положение мартенситной

точки

′

М снижается. Этому соответствует уменьшение в структуре α'– и увеличение доли аустенита. В

стали 10Х14Г12

′

М лежит ниже комнатной температуры, и структура является преимущественно

аустенитной. В 10Х14Г8, 10Х14Г10 и 10Х14Г12 появляется небольшое количество (£ 15 %) ε–

124

мартенсита, который обнаруживается рентгеновским и металлографическим методами. Влияние

углерода изучено на серии хромомарганцевых сталей, содержащих 14 % Сr и 8–12 % Мn. Углерод

подобно марганцу стабилизирует аустенит по отношению к γ → α' превращению, но влияет значительно

сильнее. Так увеличение содержания углерода с 0,1 до 0,2 % в Х14Г8 снижает точку

′

М до комнатной

температуры. Количество α'– при этом не превышает 5 %. В сталях с более высоким содержанием

углерода и марганца мартенситная точка расположена ниже комнатной температуры. В сталях, имеющих

0,2–0,3 % С, 13–14 % Сr и 8–10 % Мn после закалки в структуре также появляется ε–мартенсит,

количество которого составляет 5–10 %, В сталях с более высоким содержанием углерода и марганца ε–

мартенсит отсутствует и структура является аустенитной. То обстоятельство, что ε-фаза образуется в

исследованных сталях лишь при определенной концентрации углерода и марганца, можно объяснить

снижением ЭДУ аустенита. Неоднозначное влияние марганца в Fе-Мn сталях на ЭДУ и соответственно

количество ε-мартенсита установлено в работах [187-189]. Полученные данные свидетельствуют о том,

что аналогичная зависимость обнаруживается в хромомарганцевых сталях. В кремнийсодержащих

сталях 30Х13Г8С0,5, 30Х13Г8С1, 30Х13Г8С2 наряду с аустенитом в структуре присутствует ε–фаза. Во

всех остальных композициях на основе стали 30Х13Г8, легированной молибденом, ванадием,

алюминием, никелем и медью, структура после закалки аустенитная. В отличие от кремния эти элементы

стабилизируют аустенит по отношению к γ → ε превращению при охлаждении. Сложнолегированные

стали 08Х6АГ8М2С, 10Х14АГ6, 10Х14АГ6МФ, 10Х14АГ6Д2М в нормализованном или закаленном

состоянии имеют двухфазную структуру с различным соотношением α′–мартенсита и аустенита.

Увеличение концентрации хрома при неизменном содержании других элементов или введение

молибдена и меди стабилизирует аустенит по отношению к γ → α' превращению при охлаждении. В

указанных выше сталях ε– мартенсит не образуется, что можно объяснить повышенным уровнем ЭДУ.

Исследования хромомарганцевых сталей различного химического состава с переменным содержанием

углерода и марганца, а также сложнолегированных, позволили расширить представления о развитии

мартенситных превращений при деформации. На рис. 4.1 приведено изменение количества

мартенситных фаз (α', α″ и ε) в зависимости от химического состава. Полученные данные показывают,

что МКД имеют тот же характер и те же участки, что и в Fе-Мn сталях (см. гл. 3). В том случае, когда

мартенситное превращение преимущественно протекает при охлаждении (α′ > 80 %) преобладает IV

участок МКД, которому соответствует получение максимально возможного при деформации количества

мартенсита.

Рис. 4.1. МКД (γ → α″ и γ → ε) в хромомарганцевых сталях 14 % Cr, 8-12 % Mn, 0,1-0,5 % С (а, б, в),

а также сложнолегированных (г): а – 8 % Мп; б – 10 % Мп;

в – 12 % Мп (1*, 1 – 0,1 % С; 2*, 2 – 0,3 % С; 3*, 3 – 0,5 % С);

г – 08Х10АГ8 (4), 08X10AГ8C2 (5), 08Х10АГ8М2С2 (6); 1*, 2*, 3* - α″; 1, 2, 3 - ε

По мере уменьшения под влиянием легирования количества α′–мартенсита в исходном (до

деформации) состоянии появляются III, II, а затем и I участки МКД, которые соответственно

характеризуют затухание γ → α″ превращения (III), наиболее интенсивное его развитие (II) и начало

превращения (I) (рис. 4.1) [190]. По мере увеличения степени легирования сталей с двухфазной α′ + γ

структурой и уменьшения количества мартенсита охлаждения интенсивность γ → α″ превращения

вначале увеличивается (рис. 4.1, а), а затем снижается (рис. 4.1, б, в, г). В аустенитных же сталях

легирование во многих случаях приводит к снижению интенсивности на участке II МКД (рис. 4.1, в), В

125

сталях с преимущественно аустенитной структурой деформация может вызывать появление или

исчезновение ε–мартенсита. Если он образовался после охлаждения, а на МКД, характеризующей

развитие γ → α″ превращения при деформации, отсутствует I участок, то образованию α″–мартенсита

соответствует уменьшение количества ε (рис. 4.1, а). В аустенитных сталях, МКД γ → α″ превращения

которых имеет участок I, изменение количества ε–мартенсита при деформации характеризуется кривой с

максимумом (рис. 4.1, а, б, в). Чем более протяженным оказывается I участок МКД γ → α″ превращения,

тем при больших степенях деформации появляется максимум на кривой изменения количества ε-

мартенсита, тем меньше его величина. В сталях с высокой стабильностью аустенита ε-мартенсит при

деформации не образуется, равно как и в сталях с метастабильным аустенитом, который превращается в

α′–мартенсит преимущественно при охлаждении. В том случае, когда МКД γ → α″ превращения

исследованных аустенитных сталей имеет все основные участки (рис. 1.3, гл. 1), она очень напоминает

кривую упрочнения металлов с ГЦК решеткой [191, 192]. Можно полагать, что это не чисто внешнее

сходство. Ход кривых упрочнения и МКД при различных степенях деформации объясняется сложным

изменением дислокационной структуры при увеличивающемся напряжении. Стадия I, отмечаемая на

кривой зависимости напряжения от деформации (рис. 1.3, гл. 1) – это область легкого скольжения. Она

характеризуется малым коэффициентом упрочнения [191]. Скольжение на этой стадии определяется

перемещением дислокаций по первичным системам. Участку I МКД, как показали электронно-

микроскопические исследования, стали 08Х13АГ12МД2ФС, соответствует появление линий скольжения,

дефектов упаковки, а в ряде случаев - ε–фазы (рис. 4.2, а, б).

а б в

Рис. 4.2. Электронно-микроскопическая структура сталей 08Х13АГ12МД2ФС и 08Х10АГ8МД2ФС

после ХПД 5 % (а, б); 08Х10АГ8МД2ФС 30 % (в); х 15000 х 2

В литературе [191, 192] имеются указания относительно того, что на протяженность

соответствующих участков кривой упрочнения металлов с ГЦК решеткой существенное влияние

оказывает энергия дефектов упаковки. Чем ниже ЭДУ, тем выше коэффициент упрочнения на II стадии и

при больших степенях деформации начинается III. Исходя из того, что МКД по характеру аналогична

кривой упрочнения и мартенситообразование при деформации существенно зависит от плотности и

подвижности дислокаций, а также формирования субструктуры, следовало ожидать, что ЭДУ должна

оказывать большое влияние на соответствующие участки мартенситной кривой деформации в

хромомарганцевых сталях. Соответствующие данные в литературе применительно к ним отсутствуют.

Для нахождения величины ЭДУ применялся метод тройных дислокационных узлов [193]. В настоящее

время он является одним из наиболее достоверных. Ошибка в этом случае не превышает 10–12 % при

величине ЭДУ £ 0,040 Дж/м

. Верхний предел применимости метода ограничен значениями ЭДУ

0,050 Дж/м

. Суть метода заключается в том, что, измерив величину расщепления тройного узла, можно

определить величину ЭДУ. Для аустенитных сталей 10Х10АГ8МД2ФС, 08Х13АГ12МДФ,

30Х10АГ8М3Д2ФС она составляет 0,009; 0,015; 0,032 Дж/м

[194]. На рис. 4.3 приведены мартенситные

кривые для этих трех сталей [28, 194]. Чем выше ЭДУ, тем при больших степенях деформации

начинаются участки II и III МКД, тем меньше интенсивность мартенситного превращения на всех этапах

деформирования. В 30Х10АГ8М3Д2Ф МКД. имеет I участок и начало II, участок III отсутствует.

Указанная зависимость развития мартенситного превращения от величины ЭДУ может быть объяснена

тем, что при низких ее значениях легче возникают зародыши мартенсита, которыми могут быть дефекты

упаковки.

126

Рис. 4.3. МКД γ → α″ превращения сталей (деформация прокаткой):

1 – 10Х10АГ8МД2ФС; 2 - 08Х13АГ12МДФ; 3 - 30Х10АГ8М3Д2ФС

В работе [195] изучалось влияние ряда элементов (Si, Mo, V, Al, Ni и Cu) на структуру и развитие

γ → α″ превращения при деформации. В большинстве случаев в качестве основы выбиралась сталь

30Х13Г8. Перед ХПД стали закаливали с 1100

С. Рассмотрим вначале влияние кремния на

интенсивность γ → α″ превращения. Во многих случаях количество ε–фазы после деформации со

степенями > 10 % уменьшалось до нуля, с увеличением содержания кремния до 1 % интенсивность

γ → α″ превращения при деформациях до 10 % снижается. Введение в сталь 2 % Si уже повышает

интенсивность образования мартенсита (рис. 4.4, а). Обнаруживается двойственное влияние кремния на

развитие мартенситного превращения при деформации. Это можно объяснить тем, что в

кремнийсодержащих сталях действуют два конкурирующих фактора. С одной стороны, кремний,

растворяясь в аустените, повышает его предел упругости и затраты энергии на протекание

мартенситного превращения, что должно затруднять его развитие. С другой стороны, кремний

уменьшает растворимость углерода в аустените и способствует образованию карбидов. Обедненный по

углероду аустенит более метастабилен. При повышенной концентрации кремния в 30Х13Г8 последний

фактор становится преобладающим. Это подтверждается тем, что в низкоуглеродистой стали 03Х10АГ8,

в которой карбидов мало и они не играют большой роли, увеличение концентрации кремния до 2 %

(03Х10АГ8С2) стабилизирует аустенит по отношению к мартенситному превращению [196].

Рис. 4.4. Развитие γ → α″ превращения при деформации в сталях на основе 30Х13Г8, легированных

различными элементами: а – кремнием: 1- 30Х13Г8; 2 - 30Х13Г8С0,5; 3- 30Х13Г8С1;

4 - 30Х13Г8С2; б – молибденом: 1 - 30Х13Г8; 2 - 30Х13Г8М0,5; 3 - 30Х13Г8М1;

4 - 30Х13Г8М2; в – ванадием: 1 - 30Х13Г8; 2 - 30Х13Г8Ф0,1; 3 - 30Х13Г8Ф0,6; 4 - 30Х13Г8Ф1;

г – алюминием: 1 - 30Х13Г8; 2 - 30Х13Г8Ю1; 3 - 30Х13Г8Ю2; 4 - 30Х13Г8Ю4

100

, %

α″, %

127

Молибден аналогично кремнию неоднозначно влияет на интенсивность γ → α″ превращения при

деформации (рис. 4.4, б). Введение в сталь 0,5 % Мо вызывает наиболее сильное стабилизирующее

влияние на аустенит при деформации до 10 %, степень которого уменьшается по мере увеличения

концентрации молибдена [195]. При этом в стали 30Х13Г8М2 γ → α″ превращение развивается

примерно с такой же интенсивностью (даже несколько активнее), как и в 30Х13Г8. При степенях

деформации > 20 % интенсивность γ → α″ превращения в сталях, легированных молибденом, выше, чем

у 30Х13Г8. Молибден так же, как и кремний, при введении в низкоуглеродистую сталь, например

03Х10АГ8С2, в количестве 2 % стабилизирует аустенит [196]. Молибден упрочняет аустенит, и это

должно его стабилизировать. Однако в случае его повышенного содержания в структуре

углеродсодержащих сталей сохраняются нерастворившиеся карбиды. Чем меньше в стали углерода, тем

в большей степени должно проявляться стабилизирующее влияние молибдена. Стали на основе 30Х13Г8,

содержащие ванадий, имеют мелкозернистую аустенитную структуру. В них интенсивность γ → α″

превращения при деформации со степенями £ 20 % ниже, чем у нелегированной стали, а при степенях

деформации в интервале 20–30 % выше, чем у нее (рис. 4.4, в). Влияние ванадия может быть объяснено

аналогично действию молибдена.

Легирование стали 30Х13Г8 алюминием (≥ 1 %) приводит к появлению в структуре наряду с

аустенитом δ–феррита [195]. В 30Х13Г8Ю1, 30Х13Г8Ю2 и 30Х13Г8Ю3 его количество соответственно

составляет 10, 20 и 40 %. Несмотря на то, что алюминий ферритообразователь, он стабилизирует

аустенит и тем в большей мере, чем выше его концентрация в стали. Под влиянием алюминия

существенно снижается интенсивность мартенситообразования (рис. 4.4, г). Стабилизирующее влияние

оказывают никель и медь. При этом медь влияет более сильно, чем никель. Так в 30Х13Г8Н2

мартенситное превращение начинается после деформации с обжатием 10 %, а в 30Х13Г8Д2 – 20 %.

Стабилизирующее влияние на аустенит Al, Ni, Cu можно объяснить повышением под их влиянием

энергии дефектов упаковки, что затрудняет расщепление дислокаций и образование зародышей

мартенсита. Полученные данные позволяют заключить, что в самом общем случае легирование

неоднозначно влияет на развитие мартенситного превращения при нагружении. В тех случаях, когда

легирующие элементы уменьшают количество мартенсита в сталях с преимущественно мартенситной

структурой после закалки или связывают углерод в карбиды, а также способствуют их образованию в

аустенитных сталях, наблюдается активизация образования мартенсита при деформации. Если же в

результате изменения химического состава структура закаленной стали становится преимущественно

мартенситной или возрастают прочностные свойства аустенита, а также его ЭДУ, происходит снижение

интенсивности γ → α″ превращения при деформации. Небольшое количество ε–фазы обнаруживается в

Fe-Сr-Мn сталях определенного состава. Чем активнее протекает при нагружении образование α″, тем

при меньших степенях деформации ε–фаза исчезает. Указанные закономерности аналогичны тем,

которые наблюдаются в Fе-Мn сталях.

В соответствии с исходной структурой и развитием мартенситных превращений при деформации

изменяются и механические свойства исследованных Fe-Сr-Мn сталей. Рассмотрим вначале зависимость

механических свойств от концентрации марганца и углерода. В группе сталей с 0,1 % С и 14 % Сr при

увеличении концентрации марганца от 0 до 12 % обнаруживается немонотонная изменение прочностных

свойств. Их максимум (σ

0,2

= 1170 МПа, σ

= 1400 МПа) после закалки с 1100°

С в масло

обнаруживается при 6 % Mn. Меньшее или большее его содержание приводит к снижению прочностных

свойств. Пластические характеристики имеют низкие значения (δ, ψ £ 5 %) при содержании марганца до

6 % и существенно возрастают при увеличении его концентрации до 12 %. Аналогично изменяется

ударная вязкость (рис. 4.5). Повышение прочностных свойств при увеличении марганца от 0 до 6 %

связано с исчезновением δ–феррита и упрочнением мартенсита. Дополнительным вкладом в их

увеличение является превращение остаточного аустенита в мартенсит при нагружении в процессе

испытаний механических свойств. Низкая пластичность в закаленных сталях, содержащих до 6 % Mn,

обусловлена повышенной хрупкостью марганцевого мартенсита. При более высоком содержании

марганца снижается количество мартенсита в структуре и возрастает доля аустенита. Это приводит к

снижению прочностных и повышению пластических характеристик, а также ударной вязкости. В сталях,

содержащих > 6 % Mn, значительную роль играет развитие γ → α″ превращения при нагружении. В

низкоуглеродистых хромомарганцевых сталях для хорошего сочетания прочностных и пластических

свойств необходимо, чтобы количество мартенсита в зоне разрыва не превышало 60–70 %. Уровень

механических свойств исследованных сталей определяется исходным количеством мартенсита и

аустенита, степенью их упрочнения и характером развития мартенситного превращения в процессе

испытаний. Из исследованных сталей самым высоким уровнем прочностных свойств обладает

мартенситно-аустенитная сталь 10Х14Г6, а наибольшей пластичностью и ударной вязкостью –

128

аустенитная 10Х14Г12. В последней благодаря мартенситообразованию при испытаниях обеспечивается

повышенный уровень предела прочности (980–1080 МПа). Она имеет сравнительно невысокий предел

текучести (370–390 МПа).

Рассмотрим изменение механических свойств исследованных сталей в зависимости от содержания

углерода при постоянной концентрации марганца 8, 10, 12 % и хрома 14 % (рис. 4.6, а, б, в). При

увеличении содержания углерода с 0,1 до 0,3 % в сталях группы Х14Г8 прочностные характеристики

значительно снижаются (рис. 4.6, а). В 30Х14Г8 они наиболее низки. Вместе с тем пластические

характеристики незначительно отличаются от таковых у 10X14Г8. Сильное снижение предела текучести

можно объяснить тем, что в структуре 30Х14Г8 отсутствует мартенсит после закалки, и, кроме того, при

малых напряжениях образуются дефекты упаковки и ε–фаза. Процесс их образования снижает

сопротивление малым пластическим деформациям [197]. Уменьшение временного сопротивления при

увеличении концентрации углерода до 0,3 % обусловлено тем, что снижается доля α′, а мартенсит

деформации (α″), количество которого в зоне разрыва достигает 30 %, благодаря углероду обладает

повышенной хрупкостью.

Рис. 4.5. Влияние марганца на механические свойства сталей на основе Fе – 0,1 % С – 14 % Сr

после закалки c 1100

С: 1 – σ

; 2 – σ

0,2

; 3 – δ; 4 – ψ; 5 – KCU

Рис. 4.6. Влияние углерода на механические свойства закаленных Fе – 14 % Сr – (8-12 %) Мn сталей:

а – 8 % Мп; б – 10 % Мп; в – 12 % Мп; 1 – σ

; 2 – σ

0,2

; 3 – δ; 4 – ψ

129

При добавлении в сталь Х14Г8 углерода 0,4–0,5 % наблюдается некоторое повышение прочностных

свойств и пластичности (рис. 4.6, а). Это является следствием ряда причин. Во-первых, под влиянием

увеличения содержания углерода повышается стабильность аустенита, что затрудняет образование

дефектов упаковки и ε–фазы при малых напряжениях. Как уже отмечалось, этот процесс снижает предел

текучести. Во-вторых, аустенит с содержанием углерода 0,4–0,5 % обладает повышенной способностью

к упрочнению, что определяет более высокие значения σ

0,2

и σ

. В-третьих, под влиянием повышенного

содержания углерода снижается интенсивность γ → α″ превращения, и оно при испытаниях протекает

постепенно. В результате к моменту разрыва образцов количество хрупкого углеродсодержащего

мартенсита значительно меньше (10 %), чем в 30Х14Г8 (30 %). Аналогичные изменения механических

свойств при вариации углерода от 0,1 до 0,5 %, отмеченные в группе сталей Х14Г8, наблюдаются и в

группах на основе Х14Г10 (рис. 4.6, б) и Х14Г12 (рис. 4.6, в) [195].

Закономерности изменения механических свойств в связи с мартенситным превращением при

охлаждении и деформации, отмеченные выше, характерны и для сложнолегированных сталей на

хромомарганцевой основе. В сталях с преимущественно мартенситной структурой после закалки, в

которых образование α–мартенсита при деформации завершается при малых степенях деформации, а

МКД характеризуется III и IV участками при малой протяженности III участка, или только IV-м,

обнаруживается высокий уровень прочностных свойств при низкой пластичности (табл. 4.3). Примером

могут служить свойства закаленной стали 03Х6АГ8М2С, имеющей III и IV участки МКД [196]. По мере

увеличения в рассмотренной стали концентрации хрома до 8 % (03Х8АГ8Д2С) уменьшается количество

α′–мартенсита после закалки, появляется II участок, характеризуемый интенсивным γ → α″

превращением. В результате снижается предел текучести, возрастают временное сопротивление,

пластичность и ударная вязкость (табл. 4.3).

Таблица 4.3

Механические свойства ряда сложнолегированных хромомарганцевых сталей в сопоставлении

с интенсивностью развития мартенситного превращения на различных участках МКД

Интенсивность γ → α″

превращения на

различных участках

Механические свойства

Сталь

I II III IV

0.2

МПа

δ, % ψ, %

KCU,

МДж/м

03Х6АГ8М2С – – 0,80 0,20 990 1100 – – 0,16

03Х8АГ8М2С – 6,00 0,66 0,05 950 1200 13,5 49,0 1,18

03Х10АГ8М2С – 3,60 – – 405 1120 23,5 53,0 3,08

10Х10АГ8МД2ФС 0,15 2,60 0,67 – 460 1000 30,0 34,0 3,65

08Х13АГ12МДФС 0,10 1,75 0,70 – 350 800 59,0 62,0 3,70

15Х13АГ12МД2ФС 0,02 0,80 0,15 – 375 730 62,0 68,0 3,55

30Х10АГ8МЗД2ФС 0,08 0,25 – – 520 750 51,0 45,0 2,70

При повышении концентрации хрома до 10 % (03Х10АГ8М2С) интенсивность γ → α″ превращения

при нагружении снижается. Это приводит к еще большему увеличению пластичности и ударной

вязкости, чем в 03Х8АГ8М2С. В аустенитных сложнолегированных сталях наиболее высокий уровень

временного сопротивления и достаточной пластичности удается получить лишь при определенной МКД,

характеризуемой тремя участками. При этом интенсивность на II участке составляет ~ 2,6, а к моменту

разрыва образца образуется 60–70 % мартенсита. Такой характер МКД. обнаруживается у стали

10Х10АГ8МД2ФС. По мере уменьшения интенсивности мартенситного γ → α″ превращения снижается

временное сопротивление и возрастает пластичность (08Х13АГ12МДФС). Наиболее высокой

пластичностью обладают аустенитные стали, в которых появлению мартенсита предшествует

значительная деформация, а М

находится несколько выше комнатной температуры. Так в

15Х13АГ12МД2ФС α″ появляется только после деформации 40 %. К моменту разрушения образца

возникает ~ 15 % мартенсита [194]. Относительное удлинение в этой стали составляет 62 % (табл. 4.3).

Высокая пластичность обусловлена тем, что образование α″ на последних стадиях деформирования, с

одной стороны, упрочняет металл, а с другой – обеспечивает релаксацию напряжений в микрообъемах

[198]. Сталь 30Х10АГ8М3Д2ФС, обладающая более высокой стабильностью аустенита, характеризуется

меньшими пластическими свойствами, чем 15Х13АГ12M3Д2ФС [199], имеющая более благоприятное

развитие мартенситного превращения. Большей стабильности аустенита в первой стали соответствует

более высокий предел текучести [196]. Изменяя за счет легирования положение точки М

по отношению

130

к комнатной температуре, можно существенно влиять на характер протекания мартенситного

превращения при нагружении. Этот вывод справедлив и в том случае, когда в одной и той же стали при

постоянной точке М

изменяется температура деформации. При этом следует не только точку М

приближать к комнатной температуре, но и температуру испытаний - к точке М

[194]. Такие

исследования были проведены на стали 10Х10АГ8МД2ФС, точка М

которой находится при ~ 150

С.

Пластические характеристики при испытаниях в интервале температур от 20 до 200

С достигают

максимума (δ = 54 %, ψ = 65 %) при температуре на ~ 50

С ниже точки М

В данной работе исследовалось влияние ряда легирующих элементов (Si, Mo, V, Ni, Al, Cu) на

свойства аустенитной метастабильной стали 30Х13Г8, имеющей относительно невысокий уровень

механических свойств после закалки (табл. 4.4). Необходимость их улучшения обусловлена тем, что в

промышленности нашли применение стали этого типа 30Х10Г10 и 25Х14Г8Т [200], имеющие примерно

такой же уровень свойств, как и 30Х13Г8. Введение в сталь кремния до I % существенно повышает

пределы текучести и прочности, относительное поперечное сужение, но мало влияет на относительное

удлинение. Дальнейшее повышение содержания этого элемента влияет слабо (табл. 4.4) [195].

Эффективное влияние уже 0,5 % Si на увеличение σ

0,2

обусловлено повышением стабильности аустенита

к мартенситообразованию при малых напряжениях и увеличением сопротивления его пластической

деформации. Последний фактор играет решающую роль при увеличении концентрации кремния свыше

0,5 %, поскольку, как было показано выше, в этом случае активизируется мартенситообразование при

малых деформациях, что должно снижать предел текучести. Увеличение временного сопротивления и

пластичности под влиянием кремния можно объяснить уменьшением содержания углерода в мартенсите

деформации, поскольку Si снижает растворимость углерода. Малоуглеродистый мартенсит имеет более

высокую пластичность и прочность. К тому же в сталях с повышенным содержанием кремния в зоне

разрыва количество мартенсита больше, чем в бескремнистых.

Таблица 4.4

Механические свойства стали 30Х13Г8, легированной различными элементами (закалка с 1100°

С)

Механические свойства

Сталь

0.2

, МПа σ

, МПа δ, % ψ, %

30Х13Г8 360 590 12 7

30Х13Г8С0,5 460 620 12 8

30Х13Г8С1 520 800 13 15

30Х13Г8С2 540 800 13 16

30Х13Г8М0,5 500 770 15 17

30Х13Г8М1 470 750 14 18

30Х13Г8М2 460 730 13 16

30Х13Г8Ф0,1 520 710 12 8

30Х13Г8Ф0,6 530 770 14 16

30Х13Г8Ф1 530 750 15 15

30Х13Г8Ю1 400 660 10 16

30Х13Г8Ю2 510 750 40 46

30Х13Г8Ю3 610 760 45 55

30Х13Г8Н1 510 870 20 28

30Х13Г8Н2 440 970 28 32

30Х13Г8Н3 440 840 54 58

30Х13Г8Д1 440 730 17 20

30Х13Г8Д2 460 830 48 50

30Х13Г8Д3 440 760 53 57

Легирование стали 30Х13Г8 0,5 % Мо позволяет получить более высокий уровень механических

свойств, чем при его содержании 1, 2 %.. Важно подчеркнуть, что уже относительно небольшая добавка

в эту сталь (0,1 %) V значительно повышает ее прочностные свойства. Высокое содержание этого

элемента не дает существенного возрастания предела текучести, но увеличивает временное

сопротивление, повышает пластические характеристики. Это может быть следствием большей

мелкозернистости и меньшей концентрации углерода в мартенсите деформации. При легировании

алюминием 30Х13Г8 возрастают как прочностные, так и пластические характеристики. Первое