CC BY
80
УДК 669.15'.24'.26'-194.55:669.017.3:621.78
ПОВЫШЕНИЕ ХАРАКТЕРИСТИК ВЯЗКОСТИ МАРТЕНСИТНО-СТАРЕЮЩИХ СТАЛЕЙ
СУХИХ А. А., МАХНЕВА Т.М., ДЕМЕНТЬЕВ В.Б.
Институт механики Уральского отделения РАН, 426067, г. Ижевск, ул. Т. Барамзиной, 34
АННОТАЦИЯ. Исследовано влияние режимов термической обработки на фазовый состав, структуру и механические свойства двух мартенситно-стареющих сталей. Показаны пути повышения характеристик вязкости и снижения порога хладноломкости за счет формирования в мартенситной структуре сталей аустенита особой морфологии.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: мартенситно-стареющие стали, термическая обработка, фазовые превращения, аустенит остаточный и ревертированный, наноструктура, ударная вязкость, порог хладноломкости, электрошлаковый переплав (ЭШП) и вакуумно-дуговой переплав (ВДП).
ВВЕДЕНИЕ
В связи с возрастающими требованиями, предъявляемыми к конструкционным материалам, увеличением уровня рабочих напряжений особенно остро стоит вопрос о повышении конструктивной прочности изделий и, в частности, характеристик надежности. В промышленности успешно используются низкоуглеродистые мартенситно-стареющие (МС) стали с уровнем прочности свыше 2000 МПа на Бе-М-Со-Мо основе и свыше 1350 МПа на основе системы Бе-Сг-М, которые благодаря уникальному сочетанию механических свойств и технологичности получили известность для широкой номенклатуры изделий [1 - 3]. Однако при тяжело нагруженных условиях эксплуатации, когда необходима гарантия надежности и долговечности, запас пластичности и вязкости может оказаться недостаточным, и поиск новых путей его повышения актуален. Одним из способов повышения пластичности и вязкости МС сталей является стабилизация в их структуре аустенита.
В связи с этим, целью настоящей работы явилось обобщение результатов влияния режимов термической обработки на морфологию и количество стабилизированного аустенита, уровень ударной вязкости, характеристик статической трещиностойкости и порога хладноломкости на двух мартенситно-стареющих сталях.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ
Материалом для исследования служили образцы из мартенситно-стареющих сталей: 03Н18К9М5Т и 08Х15Н5Д2Т. Сталь 08Х15Н5Д2Т исследовали после электрошлакового (ЭШП) и вакуумно-дугового (ВДП) переплавов. Химический состав сталей приведен в табл. 1.
Термическую обработку проводили в черновых заготовках размером 12*12*55 мм. Сталь 03Н18К9М5Т подвергали термообработке для получения структурных составляющих мартенсита (а) и аустенита (уост, урев1, уреви) по следующим режимам.
Режим 1. Закалка с 820 °С (1 ч), вода + старение 400 - 580 °С, 3 ч - (а) и (а+урев1).
Режим 2. Закалка с 820 °С (1 ч), вода + отжиг при 600 °С (1 ч), + нагрев в соляной ванне до 820 °С (2 - 12 мин), вода + старение 400 - 520 °С, 3 ч - (а+уост) и (а+уост+Уреви).
Термообработка стали 08Х15Н5Д2Т заключалась в закалке с 1000 °С (1 ч), вода и последующем старении при 350 - 475 оС, 3 ч.
Ударную вязкость (КСи и КСТ) определяли на образцах типа 1 и 15 по ГОСТ 9454-78, характеристики вязкости разрушения (К*, 5с и Jc) - при статическом трехточечном изгибе
по ГОСТ 25.506-85 (образцы тип 15, ГОСТ 9454-78), механические свойства на растяжение (ов, оо,2, 8, у) - на пятикратных образцах диаметром 5 мм по ГОСТ 1497-84. Испытания на ударную вязкость проводили в интервале температур от -196 °С до +250 °С, испытания на вязкость разрушения и растяжение - при комнатной температуре.
Таблица 1
Химический состав сталей 03Н18К9М5Т и 08Х15Н5Д2Т
Марка стали Содержание элементов, % (масс.)
С Б1 Мп Б Р Сг N1 Со Мо Си А1 Т1 N
03Н18К9М5Т 0,009 0,03 0,03 0,004 0,007 - 18,3 8,9 5,1 - 0,06 0,66 -
08Х15Н5Д2Т ЭШП 0,09 0,13 0,43 0,020 0,020 14,2 4,96; 5,20 - - 1,96 - 0,08 0,02
08Х15Н5Д2Т вдп 0,04 0,22 0,35 0,007 0,032 14,9 5,20 - - 1,85 - 0,12 -
Критическую температуру вязко-хрупкого перехода (порог хладноломкости) оценивали по сериальным кривым ударной вязкости, используя условие: КСи = п\КСи)тах или КСТ = п(КСТ)тах, где 0<п<1. Коэффициент "п" принимали равным 0,5 и 0,6 (для низкоуглеродистых сталей), за (КСи)тах и (КСТ)тах принимали значения ударной вязкости при комнатной температуре, критическую температуру обозначали, как Т1^ и Т^7 [4]. Склонность сталей к хрупкому разрушению (А Т^, А ТКПт) при понижении
гтКСи гтКСТ
температуры определяли по смещению температур Т кп и Т кп .
Содержание аустенита определяли рентгеноструктурным методом на дифрактометре ДРОН-3. Степень деформационного у^-а-превращения (ту) при разрушении оценивали с помощью соотношения [(у-уизл)/у]'100 %, где у - содержание аустенита в образце до испытания, уизл - содержание аустенита в изломе.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Характерной особенностью исследуемых мартенситно-стареющих сталей в двухфазном состоянии является наличие деформационных фазовых превращений, обусловленных метастабильностью исходной структуры: изменяя содержание никеля и других элементов, можно существенно снизить температуру хладноломкости, повысить сопротивление распространению трещины, а также увеличить стабильность аустенита [5]. Принято считать также, что стабилизация аустенита в структуре этих сталей позволяет повысить ударную вязкость [1, 2], и что ее повышение определяется не количеством и стабильностью остаточного аустенита, а интенсивностью развития у^-а-превращения при разрушении [6]. Известно также, что, сохраняя при закалке наноразмерные высоконикелевые объёмы ревертированного аустенита, возможно создание при упрочняющем старении аустенита особой морфологии («нанодуплекс» (у0ст+уреви)), как показано на мартенситной стали 03Н18К9М5Т авторами работы [7], в которой ревертированный аустенит I (урев1) образуется при нагреве в двухфазной (а+у)-области, остаточный аустенит (уост) - после закалки из однофазной области, ревертированный аустенит II (уревд) - после старения при температурах свыше 400 °С [8, 9].
Способ создания структуры типа «нанотриплекс» в стали 03Н18К9М5Т (рис. 1) включает в себя выдержку в двухфазной (а+у)-области (2) с целью создания в аустените химической неоднородности по никелю, которая в результате последующего быстрого нагрева под кратковременную закалку (3) и упрочняющего старения (4) сохраняется. При этом быстрый нагрев под закалку (не менее 10 град/с, соляная ванна), малая длительность выдержки при 820 °С, а также наличие интерметаллидных фаз в исходной (а+урев1)-структуре способствуют незавершенности у^а-превращения при охлаждении и формированию кристаллов уост в бывших объемах ревертированного аустенита I [10]. Размеры кристаллов
Уост зависят от времени выдержки при температуре закалки: чем продолжительнее выдержка, тем меньше остается уост и меньше размеры его кристаллов (табл. 2, строка 3 - 6 мин и строка 4 - 2 мин). При равных количествах урев1 и уост размеры кристаллов уост и их форма близки к кристаллам урев1 (табл. 2, строки 1,3 и строки 2, 4). Кристаллы остаточного аустенита сохраняют ориентировку кристаллов урев1 и частично наследуют их дислокационную структуру, возникшую в результате обратного мартенситного а^-у-превращения (ОМП) при нагреве [11]. Развитию дислокационной структуры кристаллов уост способствует и фазовый наклеп при кратковременной закалке. В итоге такое структурное состояние перед упрочняющим старением обуславливает снижение критической температуры Ан ОМП в микрообъемах а-фазы, близлежащих к уост, в интервал температур старения и появление ревертированного аустенита II (уреви) путем зарождения и эпитаксиального роста на кристаллах уост при старении (табл. 2, строка 5, рис. 2, а, б).
Ак Ан
Ан
1 - закалка на мартенситную структуру;
2 - выдержка в двухфазной (а+у)-области;
3 - закалка с быстрым нагревом
и кратковременной выдержкой;
4 - старение
Рис. 1. Схема термической обработки для создания структуры «нанотриплекс» (2+3+4) в закаленной на мартенсит (1) стали 0+Н18К9М5Т
Таблица +
Размеры кристаллов аустенита в структуре стали 0+Н18К9М5Т после различных операций термической обработки по режимам 1 и + [10]
t
3
4
т
№ п/п Режим, операция Количество у-фазы, % Ширина, нм Длина, нм
1 1, старение 550 °С, 3 ч 23 % Урев! 60±20 330±120
2 2, отжиг 600 °С, 1 ч 53 % УревI 90±20 320±90
3 2, закалка 820 °С, 6 мин 24 % Уост 60±20 270±40
4 2, закалка 820 °С, 2 мин 60 % Уост 100±30 380±70
5 2, старение 490 °С, 3 ч 24 % Уост + 15 % УревП 80±20 340±80
Рассматриваемый способ термообработки позволяет создать трехслойную наноразмерную (а+уост+Уревп)-структуру («нанотриплекс») со значительно отличающимися свойствами фаз (рис. 2, а, б). Оценка характеристик прочности урев11 и уост, в частности, предела текучести, показала, что о0,2 уревп составляет ~ 2000 МПа, значение которого в два раза выше о0,2 уост (~ 1000 МПа) и сравнимо с пределом текучести состаренного мартенсита [7]. Высокое значение предела текучести уост обусловлено малыми размерами кристаллов и фазовым наклепом [10, 12], а урев11 - еще и наличием частиц упрочняющей фазы, унаследованных от мартенсита в ходе а^у-превращения при старении [10, 13]. При этом остаточный аустенит устойчив к охлаждению до -196 °С и метастабилен к пластической деформации, а ревертированный аустенит II, образованный при температурах старения ниже 500 °С, стабилен, как к охлаждению, так и к пластической деформации [9, 11].
Количеством образующегося уревп можно управлять, изменяя содержание исходного Уост или режим старения [7, 8]. Влияние стабилизированного аустенита и соотношения фаз (уревп / Уост) на механические свойства стали 03Н18К9М5Т после старения (490 °С, 3 ч) представлено на рис. 3. Количество уост регулировалось продолжительностью выдержки
от 2 до 12 мин при закалке 820 °С. Из рисунка видно, что с увеличением содержания аустенита уобщ = уост+уревц характеристики прочности снижаются по закону, отличному от известного линейного для исследуемой стали: 1 % уост вызывает уменьшение ов и о0,2 на ~ 10 - 11 МПа [14, 15]. Следовательно, ревертированный аустенит II, полученный в результате термообработки по режиму 2 и значительно превышающий прочность уост, существенно задерживает снижение прочностных характеристик с ростом общего количества стабилизированного в стали аустенита (рис. 3, а) и изменяет характер зависимостей Ов = / (уобщ) и 00,2 = / (Уобщ).
Наиболее значительное влияние аустенит оказывает на ударную вязкость КСи, величина которой с ростом его количества увеличивается более чем в 2 раза (рис. 3, в). Повышение характеристик пластичности и ударной вязкости в большей части связано с присутствием в структуре стали остаточного аустенита и обусловлено у^а-превращением уост при разрушении, высокой пластичностью уост и мартенсита деформации [8, 11]. После старения 490 °С содержание уост в пределах 10 - 25 % является оптимальным при общем количестве аустенита 25 - 40 % (рис. 3, г). При таком соотношении фаз (уост и уревц) достигается высокий комплекс механических характеристик стали: ов = 2000-1850 МПа, 00,2 = 1950-1800 МПа, 8 = 9,5-10,6 %, у = 62-64 %, КСи = 0,75-0,90 МДж/м2 (рис. 3, а, б, в). По сравнению с мартенситом максимального упрочнения (значения механических свойств на осях ординат рис. 3) характеристики прочности стали со структурой «нанотриплекс» снижаются лишь на ~ 6 - 13 %, а ударная вязкость при этом возрастает в 1,7 - 2 раза.
Влияние температуры старения на количество фаз (а, уревц) и уровень механических свойств стали 03Н18К9М5Т при одном постоянном количестве уост (24 %) приведено в табл. 3 после обработки по режиму 1 (а) и режиму 2 (б) для сравнения. В стали, закаленной на мартенсит (табл. 3, а), в исследуемом интервале температур старения высокие значения ударной вязкости и характеристик трещиностойкости (К*, 8с, 3с) достигаются при старении
400 °С (строка 1, недостаренное состояние) и 580 °С (строка 7, перестаренное состояние). При этом наблюдается значительное снижение прочности. При старении на максимум прочности (табл. 3, а, строка 4) показатели надежности самые низкие.
В стали 03Н18К9М5Т со структурой "нанотриплекс" удается повысить ударную вязкость КСи в 1,4 - 2,5 раза при всех температурах старения, увеличивая при этом почти в 1,5 - 2,5 раза характеристики статической трещиностойкости (табл. 3, б). Из проведенного сравнительного анализа следует, что при содержании уост = 24 % наилучший комплекс механических свойств получен на стали со структурой «нанотриплекс» после старения в интервале температур 430 - 490 °С (строки 2, 3, 4). Вне этого интервала наблюдается значительное снижение характеристик прочности (строки 1 и 5). Потеря прочности при старении на максимум упрочнения (при высоких показателях вязкости разрушения) в этом случае составляет лишь ~ 250 МПа (строки 4, табл. 3, а и табл. 3, б).
Ов, 00,2, МПа
2200
2000
1800
1600
1400
Ов
00,2
а) | I | | 1
0 10 20 30 40 50 60
Уобщ, %
5, % 22
18
14
10
' □ л
¿^п 1
V
- 5 '
1 1 б) . 1 1 1
V, % 70
66
62
58
54
0 10 20 30 40
50 60
Уобщ, %
КС и, МДж/м' 1,2
1,0 -
0,8 0,6 0,4 0,2
0 10 20 30 40
50 60
Уобщ, %
Уобщ, % 60 50 40 30 20 10 0
..... ! 1 г) 1 1 1
0 10 20 30 40
50 60
Уост, %
Рис. 3. Зависимость механических свойств от количества стабилизированного аустенита уобщ = Уост+Уреви (а, б, в) и связь между количеством уобщ и содержанием уост (г) в структуре стали 03Н18К9М5Т
Уровень ударной вязкости ~ 0,90 МДж/м , достигаемый при комнатной температуре на стали со структурой «нанотриплекс», сохраняется до температур переохлаждения ~ -100 °С, а при температуре -196 °С ударная вязкость равна значениям КСи при комнатной температуре в стали без аустенита (рис. 4, а, кривые 3, 4 и 1). Сериальные кривые КСи стали со стабилизированным аустенитом (уост+уреви) находятся намного выше сериальной кривой КСи стали без аустенита. Максимальная разница (~ в 2 раза) между кривыми КСи приходится на испытания при температурах (-40) - (+100) °С и составляет ~ 0,45 МДж/м2.
6
Экстремальный характер температурной зависимости ударной вязкости стали со структурой «нанотриплекс» связан с увеличением степени деформационного у^-а-превращения остаточного аустенита при понижении температуры испытания (рис. 4, б, кривые 3, 4). Меньшая полнота у^-а-превращения в изломах образцов с этой структурой после старения 490 °С по сравнению со старением 430 °С (рис. 4, кривые 3 и 4) обусловлена большим содержанием уревц (табл. 3, б, строки 2 и 4) и его высокой устойчивостью к пластической деформации, как и ревертированного аустенита I (рис. 4, б, кривая 2).
Таблица 3
Влияние температуры старения на фазовый состав и уровень механических свойств __стали 03Н18К9М5Т после обработки по режимам 1 (а) и 2 (б) __
№ п/п t-от, °С Фазовый состав Ов, МПа О0,2, МПа 5, % V, % KCU, МДж/м2 к;, МПа- м1/2 5с-106, м Jc -103, МДж/м2
а) Закалка с 820 °С, 1 ч + старение
без старения а 1090 995 12,8 76,8 - - - -
1 400 а 1775 1700 10,0 61,2 0,70 96 18 58
2 430 а 1905 1830 9,4 57,9 0,69 95 17 56
3 460 а 2060 2020 9,0 57,8 0,62 93 15 52
4 490 а 2120 2080 8,8 57,0 0,45 91 14 48
5 520 а + 5 % Урев1 1990 1925 9,1 58,0 0,46 - - -
6 550 а + 23 % Урев1 1755 1685 12,8 62,0 0,51 96 19 57
7 580 а + 45 % Урев! 1540 1445 16,6 65,6 0,85 118 40 115
б) Закалка с 820 °С, 1 ч + Нагрев 600 °С, 1 ч + Закалка с 820 °С, 6 мин + старение
без старения а + 24 % уост 1115 1000 16,0 77,6 - - - -
1 400 а + 24 % уост 1660 1570 11,2 64,4 0,97 142 44 136
2 430 а + 24 % уост + 1 % УревП 1820 1750 10,6 63,0 0,93 140 42 129
3 460 а + 24 % уост + 5 % УревП 1850 1800 10,2 63,0 0,90 133 35 120
4 490 а + 24 % уост + 15 % УревП 1870 1820 10,0 64,8 0,90 133 34 120
5 520 а + 24 % уост + 25 % УревП 1660 1550 11,2 67,7 1,13 140 52 148
Однако увеличение только запаса вязкости не является гарантией надежности работы конструкций. При прогнозировании свойств необходимо учитывать и хрупкую прочность. Способность материала сопротивляться хрупкому разрушению при понижении температуры оценивали по температуре вязко-хрупкого перехода. Судя по сериальным кривым, сталь 03Н18К9М5Т с мартенситной структурой (рис. 4, а, кривая 1) не имеет выраженного порога хладноломкости: KCU плавно снижается в интервале температур (+100) - (-80) °С. Более значительное снижение KCU начинается с температуры -80 °С, её значение при температуре жидкого азота (-196 °С) составляет 0,27 МДж/м . Порог хладноломкости стали со структурой «нанотриплекс», оцененный по температуре Т^ , так же как и стали без аустенита, близок к температуре жидкого азота, и различия в склонности этих сталей к хрупкому разрушению не обнаруживается (табл. 4). При этом оценка «условной критической температуры» по более жесткому критерию (n = 0,6), предложенному Н.Н. Давиденковым [4], позволила выявить это различие. Смещение "порога" Т^ в этом случае составило 10 градусов в пользу структуры «нанотриплекс» (табл. 4).
кси, МДж/м2
т у , %
0,9 -
0,7 -
0,5
0,3
0,1
100
-200 -100
100 200 300
1
1 исп С
-200 -100
100
200
1 ис
300
°С
1 - а (старение 490 °С); 2 - а+урев1 (старение 550 °С); 3 - а+Уост+Урев1 (старение 430 °С); 4 - а+Уост+Уревп (старение 490 °С)
Рис. 4. Сериальные кривые ударной вязкости КСи (а) и степень деформационного у^а превращения (т7) аустенита в изломах образцов (б) стали 03Н18К9М5Т с различной структурой
0
КСТ, МДж/м 0,20
0,16
0,12 -
0,08
0,04
0,00
■100
-60
-20
20 °С
Пт С
1 - а; 2 - а+уост+уревП; старение 490 °С
Рис. 5. Сериальные кривые ударной вязкости КСТ стали 03Н18К9М5Т с различной структурой
При анализе сериальных кривых ударной вязкости КСТ после аналогичных режимов термической обработки получены результаты, также свидетельствующие о меньшей склонности стали с аустенитом к хрупкому разрушению (рис. 5). Смещение "порога" Д ТКСТ и Д ТКСТ в интервал более низких температур переохлаждения в стали со структурой
1
«нанотриплекс» составило ~ 55 и 60 градусов соответственно (табл. 4). Следует отметить, что структура «нанотриплекс» сохраняет ямочный излом до температуры -196 °С, тогда как в стали с мартенситной структурой появление сколов наблюдается ниже -80 °С, а в стали со структурой (а+урев1) участки скола появляются уже при комнатной температуре [11]. Следовательно, сталь со структурой нанотриплекс» (а+уост+уреви) более работоспособна и менее склонна к хрупкому разрушению при понижении температуры.
Таблица 4
Влияние структуры на положение критической температуры вязко-хрупкого перехода в стали 03Н18К9М5Т
Структура тКСи ор Т к 0,5 , С тКСи ор Т к0,6 , С ТКСТ Т к0,5 , С грКСТ Т к0,6 , С
Мартенсит -196 -166 -35 -15
Нанотриплекс -196 -176 -90 -75
Таким образом, формирование в структуре МС сталей двух типов аустенита с высокой стабильностью к у^-а-превращению при понижении температуры и с различной устойчивостью к пластической деформации, позволяет при сохранении высокой прочности увеличить не только запас вязкости, но и надежность в широком интервале рабочих температур эксплуатации.
Положение порога хладноломкости Тк0и и склонность к хрупкому разрушению (смещение Д Т^ ) при понижении температуры оценивали и на стали марки 08Х15Н5Д2Т двух переплавов (ЭШП и ВДП), имеющей в структуре остаточный аустенит. После закалки сталь не имеет ярко выраженного порога так же, как и сталь 03Н18К9М5Т, и работоспособна до температур порядка -100 °С [16]. Особенностью сериальных кривых стали ВДП после закалки является более низкий уровень КСи по сравнению со сталью ЭШП, который обусловлен малым количеством газовых примесей [17, 18], резким изменением отношения Т1/С, Мп/С [16], содержанием углерода в твердом растворе [19] и, как следствие, меньшим количеством остаточного аустенита и наблюдающейся разнозернистостью [18].
°С
1 - ЭШП (4,96 % N1);
2 - ВДП (5,2 % N1);
3 - ЭШП (5,2 % N1);
4 - £-фаза
Рис. 6. Влияние способа переплава, температуры старения и содержания никеля на положение порога хладноломкости в стали 08Х15Н5Д2Т
325
-150 -130 -110 -90 -70 -50 -30 -10 10
Т
КСи о,
С
г
После упрочнения путем старения в интервале температур 400 - 500 °С положение Т^ зависит и от температуры старения, и от способа переплава (рис. 6). Старение стали на максимум прочности 425 - 450 °С выявляет критическую температуру вязко-хрупкого перехода Т^ . Интервалы температур, в которых этот переход происходит, узкие и резкие. В стали ЭШП порог хладноломкости проявляется более ярко, чем в стали ВДП, и находится вблизи 0 оС [16].
По сравнению с закалкой смещение "порога" Д Т^™ в интервал высоких температур, количественно характеризующее склонность стали к хрупкому разрушению, самое значительное в стали ЭШП и достигает ~100 градусов (рис. 6, кривая 1). Сталь ВДП менее склонна к хрупкому разрушению, т.е. более надежна (ДТ^ ~ 70 градусов), табл. 5. Смещение "порога" в плавке ЭШП с никелем 5,2 % составляет всего 40 градусов. Следовательно, снизить "порог" и склонность к хрупкому разрушению стали этого переплава можно повышением никеля в плавке до верхнего марочного уровня. Сталь ВДП, содержащая такое же количество никеля, что и сталь ЭШП (табл. 1), менее надежна: ТКСЦ, = -50 °С, Д ТКС5 ~ 70 градусов (табл. 5).
Таблица 5
Влияние способа переплава и содержания никеля в стали 08Х15Н5Д2Т на положение порога хладноломкости и склонность к хрупкому разрушению
Способ переплава N1, % ткси 0р Т к 0,5 , С д тКСии, °с
ЭШП 4,96 0 100
ВДП 5,2 -50 70
ЭШП 5,2 -90 40
Таким образом, показаны пути повышения конструктивной прочности двух марок мартенситно-стареющих сталей. За счет формирования в структуре мартенситной стали 03Н18К9М5Т аустенита различной деформационной стабильности и особой морфологии появляется возможность увеличения величины ударной вязкости КСи в два раза, характеристик вязкости разрушения К*, 5С, Jc в 1,5, 3 и 2,7 раза соответственно и снижения склонности к хрупкому разрушению: критическая температура перехода в хрупкое состояние Т^ смещается на 60 градусов в интервал более низких температур переохлаждения. Установленные закономерности формирования прочностных и пластических свойств при образовании в мартенситной структуре стали 03Н18К9М5Т различного по природе аустенита позволяют прогнозировать безопасность и надежность работы конструкций.
Хрупкая прочность стали 08Х15Н5Д2Т зависит от способа переплава, температуры старения и содержания никеля в плавке. Снизить порог хладноломкости Т^ до температуры -90 °С и практически исключить склонность стали 08Х15Н5Д2Т ЭШП к хрупкому разрушению можно ведением плавки по никелю на верхнем пределе марочного состава.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Потак Я.Н. Высокопрочные стали. М. : Металлургия, 1972. 208 с.
2. Перкас М.Д., Кардонский В.М. Высокопрочные мартенситно-стареющие стали. М. : Металлургия, 1970. 224 с.
3. Махнева Т.М. Природа нестабильности уровня ударной вязкости и низкой технологической пластичности при производстве крупногабаритных полуфабрикатов из коррозионно-стойких мартенситно-стареющие сталей, совершенствование технологии их обработки : дис. докт. техн. наук. Ижевск, 2012. 376 с.
4. Георгиев М.Н. Вязкость малоуглеродистых сталей. М. : Металлургия, 1973. 224 с.
5. Старцев В.И., Ильичев В.Я., Пустовалов В.В. Пластичность и прочность металлов и сплавов при низких температурах. М : Металлургия, 1975. 328 с.
6. Тихомиров В.В., Шахназаров Ю.В., Панков А.Г., Воробьёва Н.И. Зависимость вязкости стали Н18К9М5Т при -196 °С от количества и устойчивости остаточного аустенита при разрушении // Физика металлов и металловедение. 1971. Т. 32, вып. 3. С. 641-643.
7. Вылежнев В.П., Коковякина С.А., Симонов Ю.Н., Сухих А.А. Повышение характеристик надежности мартенситно-стареющей стали 03Н18К9М5Т путем создания структуры типа «нанотриплекс» // Металловедение и термическая обработка металлов. 2010. № 11. С. 39-47.
8. Вылежнев В.П., Сухих А.А., Брагин В.Г., Коковякина С.А. Механические свойства мартенситно-стареющей стали Н18К9М5Т с остаточным и ревертированным аустенитом // Физика металлов и металловедение. 1993. Т. 75, вып. 4. С. 157-165.
9. Вылежнев В.П., Сухих А.А., Брагин В.Г. и др. Образование аустенита и его структура в мартенситно-стареющей стали Н18К9М5Т // В сборнике науч. трудов: «Проблемы механики и материаловедения». Ижевск : Изд-во ИПМ УрО РАН, 1994. С. 118-133.
10. Сухих Ар.А., Дементьев В. Б., Сухих Ан.А. О причинах высокой прочности остаточного и ревертированного аустенита мартенситно-стареющей стали Н18К9М5Т // Химическая физика и мезоскопия. 2008. Т. 10, № 2. С. 200-206.
11. Сухих А.А, Вылежнев В.П. Влияние (а+у)-структуры на ударную вязкость и строение изломов мартенситно-стареющей стали Н18К9М5Т // Химическая физика и мезоскопия. 2012. Т. 14, № 1. С. 59-71.
12. Кардонский В.М. Стабилизация аустенита при обратном а^-у превращении // Физика металлов и металловедение. 1975. Т. 40, вып. 5. С. 1008-1012.
13. Малышев К.А., Сагарадзе В.В., Сорокин И.П. и др. Фазовый наклеп аустенитных сплавов на железоникелевой основе. М. : Наука, 1982. 260 с.
14. Сухих А.А., Шаврин О.И. Зависимость механических свойств мартенситно-стареющей стали Н18К9М5Т от содержания стабилизированного аустенита // В сборнике науч. трудов: «Материаловедение и обработка материалов». Ижевск : Изд-во ИПМ УрО РАН, 2005. С. 83-90.
15. Antolovich S.D., Saxena A., Chanani G.R. Increased Fracture Toughness in a 300 Grade Maraging Steel as Result of Thermal Cycling // Metallurgical Transactions. 1974. V. 5, № 3. P. 623-632.
16. Махнева Т.М. Хладноломкость коррозионно-стойкой мартенситно-стареющей стали 08Х15Н5Д2Т // Металловедение и термическая обработка металлов. 2011. № 12. С. 3-7.
17. Гуляев А.П. Чистая сталь. М. : Металлургия, 1976. 184 с.
18. Махнева Т.М., Дементьев В.Б. Влияние способа переплава на структуру и свойства стали ВНС2 // Вестник ИжГТУ. 2009. Вып. 4. С. 4-9.
19. Махнева Т.М., Махнев Е.С. Влияние титана на сопротивление хрупкому разрушению мартенситно-стареющей стали 08Х15Н5Д2Т // Металловедение и термическая обработка металлов. 1990. № 8. С. 40-43.
ELEVATION OF THE CHARACTERISTICS OF TOUGHNESS OF MARAGING STEELS
Sukhikh A.A., Makhneva T.M., Dementyev V.B.
Institute of Mechanics, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia
SUMMARY. The effect of the modes of heat treatment on phase composition, structure and mechanical properties of two maraging steels was researched. The ways of increasing toughness characteristics and reducing of cold-shortness threshold due to the formation austenite of special morphology in the martensitic structure of steels are shown.
KEYWORDS: maraging steels, heat treatment, phase transformations, retained and reverted austenite, nanostructure, impact (striking) toughness, cold-shortness threshold, electro-slag remelting (ESR), vacuum arc remelting (VAR).
Сухих Аркадий Анатольевич, научный сотрудник ИМ УрО РАН, тел. (3412) 20-29-25, e-mail: aasukhikh@mail ru
Махнева Татьяна Михайловна доктор технических наук, доцент, главный научный сотрудник ИМ УрО РАН, тел. (3412) 20-34-66, e-mail: mah@udman. ru
Дементьев Вячеслав Борисович, доктор технических наук, профессор, директор ИМ УрО РАН, тел. (3412) 50-82-00, e-mail: demen@,udman. ru
