Разделы сайта

Читаемое

Обновления Sep-2017

Промышленность Ижоры -->  Керамические композиционные материалы 

1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 34 35 36 37 38 39 40 41 42 43 44 45 46 47 48 49 50 51 52 53 54 55 56 [ 57 ] 58 59 60 61 62 63 64 65 66 67 68 69 70 71 72 73 74 75 76 77 78 79 80 81 82 83 84 85 86 87 88 89 90 91 92 93 94 95 96 97 98 99 100 101 102 103 104 105 106 107 108 109 110 111 112 113 114 115 116 117 118 119 120 121 122 123

петлю Орована - так дислокации накапливаются и диаграмма о(е) становится круче [13].

Чтобы поднять только предел текучести, могут быть выгоднее частицы сопряженные, но чтобы поднять и показатель упрочнения п, нужны несопряженные (хотя лучше тоже мелкие).

Мартенситные стали. Типы высокопрочных мартенситных сталей и различаются выбором упрочняющих частиц. Это могут быть карбиды железа типа РсзС (№№ 1-4 в табл. 5.4), карбиды легирующих элементов (MojC; Сг2зС) или интерметаллиды - соединения легирующих элементов с железом (как FejMo) или между собой (как NiAl).

Стали с углеродом подвергают низкому отпуску (200...300 °С), Прочность после отпуска сохраняется: хотя углерод ушел из раствора внедрения, упрочнение создали наночастицы карбидов. Смягчение наступит лишь с появлением и укрупнением равновесного карбида - цементита. Рекордные в этой группе - стали ВКС8 и ВКС9 (ВИАМ) [И]. Никель в них не только дает прокаливаемость, но и ослабляет хладноломкость. Остаточные (после закалки) карбиды не крупнее 0,1 мкм, и их всего 0,5 %. (Для сравнения в табл. 5.4 приведена инструментальная быстрорежущая сталь Р18: при том же содержании углерода в мартенсите в ней много карбидов крупнее 1 мкм - в результате вязкость разрушения ниже в 5 раз.)

Интерметаллиды и специальные карбиды вьщеляются при отпуске около 500 °С. Типичная безуглеродистая мартенситно-стареющая сталь Н18К9М5Т упрочнена наночастицами интерметаллида FcjMo. Они перерезаемы, так что показатель упрочнения и после старения остается низким. Вязкость обеспечена тем, что углерод и азот связаны титаном в мелкие карбонитриды, а их остаток в растворе не дает деформационного старения из-за большого содержания никеля. Никель дает и прокаливаемость, а чтобы после закалки не оставалось аустенита, потребовалось много кобальта.

Высший пилотаж легирования - ввести в такие стали углерод и обеспечить при отпуске одновременное вьщеление наночастиц двух типов - интерметаллидов и карбидов. Одни перерезаются дислокациями, другие нет, и если изменять их пропорцию, можно при неизменно высоком пределе текучести регулировать показатель упрочнения и вязкость. Так, в стали 25Н12К10М6 (А. Г. Рахштадт и А. И. Плохих) получили рекордное для больших сечений сочетание прочности и вязкости (№ 7 в табл. 5.4) за счет интерметаллида FcjMo и карбида MojC. Другой вариант - сталь без кобальта 25Х5Н11М2Ю (№ 6 в табл. 5.4), уп-

оочняемая интерметаллидом NiAl и карбидами MojC и СгззС (А. Г. Рахштадт и П.П.Андреев). Сбалансированное легирование таких сталей трудно: чтобы получать из раствора много интерметаллидов, нужно большое содержание никеля. Но несмотря на это, надо добиться полного превращения аустенита в пакетный мартенсит (например, трехкратной обработкой холодом).

Разрушение мартенсита. Обычный вид излома мартенсита - квазискол. Перед фронтом магистральной трещины происходит скол реек по плоскости (001), затем срезаются перемычки между фасетками скола. Работа G мала, так как сосредоточена в узком слое среза. Чем мельче зерно и пакет, тем тоньше рейки в нем, мельче фасетки скола в них, труднее их зарождение и слияние. Поэтому при очень мелком зерне (в несколько микрометров) сопротивление квазисколу о. настолько высокое, что становится возможен вязкий ямочный излом. Прежде чем напряжение о. будет достигнуто, от металла отслаиваются редкие инородные включения в нем (обычно 0,1...0,01 % оксидов, нитридов, силикатов, сульфидов в виде частиц размером 0,1...1 мкм). Металл течет около включения, образуя полость-пору. Перемычки между соседними порами в конце концов сужаются в нож , и поры сливаются в ямочный излом - естественный вязкий излом с наибольшей возможной работой разрушения G.

Работу G задают при этом два параметра: напряжение массового рождения пор на включениях и деформация до их слияния. То и другое зависит от размеров включений сульфидов или карбонитридов и от расстояния между ними. Чем чище металл и чем мельче включения, тем больше вязкость.

В поковках и прокате сульфиды вытянуты, отчего и работа разрушения анизотропна. Хотя для стали ВКС9 при Од> 2000 МПа считают приемлемым по 0,005 % S и Р, но даже при содержании 0,002 % S вязкость разрушения высокопрочной стали с 0,4 % С поперек волокна на 16% ниже, чем вдоль. Когда после очистки до 0,0008 % S она выросла с Aj=51MnaVM до Kj = 78 МПал/м, анизотропия К еще сохранялась.

Используют два приема; снижают общее содержание серы и округляют и измельчают сульфиды модифицированием, заменяя MnS недефор-мируемыми тугоплавкими CeS, LaS, MgS.

Зернограничное разрушение. По мере того как пакет мартенсита становится более вязким, путь разрушения может перейти на границы зерна исходного аустенита. Они ослаблены заранее моноатомным сло-



ем фосфора, собирающимся еще при нагреве под закалку, около 850 °С Обогащение границ фосфором доходит до 2...3 порядков, а для разрушения достаточно 3 % (ат.) Р в моноатомном слое. Поэтому обьиная (в ГОСТ 4543) норма < 0,025 % Р для высокопрочной стали неприемлема

Разрушение по границе начнется, когда концентрация напряжений у границы достигнет некоторого критического уровня о, зависящего от содержания фосфора на ней.

Величина ударной вязкости складывается из работы пластического изгиба образца и собственно разрушения. Сопротивление пластическому течению о (7) с охлаждением растет. Поэтому чем ниже температура, тем при меньшей общей деформации будет достигнуто о(Г) = о и начнется зернограничное разрушение. Так фосфор вызывает хладноломкость, которая отличается от обычной тем, что излом зернограничный. Чем крупнее зерно, тем сильнее концентрация напряжений у его границ, и тем раньше и сильнее проявляется зернограничная хрупкость.

Для вьщеления интерметаллидов нужен более высокий отпуск - около 500 °С. При этой температуре аналогичные сегрегации и зернограничное охрупчивание дают также сурьма и олово (при их концентрации в стали -10-3%). Поэтому высокопрочные стали должны быть чистые и мелкозернистые. Им нужны микродобавки сильных карбидо-образователей, чтобы наночастицы (10...ЮОнм) карбонитридов (TiC, NbC, VC), устойчивые при температуре растворения интерметаллида, воспрепятствовали росту зерна аустенита.

Действие фосфора и сурьмы отчасти нейтрализуется молибденом, который замедляет их сегрегацию, образуя трудноподвижные пары атомов Мо-Р. Но молибден уйдет из твердого раствора, если образует собственный карбид MojC. Фосфор связывают та1сже в нерастворимый фосфид редкоземельными элементами. Наилучшей мерой против зернограничной хрупкости стали 25Н12К10М6 оказалось введение в хорошо раскисленный расплав комплекса: 0,07 % Се, 0,05 % Mg, 0,03 % Nb, 0,005 % В.

Необратимую отпускную хрупкость после отпуска при 350 °С вызывает и разрушение по границам реек, где от распада прослоек остаточного аустенита выпадают ленты цементита. Аналогичное явление в безуглеродистых мартенситно-стареющих сталях - хрупкость от перестарения , когда по границам реек частицы интерметаллида укрупняются.

Выплавка. Высокопрочные стали получают обычно переплавными процессами: электрошлаковым (ЭШП), вакуумно-индукционным (ВИ), вакуумно-дуговым (ВДП), электроннолучевым (ЭЛП). Используют двойной переплав: ВИ + ВДП, ВДП + ЭЛП. При этом ЭШП удаляет серу, но

не меняет содержание фосфора и может даже увеличивать содержание водорода (при отсыревшем шлаке) и азота. Высокотемпературные вакуумные процессы отчасти испаряют фосфор.

Выплавка должна обеспечивать низкое содержание водорода. Вязкость разрушения Aj мартенситно-стареющей стали от ввода 2-10 % Н падает вдвое. При содержании > 2 10 % Н возможно замедленное разрушение высокопрочной стали под рабочей нагрузкой (за часы и месяцы). Его существенно ускоряют и сера, и фосфор, способствующие вьщеле-нию молекулярного водорода на сульфидах и на границах зерна.

Для крупных поковок важны условия кристаллизации. Следует подавлять дендритную ликвацию, так как отклонения состава от оптимума в любую сторону порождают нежелательные структуры. Так, обусловленные ликвацией 5 % феррита в стали ВКС9 дают площадки скола, чем заметно снижают вязкость разрушения.

Остаточный аустенит. После закалки всегда (а после низкого отпуска часто) кроме мартенсита в структуре есть остаточный аустенит. Это мягкий ГЦК раствор Ре-С. Пониманию его роли и целенаправленному использованию мешает то, что одновременно есть два структурных типа остаточного аустенита, которые по-разному ведут себя при отпуске, охлаждении и под нагрузкой.

Аустенит остается в виде лент (0,1 мкм и тоньше) между некоторыми рейками в пакете, но в виде клиньев и островов (поперечником ~ 1 мкм) между молниями линз мартенсита (или игл бейнита). При отпуске аустенит может превращаться (в зависимости от состава) в мартенсит, либо в бейнит, либо в феррит и цементитную ленту. При деформации он может сохраняться либо превращаться в мартенсит. У двух типов остаточного аустенита разная устойчивость и при отпуске, и при деформации.

Если остаточный аустенит при деформации стабилен, он понижает предел текучести. Зерна остаточного аустенита размером 2...6 мкм превращаются в мартенсит быстро, а более мелкие - лишь после больших деформаций. Тонкий междуреечный аустенит может при отпуске обогащаться углеродом и стабилизироваться настолько, что не превращается и при деформации.

Не подверженные сколу ГЦК-включения образуют вязкие перемыч-ки- мосты позади фронта трещины. Если же аустенит превращается в углеродистый мартенсит перед фронтом макротрещины, происходит его скол и вязкость падает. Когда мартенсит образуется только при больших деформациях перемычек между ямками вязкого излома, работа G



может и повышаться. А поскольку стабильность аустенита при деформации зависит и от температуры, возможно противоположное его влияние при разных температурах испытания.

Сведения о влиянии аустенита на вязкость разрушения противоречивы, потому что обычно не изучена его судьба при деформации. Прослойки стабильного аустенита повышали вязкость разрушения сталей с кремнием. Но 5 % аустенита в виде прослоек по 10...20нм между реек снижали вязкость разрушения стали ВКС9, хотя повышали предел усталости [И]. Когда ступенчатая закалка дала 8% аустенита в виде клиньев размером до 5 мкм, предел текучести снизился на 20 % (при неизменном Gg), вязкость разрушения - на 18 %, ударная вязкость - на 10 %, но темп усталости A.L/AN при этом замедлился.

По сходной причине не может быть однозначного вывода о пользе или вреде появления после закалки бейнита. Сам по себе он несколько мягче отпущенного мартенсита, но при его образовании углерод частично оттесняется в исходный аустенит. Из такого аустенита далее при закалке может получиться высокоуглеродистый (хрупкий) мартенсит, а может и остаться достаточно стабильный аустенит. Если он не распадется ни при отпуске, ни под нагрузкой, вязкость будет выше, а если превратится в мартенсит - станет фактором охрупчивания. Разные температура и время образования бейнита меняют исход.

Ступенчатая закалка стали ВКС9 на 10...30 % бейнита ухудшала только пластичность поперечных образцов (не меняя иных свойств), но при 36 % бейнита вязкий излом сменился квазисколом (возможно, по высокоуглеродистому мартенситу) [И].

Перспективы. Для крупных поковок практически исключено упрочнение и холодной, и горячей пластической деформацией (термомеханической обработкой). Поэтому они не могут сравняться с проволокой, где волочением достигается в тонких сечениях прочность до 4500 МПа (для углеродистых сталей - при структуре тонкого перлита, а для безуглеродистых - за счет мартенситного превращения при деформации) [14].

Любые структурные решения будут эффективны лишь при высоком уровне металлургической технологии: чистой шихте; последовательной защите от водорода; точно дозированном по фактическому составу расплава вводе раскислителей, модификаторов и микролегирующих; условиях кристаллизации, подавляющих дендритную ликвацию, пористость и последующую строчечность структуры и включений.

На каждом пути есть жесткие ограничения прочность ценой пластичности . Предвидимые варианты их обхода: выпрямление диаграм-

мы деформации за счет сочетания упрочнения наночастицами карбидов и интерметаллидов; целенаправленное управление стабильностью остаточного аустенита для укрепления пакета вязкими прослойками; измельчение зерна микролегированием; защита его границ за счет чистой исходной шихты и модифицирования расплава; вьшвление и обеспечение оптимального размера и распределения неметаллических включений. При этом нет уверенности в том, что на пути к более высокой конструктивной прочности стандартных характеристик свойств и структуры будет достаточно для объективного выбора варианта, наилучшего в конструкции. Продвижение потребует развития методов механических ис-пьгганий и измерений структуры и изломов.

КОРРОЗИОННОСТОЙКИЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ

Уже в XVin в. бьшо известно, что хром практически не растворяется в кислотах и что коррозионная стойкость его обусловлена так назьшаемым пассивирующим слоем, который образуется на поверхности металла при воздействии окислительной среды. Гипотеза, объясняющая пассивность металла, бьша предложена в 1907 г. В. А. Кистяковским, который, изучая степень устойчивости железа в химических реагентах, обнаружил, что на поверхности железа образуется тонкая невидимая стекловидная пленка оксида железа, которая и защищает металл от коррозионного воздействия той или иной среды.

В 1910 г. сотрудники фирмы Крупп В. Борхерс и Ф. Моннартц получили обезуглероженные сплавы системы Ре-Сг, обладавшие повышенной коррозионной стойкостью в вод о-воздушной среде, которые, в принципе, могли стать основой для создания промышленных нержавеющих сталей ферритного класса. Тогда же Ф. Моннартц установил минимальное содержание в железе хрома (12%), начиная с которого появляется пассивация, т. е. образование на поверхности стали тонкого оксидного слоя, который и защищает металл от воздействия среды. Толщина этого слоя составляет 20...30 А, т.е. несколько межатомных расстояний.

Датой изобретения широко применяемых коррозионностойких сталей типа 18-8 принято считать 1912 г., когда после многолетних опытов сотрудники фирмы Крупп Б. Штраус и Э. Маурер разработали состав стали с оптимальными содержаниями хрома 17...18% и никеля 8...9 % в железе. Отметим, что появление нержавеющих сталей произошло почти одновременно в четырех странах: Германии, Англии, США и Франции.



1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 34 35 36 37 38 39 40 41 42 43 44 45 46 47 48 49 50 51 52 53 54 55 56 [ 57 ] 58 59 60 61 62 63 64 65 66 67 68 69 70 71 72 73 74 75 76 77 78 79 80 81 82 83 84 85 86 87 88 89 90 91 92 93 94 95 96 97 98 99 100 101 102 103 104 105 106 107 108 109 110 111 112 113 114 115 116 117 118 119 120 121 122 123

© 2003 - 2017 Prom Izhora
При копировании текстов приветствуется обратная ссылка