Мартенситностареющие стали

3.3.3  Мартенситностареющие стали

Разработанные в начале 60-х годов мартенситностареющие стали получили в настоящее время достаточно широкое распространение вследствие удачного сочетания высоких прочностных и пластических свойств, хорошей тепло- и хладостойкости, достаточного сопротивления хрупкому разрушению, размерной стабильности при термической обработке. Основные требования, предъявляемые к конструкционным материалам – высокие прочность, надежность, долговечность и технологичность. Мартенситностареющие стали по этим свойствам превосходят другие конструкционные материалы, однако стоимость их выше.

Под мартенситностареющими сталями обычно понимают высоколегированные почти безуглеродистые сплавы (С ≤ 0,03 %), упрочнение которых происходит за счет образования при закалке в результате сдвигового γ→a превращения низкоуглеродистого реечного мартенсита, пересыщенного элементами замещения, и последующего его распада при старении с образованием сегрегаций легирующих элементов и выделением дисперсных, обладающих высокой прочностью интерметаллидных фаз типа NiTi, NiAl, Ni₃Ti, Ni₃Al, Fe₂Mo и др.

В настоящее время разработан весьма широкий ряд мартенситностареющих сталей не только на основе системы Fe-Ni, но и на основе тройных систем  (Fe-Ni-Co, Fe-Ni-Cr, Fe-Cr-Co), дополнительно легированных Mo, Co, Ti, Al и др.

Классификация мартенситностареющих сталей

По назначению мартенситностареющие стали можно разделить на стали общего назначения и специального назначения (нержавеющие, теплостойкие).

По уровню прочности различают стали умеренной прочности (s_в = 1000–2000 МПа), высокопрочные (s_в = 2000–3500 МПа) и сверхвысокопрочные (s_в ³ 3500 МПа).

Стали умеренной прочности – это экономнолегированные стали, не содержащие кобальт и имеющие пониженное количество никеля и молибдена (Ni = 4-12 %, Мо = 1-3 %) при несколько повышенном содержании углерода (С = 0,04-0,1 %). Кроме того, в них вводится медь (1-5 %), а также алюминий и титан (Al + Ti ≤ 1,5 %). Например, стали 04Х5Н3МД2, 03Х2Н5МФДЮ, Н12Х5М3 и др.

Высокопрочные стали содержат большое количество никеля (16–19 %), кобальта (8–15 %) и молибдена (4–6 %), а также 1–1,5 % титана. Примером таких сталей могут служить: Н18К9М5Т (ЭП637), Н18К12М5Т2 (ЭП809), Н18К14М5Т (ЭИ122).

Рекомендуемые материалы

В сверхвысокопрочных сталях содержание кобальта доходит до 15–18 %, а молибдена до 10–14 %. Схема классификации мартенситностареющих сталей приведена на рисунке 3.13.

Принцип легирования мартенситностареющих сталей

Главная цель легирования мартенситностареющих сталей – обеспечить получение в результате γ→a превращения мартенсита, пересыщенного элементами замещения (мартенсита замещения), и выделение из него дисперсных интерметаллидных упрочняющих фаз в процессе последующего старения. Химический состав стали должен быть подобран таким образом, чтобы, с одной стороны, γ→a превращение не происходило диффузионным путем с образованием полиэдрического феррита с малой плотностью дислокаций (при высокой температуре превращения), с другой – отсутствовал остаточный аустенит (при низкой Мн). Три элемента – никель, марганец и хром – могут быть использованы для того, чтобы снизить температуру полиморфного превращения железа настолько, чтобы даже при замедленном охлаждении в результате γ→a превращения образовался мартенсит замещения. Для создания интерметаллидного упрочнения мартенситностареющие стали легируют Ti, Al, Mo, Be, Cu и др. элементами, участвующими в образовании интерметаллидных фаз.

Одним из важнейших легирующих элементов в мартенситностареющих сталях является никель. Как правило, мартенситностареющие стали общего назначения содержат 8-20 % никеля.

Рисунок 3.13 – Схема классификации мартенситностареющих сталей (обобщение литературных данных)

Никель резко снижает температуру начала γ→a превращения, что обеспечивает получение мартенситной структуры даже при охлаждении на воздухе. При добавлении к железу 4-8 % Ni образуется мартенсит замещения, а при меньших количествах Ni полиморфное превращение идет по диффузионному механизму с образованием полиэдрического феррита.

Введение 8-12 % Ni в одновременным легированием Ti, Al, Mo и другими элементами способствует упрочнению при старении, т.к. никель уменьшает растворимость этих элементов в a-фазе. Никель образует следующие упрочняющие фазы: Ni₃Ti, Ni₃Al, Ni₃(Al, Ti), Ni₃Mo, NiAl, (Fe, Ni)Ti и др. С повышением содержания никеля до 12-20 % увеличивается сопротивление хрупкому разрушению благодаря высокой подвижности дислокаций и облегченного поперечного скольжения в железоникелевой матрице. Ранее уже указывалось, что никель понижает сопротивление кристаллической решетки движению дислокаций и уменьшает энергию взаимодействия дислокаций с атомами внедрения, увеличивая тем самым подвижность дислокаций.

Кроме того, никель повышает устойчивость переохлажденного аустенита и, следовательно, увеличивает прокаливаемость.

Молибден при содержании свыше 3 % при старении образует упрочняющие интерметаллидные фазы (Fe,Ni)₂Mo, (Fe,Co)₂Mo (фазы Лавеса), Ni₃Мо (геометрически плотноупакованная фаза). Дисперсность, морфология и прочность частиц этих фаз, особенно (Fe,Co)₂Mo, являются наиболее оптимальными с точки зрения обеспечения благоприятного комплекса механических свойств. Молибден уменьшает коэффициент диффузии ряда элементов вдоль границ зерен и поэтому снижает возможность выделения при старении частиц, второй фазы и других соединений или сегрегаций по границам зерен, что повышает вязкость и сопротивление хрупкому разрушению состаренной стали. В частности Мо препятствует выделению нитридов титана по границам зерен. Молибден снижает отпускную хрупкость и препятствует росту зерна аустенита при нагреве.

Кобальт уменьшает растворимость молибдена и вольфрама в a–Fe (10 % Со уменьшает растворимость Мо на 1,5 %). Это существенно увеличивает интенсивность упрочнения при старении, так как Мо и W входят в состав упрочняющих фаз. При совместном легировании молибденом и кобальтом образуется фаза Лавеса (Fe,Co)₂Mo. Кобальт может образовывать собственную интерметаллидную фазу (Fe,Co)₇(Mo,W)₆. Упрочнение при легировании кобальтом также связано с протеканием процесса упорядочения в системе Fe–Co с образованием областей ближнего порядка. Кроме того, Со увеличивает теплостойкость матрицы. Как и никель, кобальт повышает сопротивление хрупкому разрушению, т.к. увеличивает подвижность дислокаций и облегчает поперечное скольжение. При легировании кобальтом повышается температура мартенситного превращения, что позволяет вводить большое количество никеля и других элементов, снижающих мартенситную точку, без опасности получения после закалки остаточного аустенита.

Для того, чтобы обеспечить упрочнение при старении, в мартенситностареющие стали вводят элементы, участвующие в образовании дисперсных интерметаллидов. Легирующие элементы по уменьшению эффекта упрочняющего влияния располагаются в следующем порядке: Ti, Be, Al, W, Mo, Cu, при этом изменение прочностных свойств при увеличении содержания легирующего элемента, как правило немонотонно (рисунок 3.14).

Рисунок 3.14 – Влияние содержания легирующих элементов на предел текучести

s_0,2 при старении сплавов на основе Fe – 18 % Ni

(М.Д. Перкас, В.К. Кордонский)

При комплексном легировании аддитивного упрочнения обычно не наблюдается: общая величина прироста прочности после старения, как правило, меньше, чем при раздельном легировании.

Титан и алюминий относятся к наиболее эффективным упрочнителям мартенситностареющих сталей. Растворимость их в a-фазе мала, и в присутствии никеля при нагреве происходит выделение дисперсных фаз NіТі, NiAl и т.п.

Однако титан и алюминий резко понижают пластичность, вязкость и сопротивление хрупкому разрушению, поэтому суммарное количество Ті и А1 обычно не превышает 1,5 %. Понижение пластичности мартенситностареющих сталей при увеличении содержания титана связано с образованием при охлаждении в интервале 1000–800 °С карбонитрида Ti(C,N) по границам аустенитных зерен.

Хром в мартенситностареющих сталях может выступать в качестве элемента, упрочняющего твердый раствор, снижающего температуру начала мартенситного превращения и уменьшающего растворимость молибдена, титана и алюминия в мартенсите. В количестве 11-16 % хром вводится в коррозионностойкие мартенситностареющие стали.

Углерод, азот – вредные примеси. Они снижают пластичность и вязкость состаренного мартенсита в результате, во-первых, увеличения количества точек закрепления дислокаций, что приводит к снижению сопротивления хрупкому разрушению и, во-вторых, образования карбидов и нитридов, часто выделяющихся по границам зерен (например, карбонитриды типа Ti(CN)).

Фосфор, сера – вредные примеси, т.к. образуют включения, снижающие пластичность мартенситностареющей стали.

В таблице 3.10 указаны типичные фазы, выделяющиеся при старении в сталях разных систем легирования.

Таблица 3.10 – Упрочняющие фазы в мартенситностареющих сталях

В экономнолегированных мартенситностареющих сталях с повышенным содержанием углерода (до 0,1 %) в качестве упрочняющей фазы могут присутствовать карбиды легирующих элементов.

В мартенситностареющих сталях используются следующие механизмы упрочнения:

1) твердорастворный;

2) дислокационный (деформационный);

3) зернограничный;

4) субзеренный;

5) дисперсионный.

Суммарное упрочнение мартенситностареющих сталей складывается из упрочнения твердого раствора путем легирования, упрочнения при пластической деформации (если таковая реализуется) и старения (рисунок 3.15).

Рисунок 3.15 – Схема вклада различных механизмов упрочнения в прочность мартенситностареющих сталей (М.Д. Перкас, С.В. Грачев)

Для твердых растворов замещения упрочнение определяется концентрацией растворенного элемента, а также различием атомных радиусов растворенного элемента и растворителя.

Прирост прочности в результате мартенситного γ→a-превращения связан для мартенсита со сдвиговой пластической деформацией при бездиффузионной перестройке решетки. Суммарный прирост предела текучести Ds_0,2 в случае примерно 30 %-ного легирования составляет 200–300 МПа и после мартенситного превращения »300–600 МПа.

Холодная пластическая деформация может быть одним из факторов дополнительного повышения прочности мартенситностареющих сталей, если речь идет о таких изделиях, как проволока, лента, холоднокатаный лист. Интенсивность деформационного упрочнения мартенситностареющих сталей на Fe-Ni основе невелика, большее деформационное упрочнение имеют стали на Fe-Cr-Ni основе.

Относительно небольшую склонность мартенситностареющих сталей к наклепу связывают с высокой подвижностью имеющихся и генерированных при деформации дислокаций. Тем не менее пластической деформацией можно получить прирост предела текучести и временного сопротивления разрыву на 400–800 МПа.

Наиболее заметным является эффект упрочнения благодаря старению легированного мартенсита замещения при нагреве предварительно закаленного (или закаленного и деформированного) сплава на 400–650 °С вследствие развития процессов распада пересыщенного твердого раствора и образования высокодисперсных равномерно распределенных частиц интерметаллидных фаз, когерентно связанных с матрицей. Подчеркнем, что в рассматриваемых сталях распад твердого раствора протекает в матрице, имеющей высокую плотность дислокаций. Это облегчает условия гетерогенного зарождения упрочняющих фаз, способствует распаду пересыщенного твердого раствора.

Использование после закалки пластической деформации способствует повышению прочностных свойств мартенситностареющих сталей после старения, пластические свойства снижаются при этом незначительно.

Процесс упрочнения мартенситностареющих сталей удовлетворительно описывается моделью, предложенной Анселом, согласно которой при малой длине  свободного пробега прохождение дислокаций между частицами связано с образованием дислокационных петель вокруг частиц, поэтому эффективная длина свободного пробега дислокаций резко уменьшается; тогда сопротивление пластической деформации будет зависеть не только от среднего расстояния между частицами, но и от прочности самих частиц, поскольку в процессе деформации они перерезаются дислокациями. Таким образом, высокая прочность мартенситностареющих сталей обусловлена не только дисперсностью и равномерным распределением частиц второй фазы, но и их собственной высокой прочностью.

Для мартенситностареющих сталей характерна стадийная кинетика процессов старения. На I стадии, когда наблюдается интенсивное упрочнение, происходит миграция атомов легирующих элементов к дислокациям и образование субмикрообластей (кластеров), обогащенных атомами легирующих элементов. Процессы роста двумерных зародышей новой фазы (интерметаллидов) в третьем измерении соответствует переходу ко II стадии. Здесь происходит дальнейшее, но уже не столь интенсивное увеличение прочностных характеристик. Когда растущие частицы достигают некоторого критического размера, нарушается их когерентная связь с матрицей, начинается коагуляция частиц, уменьшается плотность дислокаций. Все это приводит к разупрочнению (III стадия).

Процессы разупрочнения обусловлены:

1) нарушением когерентной связи выделившихся частиц интерметаллидов с a-твердым раствором;

2) коагуляцией частиц интерметаллидов;

3) частичным растворением ранее выделившихся частиц второй фазы;

4) уменьшением плотности дислокаций, возникновением полигональной субструктуры;

5) рекристаллизацией a-твердого раствора;

6) образованием в структуре аустенита при обратном a→γ превращении.

Роль каждого из этих процессов в разупрочнении определяется прежде всего температурным интервалом превращения a→γ и изменением растворимости интерметаллидов в a- и γ-фазах с температурой. В мартенситностареющих сталях, содержащих 8–10 % Ni, разупрочнение при нагреве (550–600 °С) должно быть связано в основном с коагуляцией интерметаллидов и их растворением. Образование аустенита при указанном содержании Ni происходит выше 600–650 °С, когда сплав уже находится в разупрочненном состоянии. В сталях с большим содержанием Ni (16–20 %) разупрочнение определяется образованием γ-фазы.

Протекание обратного превращения a→γ может иметь два важных следствия:

1) низкая температура начала образования аустенита сужает возможный интервал старения мартенсита и тем самым ограничивает достижение максимально возможных механических свойств;

2) возникшая в результате обратного перехода γ-фаза настолько стабильна, что иногда не превращается в мартенсит даже при охлаждении ниже Т_комн. Это приводит к уменьшению прочности стали.

Достоинства и недостатки мартенситностареющих сталей

Мартенситностареющие стали обладают уникальным сочетанием механических и технологических свойств. При высокой прочности эти стали обладают высокой пластичностью, ударной вязкостью, низким порогом хладноломкости. Важнейшим преимуществом мартенситностареющих сталей перед другими высокопрочными сталями является необычно высокое сопротивление хрупкому разрушению. Так, если значение параметра К_1С для улучшаемой конструкционной стали мартенситного класса 40ХН2МА равно 16 МПа×м^1/2, то для стали Н18К9М5Т при том же уровне предела текучести оно составляет 32-49 МПа·м^1/2. Высокое сопротивление хрупкому разрушению этих сталей объясняется низкой концентрацией углерода (≤ 0,03 %), недостаточной для закрепления всех дислокаций в реечном мартенсите, поэтому имеются дислокации, способные перемещаться, а также присутствием никеля и кобальта, уменьшающих степень закрепления дислокаций примесными атомами и понижающих сопротивление кристаллической решетки железа движению свободных дислокаций. Наличие значительного числа подвижных дислокаций создает благоприятные условия для протекания релаксации напряжений в вершине трещины. Равномерное распределение дисперсных частиц интерметаллидов в пластичной безуглеродистой матрице и наличие мелкого зерна и полигональной структуры также повышает пластичность и сопротивление хрупкому разрушению.

По технологическим свойствам мартенситностареющие стали во многом превосходят стали других классов.

На всех технологических операциях для данных сталей характерны:

- высокая пластичность при обработке давлением в широком интервале температур;

- отсутствие трещинообразования при охлаждении с любыми скоростями при обработке давлением;

- малый коэффициент деформационного  упрочнения при высокотемпературной и холодной пластической деформации;

- проведение механической обработки после закалки. Отсутствие необходимости защиты поверхности от обезуглероживания при аустенизации;

- возможность сведения упрочняющей термической обработки к одной операции- низкотемпературному старению;

- малая изменяемость геометрических размеров деталей в процессе окончательной термической обработки - старения;

- хорошая свариваемость;

- хорошая коррозионная стойкость.

Вместе с тем мартенситностареющие стали не свободны от недостатков, преодоление которых заставляет усложнять технологию обработки. К их числу в первую очередь можно отнести склонность к образованию ликвационной неоднородности, трудность предотвращения выделения частиц вторых фаз (карбидов, нитридов и карбонитридов) при обработке давлением и термической обработке (тепловая хрупкость), сравнительно невысокая прочность и величина предела текучести в закаленном состоянии.

Термообработка мартенситностареющих сталей

Выбор оптимального варианта термообработки мартенситностареющих сталей различных групп определяется присутствием того или иного легирующего элемента и требуемым сочетанием механических свойств.

Структура мартенситностареющих сталей перед закалкой должна характеризоваться: 1) мелкозернистостью; 2) отсутствием значительной ликвации, наследованной от литого состояния; 3) отсутствием крупных частиц второй фазы – карбонитридов Ті, Nb, A1 и сульфидов.

В мартенситностареющих сталях может иметь место значительная ликвация по Ni, Mo, Ті, Nb. Для её устранения проводят гомогенизацию при температурах 1200–1260 °С (предпочтительно 1250–1260 °С), продолжительность выдержки 1ч на 25 мм поперечного сечения.

После того, как структура стали должным образом подготовлена (отсутствуют трудно растворимые частицы второй фазы, ликвация), проводят закалку. Качество закалки определяется, во-первых, наличием или отсутствием заметных количеств остаточного аустенита; во-вторых, степенью пересыщения твердого раствора легирующими элементами, от чего зависит эффективность последующего старения; в-третьих, дисперсностью структуры, т.е. полнотой протекания процессов фазовой и структурной перекристаллизации; наличием или отсутствием в закаленном сплаве охрупчивающих фаз и d-феррита.

Первое условие реализуется легированием с учетом влияния элементов на положение точки М_к. Кроме того, уменьшить количество остаточного аустенита можно дестабилизацией γ-фазы путем переохлаждения стали от 1100–1200 °С и выдержке в интервале 650–800 °С с последующим быстрым охлаждением. При выдержке в области 650–800 °С в аустените выделяются интерметаллидные фазы, что приводит к обеднению аустенита легирующими элементами и соответственно к повышению точки М_к.

В отношении второго условия существует установившаяся точка зрения, согласно которой повышение температуры и увеличение продолжительности выдержки при закалке способствует равномерному распределению легирующих элементов, что увеличивает эффект упрочнения при старении. Для достижения максимального прироста прочности обычно рекомендуется температура закалки на 100–200 °С выше температуры А₃.

Для третьего условия считается, что перекристаллизация (измельчение зерна аустенита) в мартенситностареющих сталях происходит вследствие рекристаллизации фазонаклепанного аустенита. Измельчение зерна может происходить путем зарождения новых зерен по механизму «на месте» (стали с Аl, Со, Сu), или по механизму неоднородной миграции границ зерен (стали с Ті и Мо), причем температура структурной перекристаллизации чаще всего на 50–200 °С выше температуры А₃.

Большое внимание уделяется методам борьбы с «тепловым» охрупчиванием, причина которого заключается в появлении по границам аустенитного зерна при выдержке в аустенитной области или замедленном охлаждении выделений карбонитридов Ті (С, N), Мо (С, N), интерметаллидов Fе₂Mo, сульфидов типа TiS₂, нитридов A1N, c-фазы или других фаз в зависимости от состава стали и температурно-временных параметров обработки. Основные пути устранения зернограничного теплового охрупчивания, особенно распространенного при производстве крупных изделий, – применение многократных закалок с нагревом до высоких температур, ускоренного охлаждения.

Первую закалку проводят с нагревом до 1150–1200 °С, при котором происходит растворение карбонитридов титана и др. частиц, и последующим быстрым охлаждением (в воде), что позволяет предотвратить их повторное выделение.

Далее проводится обычно трехкратная закалка для измельчения зерна от 900–950 °С (на 50–70 °С выше А_С3) с охлаждением в воде. После закалки стали подвергают старению при оптимальных температурах и выдержке. Для стали 03Н18К9М5Т старение проводят при 520–540 °С с выдержкой 3 ч, охлаждение на воздухе.

Один из путей повышения пластичности и вязкости высокопрочных мартенситностареющих сталей – получение в структуре некоторого количества метастабильного остаточного аустенита, претерпевающего при нагружении, γ→a превращение, развитие которого приводит к релаксации напряжений в вершине трещины и увеличивает энергоемкость процесса разрушения. Один из способов получения в структуре мартенситностареющей стали метастабильного остаточного аустенита – термоциклирование. В работе [4] был использован следующий режим термоциклирования: нагрев образцов со скоростью 5–20 град/мин до температур завершения a→γ превращения (820 °С), выдержка 5 мин и последующее охлаждение на воздухе (рисунок 3.16).

Рисунок 3.16 – Схемы стандартной (а) и термоциклической (б) обработки

мартенситностареющей стали Н18К9М5Т

После одного цикла такой обработки в структуре стали Н18К9М5Т наблюдается 15–18 % остаточного метастабильного аустенита, а после пяти циклов – 45–50 %. Наличие остаточного аустенита после термоциклирования обусловлено, в основном, двумя причинами:

1. Протеканием при невысоких скоростях нагрева диффузионного перераспределения легирующих элементов с образованием субмикрообластей аустенита, обедненных и обогащенных легирующими элементами. Малое время выдержки (5 мин) не обеспечивает полной гомогенизации аустенита. В результате обедненный аустенит при охлаждении превращается в мартенсит, а обогащенный – не претерпевает γ→a превращение при охлаждении до 20 °С.

Это подтверждается повышением температуры М_н и понижением А_н с увеличением числа циклов, что обусловлено возрастанием степени концентрационной неоднородности в аустените при нагреве.

2. Уменьшением размера зерен аустенита, т.к. известно, что γ→a превращение в дисперсных кристаллах затруднено.

Следует отметить, что метастабильный аустенит в структуре стали Н18К9М5Т после ТЦО присутствует в виде равномерно распределенных в мартенситной матрице кристаллов (прослоек), ориентация которых совпадает с ориентацией кристаллов мартенсита. Этим достигается наилучшее структурное состояние стали – равномерное чередование дисперсных кристаллов аустенита и мартенсита.

Результаты механических испытаний образцов стали Н18К9М5Т показали, что после одного термоцикла вследствие присутствия в их структуре 15–18 % метастабильного аустенита s_в уменьшается от 2100 до 1950 МПа, ударная вязкость увеличивается от 0,4 до 0,9 МДж/м² относительное удлинение – от 8 % до 12 %, параметр вязкости разрушения К_1С – от 95 до 126 МПа×м^1/2. Возрастает также сопротивление малоцикловой ударной усталости. Так, при s_max = 1100 МПа число циклов до разрушения увеличивается от 48000 до 60000. Таким образом, ТЦО может быть рекомендована в качестве способа повышения конструктивной прочности деталей из мартенситностареющих сталей, работающих при циклических ударных нагрузках.

В ряде работ исследовалась возможность дополнительного повышения прочности высоконикелевых мартенситностареющих сталей предварительной пластической деформацией. Деформация переохлажденного аустенита, который затем претерпевал мартенситное превращение и старение, привела к незначительному приросту прочности. Наклеп мартенсита с последующим старением в несколько большей степени повышает прочность и твердость, нежели наклеп стали в аустенитном состоянии. Холодная деформация, увеличивая плотность дислокаций, вызывает не только упрочнение мартенсита, но и ускоряет также диффузию легирующих элементов при старении и облегчает процесс зарождения центров выделяющихся интерметаллидных фаз, интенсифицируя старение и уменьшая время достижения максимального упрочнения.

В работе [5] исследовалась возможность повышения эффективности влияния пластической деформации на прочность мартенситностареющей стали 02Н18К9М5Т путем создания исходной двухфазной (a + γ) – структуры термоциклической обработкой (ТЦО). ТЦО проводилась по указанному выше режиму (см. рис.3.8). Выбор ТЦО в качестве способа получения двухфазной структуры был сделан по следующим соображениям. Во-первых, получаемая при ТЦО γ-фаза метастабильна по отношению к последующей деформации, т.е. в процессе пластической деформации γ-фаза превращается в мартенсит деформации, способный к упрочнению при старении т.к. он обогащен элементами, входящими в состав упрочняющих интерметаллидных фаз. Во-вторых, ТЦО обеспечивает получение высокодисперсных кристаллов a и γ-фаз, что может также положительно влиять на прочность стали, т.к. границы кристаллов – эффективное препятствие для движущихся дислокаций. Для сравнения деформации подвергали сталь с однофазной мартенситной структурой после закалки от 820 °С (30 мин) в воде. Было установлено, что создание двухфазной (a + γ) – структуры с метастабильным аустенитом позволяет повысить эффективность влияния пластической деформации на прочность мартенситностареющей стали по сравнению с исходной чисто мартенситной структурой. Максимальная прочность достигается при содержании в исходной структуре стали 15–20 % метастабильного остаточного аустенита (после одного цикла). При этом сталь после деформации (e = 45 %) и старения при 480 °С имеет высокий комплекс механических свойств: s_в = 2300 МПа; s_0,2 = 2230 МПа; d = 9,4 %; y = 45 %; KCU = = 0,6 МДж/м²; К_1С = 283 МПа×м^1/2 и удовлетворительное сопротивление малоцикловой ударной усталости.

Для повышения износостойкости и усталостной прочности детали из мартенситностареющих сталей подвергают азотированию. Азотирование проводят при 460–520 °С в течение 20–40 ч, т.е. совмещают с процессом старения мартенсита. В результате азотирования образуются диффузионные слои толщиной 0,2–0,25 мм, при этом твердость на поверхности сталей Н18К9М5Т и Н18К12М2ТЮ возрастает до HV 850–900 и 1050–1100 соответственно и плавно понижается от поверхности к сердцевине. Азотирование вызывает появление на поверхности деталей остаточных сжимающих напряжений, что приводит к повышению усталостной прочности. Процесс азотирования может быть рекомендован для поверхностного упрочнения тяжелонагруженных деталей из мартенситностареющих сталей, в том числе для деталей, работающих в условиях ударно-циклического нагружения.

Экономнолегированные мартенситностареющие стали

Высокая стоимость мартенситностареющих сталей привела к созданию целого ряда экономнолегированных сталей.

Особенностью этих сталей является то, что они: 1) содержат больше углерода (01 % С), чем высоконикелевые мартенситностареющие стали; 2) в них нет кобальта и существенно снижено количество никеля, молибдена.

Некоторые марки этих сталей, разработанных Л.С. Малиновым и И.К. Коротич, таковы: 08Х2Н(3-5)МФЮ, 08Х2Н(3-5)МФДЮ, 08ХЗГ(5-6)МФД2.

После закалки эти стали имеют 25-30 HRC, также как и классические мартенситностареющие стали. После старения при температуре 500-550 °С их твердость составляет HRC 45-50.

Такого уровня прочности, какой достигается в классических сталях, у экономнолегированных получить нельзя (s_в = 1200-1300МПа, s_т = 1000 МПа, d=12-14 %, y=50-60 %, KCU = 0,4-0,5 МДж/м²). Хотя уровень прочности экономнолегированных сталей незначительно превышает уровень прочности улучшенных сталей, но они обладают рядом технологических преимуществ: хорошей свариваемостью, высокой размерной стабильностью в процессе термообработки и эксплуатации, простотой и малой трудоемкостью механической обработки, отсутствием обезуглероживания и коробления при термообработке и др.

Малоникелевые мартенситностареющие стали (04Х2Н5МФЮ, 04Х2Н5МФДЮ) после закалки или нормализации имеют высокий комплекс механических свойств. При прочности s_в = 970-1030 МПа, s_0,2 =880-940 МПа, они обладают хорошей пластичностью d = 12-16 %, y = 60-65 % и ударной вязкостью KCU⁺²⁰ = 1,1-1,2 МДж/м² и KCU^–60 = 0,7 МДж/м². После старения при 450-550 °С в начальный период выдержки (до 0,5 ч) наблюдается интенсивное повышение прочностных характеристик и уменьшение ударной вязкости. Пластические свойства изменяются незначительно. После старения при 600-650 °С происходит уменьшение прочностных характеристик, повышение пластичности и ударной вязкости. Лучшее сочетание твердости, прочностных, пластических свойств и ударной вязкости для исследуемых сталей наблюдается после старения при 550 °С в течение 1-3 ч. Для стали 04Х2Н5МФДЮ при твердости HRC 41-42 – s_в = 1300-1330 МПа, s_0,2 = 1260-1280 МПа, d=10-11 %, y = 52-54 %; для стали 04Х2Н5МФЮ при твердости HRC 39-40 – s_в= 1260-1280 МПа, s_0,2 =1220-1240 МПа, d = 10-11 %, y = 55-66 %.

Исследования ХТО экономнолегированных мартенситностареющих сталей показали, что приблизительно в 1,5-2 раза сокращается время цементации и азотирования, эти стали хорошо борируются.

Механические испытания стали 05Х2Н5МФДЮ после старения при 500°С 2ч показали, что предварительная высокотемпературная деформация при 900°С на 30 % по сравнению с недеформированным состоянием обеспечивает весьма небольшое повышение s_в и s_0,2 (не более, чем на 100-150 МПа соответственно). Но после такой обработки наблюдается тенденция к повышению пластичности, а также некоторое повышение ударной вязкости. Благоприятное влияние ВТМО на ударную вязкость реализуется лишь после старения в интервале 450-600 °С, в котором имеет место охрупчивание стали, связанное с развитием процессов дисперсионного твердения. Изменение при ВТМО температуры деформации в интервале 900-850 °С, а также степени обжатия от 30-45 % существенно не сказывается на получаемый комплекс свойств, при понижении степени обжатия до 15 % эффект ВТМО уменьшается. ВТМО обеспечивает снижение склонности исследованной стали к хрупкому разрушению в состаренном состоянии.

ВТМО благоприятно сказывается и на сопротивлении мартенситностареющих сталей усталостному разрушению. Деформация при 900° на 30 % обеспечила после отпуска 500 °С увеличение предела циклической прочности, определенного на базе 10⁷ циклов, на 10 % и в 1,5-4 раза повысила количество циклов до разрушения в области ограниченной выносливости. Так как этот эффект наблюдается при весьма небольшом увеличении статической прочности, можно предполагать, что ВТМО заметно затрудняет развитие трещин при усталостном разрушении.

В монографии С.Р. Бирмана [6] приводятся результаты исследования экономнолегированных мартенситностареющих сталей общего назначения и нержавеющих сталей.

Области и перспективы применения мартенситностареющих

сталей

Область применения мартенситно-стареющих сталей определяется растущей потребностью ряда передовых областей техники в высокопрочных материалах. Однако сравнительно высокая стоимость (примерно в 5 раз выше стоимости легированных высокопрочных сталей) и дефицитность ряда основных легирующих элементов ограничивают применение сталей этого класса теми отраслями, где они являются крайне необходимыми, а иногда и незаменимыми.

Мартенситностареющие стали целесообразно использовать, прежде всего, для изготовления деталей или изделий, которые должны обладать высокой удельной прочностью в сочетании высокой конструктивной прочностью и эксплуатационной надежностью. Их используют в ракетной технике, космонавтике, авиационной промышленности для изготовления корпусов ракет и ракетных двигателей, деталей крепежа ракет, различных деталей и узлов ракет и космических кораблей, деталей катапульт, шасси самолетов и вертолетов, крыльчаток реактивных двигателей самолетов и вертолетов, сосудов высокого давления и т.п.

Высокая хладостойкость позволяет применять мартенситностареющие стали для изготовления криогенных систем, деталей авиационной техники (в том числе шасси), гидрокрыльев и т.п. Хорошее сопротивление хрупкому разрушению и весьма высокая прочность сварных конструкций в сочетании с коррозионной стойкостью позволяют использовать мартенситностареющие стали, особенно коррозионностойкие, для производства корпусов батискафов, химических сосудов, аппаратов и т.п. Накоплено много данных о перспективности применения мартенситностареющих сталей в качестве пружинного материала.

Мартенситностареющие стали обладают высокой размерной стабильностью при термической обработке, т.е. практически не испытывают коробления. Поэтому из них можно изготавливать особо сложные и точные детали (например, элементы пресс-форм для литья). Эти стали можно использовать для изготовления штампов для горячего прессования и холодной высадки металлов, пресс-форм для литья под давлением алюминия, меди, латуни, циркония и других металлов и сплавов, а также пластмасс.

Совершенствование мартенситностареющих сталей ведется в трех основных направлениях: оптимизацией легирования, применением перспективных схем термической и термомеханической обработки, использованием мартенситностареющих сталей совместно с другими материалами.

В последние годы разработаны сверхвысокопрочные стали, отличительной особенностью которых является легирование 15-20 % Со и 6-15 % Мо при 8-25 % Ni. Это позволяет получить изделия со значением временного сопротивления около 3500 МПа. Холодная пластическая деформация таких сталей в сочетании с последующим старением увеличивает значение s_в до 4000 МПа. Разумеется, такая высокая прочность сочетается с пониженными пластическими свойствами (y = 3-20 %).

Повысить пластичность и вязкость мартенситностареющих сталей разных систем легирования возможно путем качественной выплавки (использование двойных вакуумно-дуговых и вакуумно-индукционных переплавов и т.п.). Весьма полезным считается также микролегирование редкоземельными металлами и кальцием, поскольку при этом несколько ослабляется эффект зернограничного охрупчивания.

Совершенствование термической обработки ведется в направлении использования ступенчатой и многократной закалок, а также двойного старения (например, по режиму 560 °С, 1 ч + 400 °С, 2 ч), цель которого добиться наиболее полного проявления упрочняющего эффекта старения. В области применения термомеханической обработки перспективным представляется сочетание деформации стали в аустенитной области при температуре несколько выше точки М_н с целью получения мартенсита деформации и последующего старения. При этом механические свойства весьма высоки, поскольку мартенсит, образующийся в деформированном аустените, обладает повышенной дефектностью кристаллической решетки.

Мартенситностареющие стали нашли применение в композиционных материалах. В частности распространен композит алюминиевый сплав (матрица) - мартенситностареющая сталь (арматура).

Перспективно использование мартенситностареющих сталей в порошковой металлургии. Детали, изготовленные спеканием из Fe-Cr-Ni стали и карбида типа ТіС, имеют твердость HRC 67, достаточную пластичность и вязкость и могут быть использованы, например, в условиях высокотемпературного контактного воздействия.

Вопросы для самоконтроля

1. Какие стали называют мартенситностареющими?

2. Как классифицируют мартенситностареющие стали?

3. Каковы принципы легирования мартенситностареющих сталей и роль каждого легирующего элемента?

4. Каковы преимущества мартенситностареющих сталей перед углеродсодержащими высокопрочными и каковы их недостатки?

5. Чем объясняется высокое сопротивление хрупкому разрушению мартенситностареющих сталей?

6. В чем заключается термообработка мартенситностареющих сталей?

7. Каковы причины упрочнения и разупрочнения мартенситностареющих сталей при старении?

8. Какие механизмы упрочнения реализуются в мартенситностареющих сталях?

9. Что такое «тепловая хрупкость» и как с ней бороться?

10. Как влияет метастабильный аустенит на свойства мартенситностареющей стали?

11. Какие мартенситностареющие стали относятся к экономнолегированным?

12. Какими способами можно повысить свойства экономнолегированных мартенситностареющих сталей?

13. Каковы области применения мартенситностареющих сталей?

Литература

1. Гольдштейн М.И. Специальные стали: Учебник для вузов / М.И. Гольдштейн, С.В. Грачев, Ю.Г. Векслер. – М.: МИСИС, 1999. – 408 с.

2. Перкас М.Д. Структура, свойства и области применения высокопрочных мартенситностареющих сталей / М.Д. Перкас // МиТОМ. – 1985. - № 5. – С. 23-31.

3. Перкас М.Д. Высокопрочные мартенситностареющие стали / М.Д. Перкас, В.М. Кардонский. – М.: Металлургия, 1970. – 224 с.

Рекомендация для Вас - 10. Общение по телефону.

4. Бодяко М.Н. Мартенситностареющие стали / М.Н. Бодяко, С.А. Астапчик. – Минск.: Наука и техника, 1976. – 246 с.

5. Пестов И.В. Механические свойства мартенситностареющей стали с (альфа-гамма) – структурой после пластической деформации // И.В. Пестов, А.Я. Малолетнев, М.Д. Перкас и др. // МиТОМ. - № 3. – 1991. – С. 36-38.

6. Бирман С.Р. Экономнолегированные мартенситностареющие стали / С.Р. Бирман. – М.: Металлургия. – 1974. – 206 с.

7. Малинов Л.С. Влияние термической обработки на структуру и свойства экономнолегированных мартенситностареющих сталей / Л.С. Малинов, И.К.Коротич, А.Г. Фирсова // МиТОМ. – 1981. - № 4. – С. 25-28.

8. Малинов Л.С. Влияние пластической деформации на кинетику старения и свойства малоникелевой мартенситнорающей стали / Л.С. Малинов, М.А. Смирнов, И.К. Коротич и др. // ФММ, вып.6. – Т.43. – 1977. – С. 1242-1248.

9. Малинов Л.С. Химико-термическая обработка экономнолегированных мартенситностареющих сталей / Л.С. Малинов, И.К. Коротич // МиТОМ. - № 9. – 1979. – С. 36-39.