Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситног
..pdfстенита [2, 3, 35, 36]. Вследствие пересыщенности твер дого раствора, степень которой зависит от содержания углерода, мартенсит характеризуется высокими внутрен ними напряжениями и повышенной склонностью к хруп кому разрушению, которое снижают последующим от пуском.
В процессе отпуска, из-за увеличения диффузион ной подвижности атомов, создаются условия для полу чения более термодинамически равновесного состоя ния [34]. Принято [35] выделять следующие процессы, сопровождающие отпуск закаленных сталей: перерас пределение атомов углерода в твердом растворе (мартен сите) - перемещение атомов углерода к дислокациям, перераспределение их по междоузлиям кристаллической решетки; распад мартенсита с образованием областей, обогащенных углеродом, а затем - карбидных выделе ний; изменение структуры и состава карбидов, их взаи мосвязи с матрицей; превращение остаточного аустенита в зависимости от легирования и температурного интер вала - промежуточное (бейнитное) и перлитное; превра щение остаточного аустенита при охлаждении после вы сокого отпуска (вторичная закалка); выделение дисперс ных частиц специальных карбидов из твердого раствора (дисперсионное твердение); изменение состава и струк туры карбидов в легированных сталях по мере повыше ния температуры отпуска; релаксация напряжений, из менение тонкой структуры мартенсита, рекристаллиза ция a-фазы; коагуляция карбидов; перераспределение легирующих элементов и примесей.
В процессе отпуска понижаются внутренние напря жения и склонность к хрупкому разрушению, достига ется оптимальное сочетание характеристик прочно сти, пластичности и вязкости конструкционных сталей, что обеспечивает требуемую работоспособность изде лий [37].
Однако при определенных температурно-временных условиях отпуска наблюдается снижение уровня ударной
вязкости, повышение температуры вязко-хрупкого пере хода (Гкр), часто увеличивается доля межзеренного раз рушения. Это явление получило название отпускной хрупкости [34, 38, 39 и др.]. Наиболее надежным крите рием оценки склонности стали к отпускной, хрупкости является изменение Тщ, [28, 38].
Различают два рода отпускной хрупкости (рис. 3.1) [40]. Значения температур верхней и нижней границ ин тервалов хрупкости условны. Они зависят в первую оче редь от состава стали и продолжительности отпуска [34].
200 |
300 |
400 |
500 |
600 |
700 |
|
|
Т отпуска, °С |
|
|
Рис. 3.1. Зависимость ударной вязкости и твердости от температуры отпуска стали 40ХН4 [40]
В температурном интервале примерно 250-400 °С наблюдается первый провал по ударной вязкости (см. рис. 3.1). Это охрупчивание получило несколько на званий: 300 °С или 500 °F - хрупкость, одноступенчатая отпускная хрупкость, охрупчивание мартенсита (эти на
звания |
приняты в зарубежной литературе), хрупкость |
I рода, |
необратимая отпускная хрупкость (эти названия |
приняты в отечественной литературе) [39].
Если охрупченную сталь, отпущенную при 250400 °С, отпустить при более высоких температурах для перевода в вязкое состояние, то повторный отпуск в ин тервале 250-400 °С не возвращает сталь в хрупкое со стояние. Поэтому данный вид хрупкости называют необ ратимой [34].
Необратимая отпускная хрупкость почти всегда свя зана с увеличением доли межзеренного разрушения, од нако в ряде случаев такая хрупкость наблюдается и без него. Для необратимой хрупкости характерны такие ви ды излома, как скол, квазискол, смешанное вязко хрупкое разрушение, разрушение по внутренним объе мам мартенситных реек или по границам между ни ми [39].
Необратимая отпускная хрупкость в большей или меньшей степени свойственна всем сталям - и легиро ванным, и углеродистым. Наиболее ярко она проявляется в низкоуглеродистых легированных сталях, которые по сле закалки и низкого отпуска (ниже 250 °С) имеют до вольно высокий уровень ударной вязкости. В высокоуг леродистых сталях после закалки и низкого отпуска ударная вязкость столь мала, что охрупчивание после от пуска при 250-400 °С нельзя обнаружить обычными ударными испытаниями [34, 37]. Степень развития необ ратимой отпускной хрупкости не зависит от скорости охлаждения с температур отпуска [34].
Второй провал ударной вязкости (см. рис. 3.1) на блюдается после отпуска в температурном интервале примерно 450-600 °С - хрупкость II рода или обратимая отпускная хрупкость [34, 38]. Данный вид охрупчивания
может возникать либо при нагреве до 450-600 °С, либо в результате медленного охлаждения с температур от пуска выше 600 °С. Быстрое охлаждение после отпуска при температурах выше 600 °С, например в воде, предот вращает развитие отпускной хрупкости. Быстрое охлаж дение после отпуска при 450-600 °С не предотвращает отпускной хрупкости. Таким образом, попадание в опас ный интервал температур «снизу» (при нагреве и вы держке) или «сверху» (при медленном охлаждении) при водит к качественно одинаковому результату [14].
Хрупкость этого вида называют обратимой, по скольку при нагреве стали в состоянии отпускной хруп кости до температур выше интервала охрупчивания хрупкость может многократно устраняться и возникать вновь при последующей выдержке или медленном охла ждении в опасном интервале температур [38]. Обратимая отпускная хрупкость проявляется в основном в легиро ванных сталях [38].
Развитие обратимой отпускной хрупкости не сопро вождается какими-либо изменениями почти всех физиче ских и механических характеристик, кроме склонности стали к хрупкому разрушению, а также видимыми при световой и электронной микроскопии структурными из менениями. Лишь при травлении шлифов поверхностно активными реактивами наблюдается повышенная травимость по границам бывших аустенитных зерен. По этим же границам происходит межзеренное хрупкое разруше ние [28, 38].
На рис. 3.1 два провала ударной вязкости ярко вы ражены, так как разделены узким интервалом температур отпуска (около 450 °С), в котором отпускная хрупкость не проявляется. Во многих сталях, в зависимости от ле гирования, интервалы необратимой и обратимой отпуск ной хрупкости могут смещаться по температурной шкале и перекрываться. В этом случае «горб» на кривой удар ной вязкости может совсем отсутствовать, и тогда обна руживается одна широкая область температур отпуска, после которого ударная вязкость понижена [34, 38 и др.].
Природа необратимой отпускной хрупкости (НОХ) окончательно не установлена. Существует несколько версий [41-60], объясняющих возникновение необрати мой отпускной хрупкости: карбидные превращения при распаде мартенсита [41, 44-50, 59, 60]; сегрегация вред ных примесей на границах зерен [43, 46, 47, 50, 53-55, 60]; распад остаточного аустенита [51, 52]; образование микрообъемов, обогащенных марганцем [48, 56,57, 58].
Температурный интервал |
отпуска (250-400 °С), |
|
в котором проявляется НОХ [1, 28, 34, 37], |
совпадает |
|
с температурным интервалом |
превращения |
е-карбида |
в цементит (300-400 °С) [1, 34, 62, 63 и др.]. Это послу жило основанием для вывода о том, что именно карбид ные превращения в процессе распада мартенсита ответ ственны за хрупкость [44,45,49, 59, 60].
Авторы работы [44] исследовали изменения прочно сти, твердости, устойчивости против растрескивания, ха рактера изломов стали 30HGSNA (0,25 % С, 1,03 % Сг, 1,2 % Мп, 1,14 % Si, 1,5 % Ni) в зависимости от темпера туры отпуска. На основании анализа экспериментальных данных они сделали вывод, что причиной НОХ является растворение метастабильного е-карбида, которое ведет к локальному росту концентрации углерода в твердом растворе и резкому снижению ударной вязкости стали.
Подобные результаты получены и другими исследо
вателями [60]: |
в стали, отпущенной примерно при |
350 °С, вдоль |
границ зерен образуются пластинчатые |
карбидные (РезС) выделения, которые и вызывают ох рупчивание. При более низких температурах отпуска (ниже 250 °С) карбидных выделений еще нет. При тем пературах выше диапазона охрупчивания (400 °С и вы ше) карбидные выделения обладают уже сфероидальной формой и занимают меньшую часть площади границ зе рен, что приводит к повышению вязкости [60].
Карбидную теорию охрупчивания подтверждают и исследования по влиянию легирующих элементов. Так, Cr, Mo, W повышают устойчивость мартенсита при от
пуске и сдвигают интервал проявления НОХ к более вы соким температурам (с 250-300 °С до 300-400 °С) [49]. Легирование Si и А1 подавляет процесс замещения s-карбида цементитом и тем самым смещает провал по ударной вязкости до 400-450 °С [28, 37, 39]. -
Однако карбидная теория охрупчивания не позволя ет объяснить разный микромеханизм разрушения сталей (в одних случаях - межзеренный скол, в других - внутризеренное разрушение), находящихся в охрупченном состоянии, и меньшую склонность к НОХ высокочистых сталей, по сравнению со сталями промышленной чисто ты. Поскольку процессы карбидообразования в обоих случаях должны быть одинаковы, то важным фактором в охрупчивании становится сегрегация вредных приме сей на границах зерен.
Наиболее вредной примесью, вызывающей межзеренное разрушение при НОХ, является фосфор [37, 60], сегрегация которого на границах формируется во время аустенитизации [46]. Такие вредные примеси, как N, S, Sn, Sb, не оказывают существенного влияния на охруп чивание данного вида [60], так как сера и азот находятся, как правило, в соединениях сульфидах [64] и нитридах, а олово и сурьма не сегрегируют в процессе аустенити зации [60].
При температурах проявления данного вида охруп чивания (250-400 °С) диффузионная подвижность фос фора очень низкая (рис. 3.2) [53], то есть в процессе от пуска не происходит дополнительного увеличения зерно граничной концентрации фосфора по отношению к той, которая была достигнута при аустенитизации [60]. С увеличением содержания фосфора в стали склонность к необратимой отпускной хрупкости возрастает (рис. 3.3) [53, 60].
Увеличение размера зерна [42, 45] (температуры ау стенитизации 870 и 1200 °С) приводит к резкому сниже нию ударной вязкости низколегированных сталей, из мельчение зерна [42] хотя и не устраняют явление НОХ,
но значительно уменьшает его опасность. Так, уменьше ние размера зерна до 2,7-7,9 мкм (№15-11 по ГОСТ 5639-82) в стали ЗОХГСА, содержащей 0,004- 0,030 % Р, исключило интеркристаллитный характер раз рушения после отпуска в опасном интервале температур, в то время как в крупнозернистой структуре (№ 6-8, 44-22 мкм соответственно) наблюдался преимуществен но межзеренный характер разрушения. Таким образом, при измельчении аустенитного зерна НОХ не устраняет ся полностью, но его опасность уменьшается как за счет падения критической температуры хрупкости (Гкр), так и в результате снижения концентрации фосфора на гра ницах зерен [42].
Рис. 3.2. Зависимость зернограничной концен трации фосфора от температуры отпуска стали Fe - 0,3 % С - 3,5 % Ni - 1,7 % Сг с различным объемным содержанием фосфора (зерногра ничная концентрация фосфора представлена соотношением пиков фосфора и железа в соот ветствующих Оже-спектрах: Pi2o/Fe703) [53]: а - объемное содержание фосфора 0,03 % \ б - объ
емное содержание фосфора 0,06 %
100 |
200 |
300 |
400 |
500 |
600 |
Т отпуска, °С
Рис. 3.3. Зависимость работы разрушения (по Шарпи) при комнатной температуре от тем пературы отпуска, содержания фосфора и раз мера зерна (цифры у кривых, балл ASTM) стали Fe - 0,3 % С - 3,5 % Ni - 1,7 % Сг [60]
В дальнейшем было показано, что повышение удар ной вязкости за счет измельчения зерна существенно только в случае малых добавок фосфора (0,01 %) [53, 60]. При увеличении концентрации фосфора его зерногра ничные сегрегации практически полностью исключают положительный эффект от уменьшения размера зерна (см. рис. 3.3) [39, 60]. Это связано с тем, что при низких
температурах аустенитизации фосфор концентрируется преимущественно по границам зерен, а при повышении температуры происходит очищение границ от примесей и гомогенизация твердого раствора, в том числе и по фосфору. Отсюда следует вывод, что низкие температу ры аустенитизации, которые используют для получения мелкого зерна, приводят к увеличению зернограничных сегрегаций фосфора. К аналогичному выводу пришли и авторы работ [46, 55, 61].
Легирующие элементы не влияют на необратимую отпускную хрупкость сталей, если принять версию, что охрупчивание в диапазоне температур отпуска 250400 °С связано только лишь с сегрегацией фосфора по границам зерен. Поскольку температуры проявления НОХ довольно низкие (до 400 °С), то диффузионная подвижность легирующих элементов затруднена [28], следовательно, их влиянием на формирование зерногра ничных сегрегаций при отпуске можно пренебречь. В то же время было отмечено, что и в аустенитной области такие легирующие элементы, как Ni, Cr, Mn, V [55] и Мо [46, 54], также не оказывают какого-либо влияния на сег регацию фосфора, а следовательно, не устраняют появ ления межзеренной хрупкости. Положительное действие оказывает лишь легирование бором [43]. Добавки бора (до 0,0026 % ат.) в сталь, содержащую 0,12 % С, 1,47— 1,52 %Сг, 0,45-0,54 % Мп, 0,05-0,10 % Si, 0,091- 0,098 % Р, эффективно снижают зернограничное охруп чивание в процессе отпуска мартенсита при 350 °С. Ав торы работы [43] объясняют такое влияние бора его рав новесной сегрегацией по границам аустенитных зерен, приводящей к ослаблению сегрегации фосфора и улуч шению сцепления по межзеренной поверхности.
Эффективно уменьшает склонность к НОХ высоко температурная термомеханическая обработка (ВТМО) [47], при которой образование зубчатости на границах зерен способствует их очищению от примесей. Это объ ясняется тем, что образование зубчатости на границах
происходит в результате совместного действия сдвиго вых процессов внутри зерна и миграции границ зерен на небольшие расстояния, за счет чего и происходит их от рыв от сегрегаций.
Таким образом, зернограничная сегрегация фосфора в аустените может быть причиной необратимой отпуск ной хрупкости. Однако следует признать, что данный фактор не является определяющим при снижении удар ной вязкости после отпуска в интервале температур 250400 °С. Поскольку, во-первых, высокочистые стали так же подвержены охрупчиванию (особенно если проводить испытания при отрицательных температурах), а вовторых, ударная вязкость была бы низкой уже в свежеза каленном состоянии, а дополнительный отпуск не внес бы каких-либо изменений (так как зернограничная кон центрация фосфора при температурах отпуска ниже 400 °С (см. рис. 3.2) практически не изменяется). Исходя из этого можно предположить, что доминирующим ме ханизмом в охрупчивании при «низкотемпературном» отпуске (250-400 °С) являются процессы карбидообразования. Об этом же свидетельствуют работы [41, 45, 50].
В настоящее время наиболее распространенной тео рией возникновения необратимой отпускной хрупкости является карбидообразование в результате распада мар тенсита и сегрегации вредных примесей. Однако совпа дение температурных интервалов проявления НОХ и распада остаточного аустенита позволило также пред положить, что причиной данного вида хрупкости являет ся распад остаточного аустенита [34, 51, 52].
В реечном мартенсите остаточный аустенит (объем ная доля 1-5 %) находится между рейками в виде тонких прослоек, которые повышают ударную вязкость закален ной стали [34]. При отпуске в области температур 300 °С остаточный аустенит распадается или на мартенсит и МзС, или на бейнит и МзС, или на феррит и МзС. Неза висимо от характера продуктов распада цементит выде ляется по границам мартенситных реек и тем самым спо