Вязкость разрушения горячедеформированных порошковых мартенситно-стареющих сталей

09.07.2019

Учитывая, что пластическое деформирование порошковых материалов сопровождается снижением пористости, представляется перспективным применение горячей пластической деформации для упрочнения порошковых мартенситно-стареющих сталей. Это позволит снизить энергосиловые затраты на деформирование по сравнению с холодным способом деформации и совместить в одной технологической операции закрытие и заваривание пор.

Заготовки для горячей деформации получали холодным формованием и последующим вакуумным спеканием по оптимальным режимам: давление прессования 700-800 МПa спекание при 1300 С, 4 ч в вакууме не ниже 1,3-10 Па. В качестве метода горячей деформации выбрана свободная ковка, которая позволяет достигать сравнительно большие степени деформации, укова и получать длинномерные заготовки в виде прутков с достаточно однородными свойствами. К недостаткам свободной ковки следует отнести отсутствие в процессе деформации фазы всестороннего сжатия, как например, при объемной штамповке, что приводит к необходимости применения больших деформаций для закрытия и заваривания пор. Спеченные заготовки диаметром 60 и высотой 40-50 мм имеющие пористость 6-8 %, перековывали в прутки круглого сечения диаметром 14 мм и прямоугольного 12x14 мм. Ковку проводили в интервале температур 1200-900 °С. Верхняя температура ковочного интервала выбрана по отсутствию сильного зернограничного окисления, нижняя - исходя из температуры рекристаллизации деформированного аустенита, которая по данным работы составляет 900 °C. Прекращение ковки выше температуры рекристаллизации обеспечивает полное снятие наклепа и позволяет проводить сопоставление свойств горячедеформированных и спеченных сталей.

Из прутков круглого сечения изготавливали образцы для стандартных испытаний на растяжение, из прутков прямоугольного сечения - образцы 12x10x55 мм для проведения испытаний на вязкость разрушения. Пластическая деформация в процессе ковки составляла 95 %, что позволило получать компактные, практически беспористые материалы. Плотность сталей после горячей деформации убывает с увеличением содержания в сталях титана, имеющего низкую плотность (табл. 68).

Металлографический анализ показал, что стали имеют практически нулевую пористость и характерную для данного класса сплавов структуру безуглеродистого мартенсита (рис. 88). В структуре присутствуют включения светло-желтого цвета, количество и размер которых соответствуют включениям, наблюдаемым в порошковых мартенситно-стареющих сталях в спеченном состоянии. С повышением содержания титана уменьшается средний размер зерна (табл. 68). Это связано со снижением температуры начала и конца мартенситного превращения и увеличением количества неметаллических включений в сталях, содержащих большое количество титана.

В табл. 68 приведены данные рентгеноструктурного анализа сталей после горячей деформации. По ширине линий (110) и (211), снятых в Ка-излучении хрома, качественно оценивали изменение размера областей когерентного рассеяния (OKP) и величины микроискажений при деформации.

В горячедеформированных сталях несколько увеличиваются размеры OKP и величина микроискажений по сравнению с исходным состоянием. Это связано с процессами деформации и рекристаллизации аустенита во время ковки. С повышением содержания титана с 0,5 до 2 % уменьшается размер областей когерентного рассеяния и растут микроискажения. Размер OKP в стали СПН14К7М5ТЗ несколько выше, а напряжение несколько выше, чем в стали с 2 % титана.

На рис. 89 приведены свойства горячедеформированной и для сравнения спеченной стали СПН14К7М5Т после старения в зависимости от содержания титана. Горячая пластическая деформация, практически полностью исключающая пористость, по-разному влияет на прочностные, пластические свойства и вязкость разрушения сталей в зависимости от уровня содержания в них основного упрочняющего элемента - титана. Для сталей, легированных 0,5 и 1 % титана, после горячей деформации значительно возрастают пластические характеристики (относительное сужение - в три и более раз), предел прочности, напротив, возрастает в меньшей степени (на 6 %), показатель вязкости разрушения также увеличивается на 40 и 30 % соответственно. Для стали, легированной 2 % титана, пластические свойства возрастают менее существенно (относительное удлинение - в 2,5 раза), но предел прочности в состаренном состоянии увеличивается приблизительно на 15 %. Однако коэффициент интенсивности напряжения снижается на 10 %.

Сопротивление хрупкому разрушению стали СПН14К7М5Т3 после горячей деформации и старения снижается еще более значительно (на 16 %). При испытании на растяжение разрушение образцов из этой стали происходит у галтелей хрупко, без заметных следов макропластической деформации. Низкие характеристики вязкости разрушения этой стали не позволяют оценить прочность на разрыв на стандартных цилиндрических образцах.

Сравнение свойств сталей до и после горячей деформации позволяет сделать заключение, что влияние пористости на вязкость разрушения спеченных мартенситно-стареющих сталей, имеющих различный уровень прочности, неоднозначно.

Присутствие пор в спеченных сталях СПН14К7М5Т и СПН14К7М5Т1, имеющих сравнительно низкий уровень прочности, незначительно снижает предел прочности и существенно уменьшает сопротивление хрупкому разрушению. Напротив, в стали СПН14К7М5Т2 поры в большей степени снижают предел прочности, а вязкость разрушения несколько увеличивается. Это связано с различными условиями распространения трещины в материалах с различным уровнем прочности. Распространение трещины в материалах с относительно низким уровнем прочности происходит путем образования на включениях и дефектах пор, их роста и соединения с вершиной трещины, а в высокопрочных сталях - за счет декогезии полос скольжения в наклонных плоскостях скольжения.

Поэтому для сталей среднего уровня прочности СПН14К7М5Т, СПН14К7М5Т1 пористость существенно снижает коэффициент интенсивности напряжений K1с "композиционного" материала стальная матрица - поры. Так как матрица имеет высокую вязкость разрушения, ее прочность реализуется достаточно полно.

Для сталей высокой прочности, содержащих 2-3 % титана, процесс разрушения которых происходит путем декогезии полос скольжения перед фронтом трещины, характерно повышение вязкости разрушения при наличии пористости (в состоянии после спекания), рис. 89.

В работе показано, что наличие в материале определенным образом расположенных пустот или полостей может приводить к увеличению сопротивления разрушению, т.е. повышению вязкости разрушения. Поры, присутствующие в материале, могут замедлять распространение и полностью останавливать растущую трещину. Экспериментальные исследования, представленные в работе, показывают, что зависимость вязкости разрушения порошкового железа от пористости имеет немонотонный характер. Максимальные значения К1с имеют образцы с пористостью около 10 %. При уменьшении пористости до 4-6 % вязкость разрушения падает. Аналогичный эффект наблюдается для порошковых мартенситно-стареющих сталей СПН14К7М5Т2 и СПН14К7М5ТЗ. Наличие пор в структуре этих сталей приводит к повышению вязкости разрушения.

В табл. 69 приведены механические свойства и значения вязкости разрушения ряда порошковых мартенситно-стареющих сталей после горячей деформации и старения. Стали СПН14К7М5Т, СПН14К7М5Т1, СПН18К9М5Т по прочности, пластичности и вязкости разрушения находятся на уровне литых деформированных сталей. Их можно рекомендовать как конструкционный материал для изготовления тяжелонагруженных деталей и узлов машин, механизмов и приборов. Сталь СПН14К7М5Т2 имеет наиболее высокие прочностные свойства, но несколько ниже уровень вязкости разрушения. После старения сталь приобретает высокую твердость (HRC 55) и занимает промежуточное положение между конструкционными и инструментальными материалами. Сталь СПН14К7М5Т3 имеет твердость на уровне инструментальных сталей, но при этом сохраняет достаточно высокую вязкость разрушения по сравнению с традиционными инструментальными сплавами.

Применение дополнительной операции аустенитизации при 800-500 °С после горячей деформации позволяет повысить прочность стали при одновременном некотором увеличении вязкости разрушения. Предел прочности стали СПН14К7М5Т2 в закаленном состоянии после аустенитизации при 800 С повышается на 130 МПа (табл. 69). Большая скорость протекания процессов старения данного класса сталей приводит к тому, что обратное превращение а -> у при реально применяемых скоростях нагрева происходит из предварительно состаренного мартенсита, даже если операция старения отсутствует. Свойства аустенита, полученного в результате обратного превращения из состаренного мартенсита, резко отличаются от свойств обычного аустенита. В работе показано, что аустенит, полученный при нагреве мартенситно-стареющих сталей до температуры 820 °С, обладает более высоким пределом текучести и прочности. Повышение температуры нагрева до 900-950 °С приводит к понижению пределов прочности и текучести аустенита до обычных значений.

Повышенная прочность аустенита, полученного из предварительно состаренного мартенсита, при низкой температуре аустенитизации связана с тем, что еще в мартенситном состоянии при выделении интерметаллидной фазы происходит перераспределение никеля и кобальта, а затем начинается превращение а -> у по кооперативному (сдвиговому) механизму. Таким образом, превращение сопровождается определенным фазовым наклепом, который сохраняется до температуры рекристаллизации 900-950 С. Аустенит также наследует высокую плотность дефектов и микронеоднородность по составу мартенсита, связанную с перераспределением легирующих элементов и растворением интерметаллидных фаз.

В работе высказывалось предположение, что увеличение прочности аустенита после низкотемпературной аустенитизации связано со старением. Однако исследования процесса аустенитного старения показали, что для сталей данного состава заметное повышение прочности происходит через несколько десятков часов старения (табл. 70).

Высокая прочность аустенита, полученного при низкотемпературном нагреве стали вблизи Aс3, наследуется при последующем мартенситном превращении. При повышении температуры аустенитизации свыше 900 С прочность мартенсита снижается. Повышенная прочность мартенсита, возникшего из прочного аустенита после низкотемпературной аустенитизации, сохраняется также после старения. При этом, несмотря на повышение прочности, вязкость разрушения не снижается. После аустенитизации при температуре 900 °С сталь СПН14К7М5Т2 имеет более низкие значения предела прочности и текучести. Аустенитизация при температуре свыше 1000 °С приводит к снижению вязкости разрушения.

В связи с изложенным структуру стали после низкотемпературной аустенитизации следует считать оптимальной с точки зрения наилучшего сочетания прочности и вязкости разрушения. Определенный уровень прочности мартенситно-стареющих сталей можно получить, сочетая старение при различных температурах и различной продолжительности. В табл. 69 приведены механические свойства стали СПН14К7М5Т2 после старения при различных температурах. Продолжительность старения выбирали, исходя из условия получения примерно одного уровня прочности. Хотя в работе рекомендуется низкотемпературное старение, которое, как считают авторы, позволяет получить оптимальные сочетания прочности и вязкости, результаты исследования показали, что изменение температуры старения на ± 40 °С от принятой оптимальной 500 °С, несущественно влияет на уровень вязкости разрушения. Старение при повышенных температурах следует считать более рациональным, так как позволяет существенно сократить продолжительность изотермической выдержки.

С целью изучения особенностей разрушения горячедеформированных мартенситно-стареющих сталей с поверхности изломов образцов для испытаний на вязкость разрушения были сняты экстракционные реплики, котоpыe изучались на просвечивающем электронном микроскопе. Шикрофрактограммы сталей приведены на рис. 90, 91.

Для сталей СПН14К7М5Т и СПН14К7М5Т1 после горячей деформации и старения при 500 С в течение четырех часов характерно вязкое ямочное разрушение. Средний размер ямок значительно меньше в сравнении с разрушением после спекания и старения. Крупные ямки на поверхности разрушения сталей в спеченном состоянии, как отмечалось, связаны с раскрытием имеющихся в материале пор. В горячедеформированных сталях поры практически отсутствуют, и в глубине почти каждой ямки видны следы включений, которые явились причиной образования пор перед фронтом трещины в процессе разрушения. Размер включений порядка 1 мкм, в связи с этим размер ямок в горячедеформированном состоянии сталей значительно меньше, чем в спеченных.

Расшифровка электронограмм, полученных от экстракционных реплик с изломов, показала присутствие на поверхности разрушения частиц окисла Тi2Co, которые явились инициаторами возникновения локальныx очагов разрушения. При этом следует отметить, что при исследовании реплик, снятых с изломов, не удалось зарегистрировать дифракционной картины от интерметаллидных частиц упрочняющих фаз. Это свидетельствует о том, что на поверхности разрушения присутствует незначительное количество частиц интерметаллидов, образующихся в процессе старения.

В изломах сталей СПН14К7М5Т2 и СПН14К7М5ТЗ наряду с участками вязкого ямочного разрушения присутствуют области, где разрушения произошли транскристаллитным сколом (рис. 90). С повышением содержания титана доля участков хрупкого скола увеличивается. В изломе стали СПН14К7М5ТЗ присутствуют области межзеренного разрушения. Разрушение стали СПН18К9М5Т чисто вязкое, с мелкими хорошо выраженными ямками. В изломах не обнаружено участков хрупкого разрушения сколом, или межкристаллитного разрушения (рис. 92).

После аустенитизации при 820 С и старения горячедеформированной стали СПН14К7М5Т2 поверхность излома имеет ямочный характер разрушения с небольшой долей (около 5-10 %) участков квазискола, что обусловливает наилучшее сочетание прочности и вязкости разрушения после данной термической обработки. С повышением температуры аустенитизации в изломе появляются наряду с участками квазискола области, где разрушение произошло сколом. Следует отметить, что направление разрушения сколом на отдельных участках не совпадает с направлением распространения магистральной трещины. На ряде участков скола присутствуют язычки скола, образовавшиеся на двойниках. Доля участков хрупкого разрушения сколом возрастает с увеличением температуры аустенитизации, в связи с чем уменьшается вязкость разрушения стали. Появление участков скола в изломе после аустенитизации при высоких температурах связано с выделением частиц нитридов и карбонитридов титана на поверхности границ зерен, которые являются очагами, инициирующими разрушение сколом. На фасетках скола присутствуют характерные для данного вида разрушения ступеньки скола, образующие ручьистый узор.

Отсутствие корреляции между пластическими характеристиками (относительным удлинением и сужением), с одной стороны, и величиной вязкости разрушения, с другой стороны, в некоторой степени объясняется наличием участков скола в изломе. Скол как вид разрушения представляет собой расщепление по определенным кристаллографическим плоскостям, которое происходит в металлах, обнаруживающих слабую способность к поперечному скольжению или ее полное отсутствие. Трещины скола зарождаются в местах, где затруднено кристаллографическое скольжение: на границах зерен, на пересечениях двойников и плоскостей скольжения, на включениях и частицах второй фазы. Причем, если при ямочном характере разрушения наблюдается, как правило, корреляция между пластическими свойствами и величиной вязкости разрушения, то разрушение сколом может происходить в материалах с высокими пластическими характеристиками, приводя к существенному снижению уровня коэффициента интенсивности напряжений К1с.

Присутствие фасеток скола в изломе сталей с высоким пределом текучести косвенно подтверждает предположение о ведущей роли процессов локализации пластического течения и декогезии полос скольжения при разрушении в этом случае. Образование пор в процессе разрушения сталей, как отмечалось, происходит на частицах окисла титана, размер которых связан с гранулометрическим составом порошка титана. Поэтому, применяя для легирования стали более дисперсные порошки титана, можно снизить размер включений, контролирующих процесс разрушения и таким образом поднять уровень вязкости разрушения.

Имя:*
E-Mail:
Комментарий:
Информационный некоммерческий ресурс fccland.ru © 2019
При цитировании и использовании любых материалов ссылка на сайт обязательна