/
Author: Пикеринг Ф.Б.
Tags: металлургия металлы материаловедение металловедение свойства металлов стали
Year: 1982
Text
Ф. Б. Пикеринг
Физическое
металловедение
и разработка
сталей
Ф. Б. Пикеринг
Физическое
металловедение
и разработка
сталей
Перевод с английского А. П. ВАЩЕНКО,
А. Ф. ЕДНЕРАЛА, Л. П. ПОТАПОВА,
Т. В. СВИСТУНОВОЙ, М. Н. СПАССКОГО
Под редакцией докт. физ.-мат. наук Г. В. ЩЕРБЕДИНСКОГО
~ УДК 669.017.53
Г. В. Pickering. Physical Metallurgy and the design of steels: Materials science
series. Applied science publishers.
УДК 669.017.53
Физическое металловедение и разработка сталей. Пикеринг Ф. Б. Пер.
с англ. М., «Металлургия», 1982. 184 с.
Показано, как используют фундаментальные вопросы физического метал-
ловедения для разработки большого числа различных марок сталей. Начиная
от предположений, основанных на изучении микроструктуры материалов, и
кончая характером протекающих в них превращений, изложены основные осо-
бенности металловедческих разработок сплавов на основе Железа. Рассмотре-
но влияние механизмов упрочнения на формирование оптимальных комбина-
ций их свойств, наиболее подробно применительно к низкоуглеродистым ста-
лям, высокопрочным низколегированным конструкционным, а также перлит-
ным и бейнитным сталям. Обсуждены вопросы создания высокопрочных
сталей с пределом прочности >1400 МПа, включая обычные и мартенситно-
стареющие стали, высокая прочность которых может быть достигнута с по-
мощью холодной или термомеханической обработки. Последние четыре главы
посвящены нержавеющим сталям — от способных к превращениям сталей с
12% Сг и сталей с контролируемым превращением, включая трип-стали, до
ферритных и аустенитных сталей.
Подробно рассмотрены контролируемые процессы. Предназначена для
специалистов-металловедов и студентов вузов, изучающих эти вопросы.
Ил. 168. Табл. 15. Библиогр. список: 653 назв.
п 2605000000—015
” 040(01)—82
57—81
© Applied science publishers LTD, 1978.
© Перевод на русский язык, «Металлургия», 1982
г
i
Предисловие к русскому изданию
Развитие теоретического металловедения и физики металлов в последние де-
сятилетия характеризуется глубоким изучением кристаллического строения
и’ фазовых составляющих сплавов, природы, механизма и кинетики фазовых
превращений и установлением многочисленных связей между структурой и
свойствами. Это дает возможность использовать достижения теоретического
металловедения не только для объяснения природы формирования тех или
иных свойств, но и для их целенаправленного использования в процессе раз-
работки сталей и сплавов. Все более определенно намечается тенденция пе-
рехода от чисто эмпирического подхода к теоретическому расчету структур-
ных составляющих и предсказанию комплекса свойств. И хотя на уровне
। современных знаний невозможно полностью «рассчитать» сплав с необходи- I
' мыми характеристиками, разумное использование связей состав — структу-
i ра — свойства дает исследователю средство выбора правильного пути поис-
ка и значительно сокращает время разработки.
I Предлагаемая вниманию читателей книга является попыткой обобщить
I имеющийся в литературе материал о связи структуры со свойствами и изло-
/ жить некоторые общие принципы, лежащие в основе разработки сталей. Та-
кой подход предопределил широкий охват типов сталей различного назначе-
ния — от простых углеродистых до высокопрочных и различных типов не-
ржавеющих. Достаточное внимание уделено технологическим вопросам про-
изводства. Вместе с тем ограниченный объем книги не позволил автору дать
подробную характеристику структуры и свойств большого числа разнооб-
разных промышленных сплавов. Рассмотрению подлежат лишь общие прин-
ципы их создания.
Несмотря на обширную учебную литературу и монографии по металло-
ведению как советских, так и зарубежных авторов, изданные у нас в стране, I
нам представляется, что книга Ф. Б. Пикеринга является оригинальной по
построению и современной по уровню использования последних достижений
теоретического металловедения. Вместе с тем она достаточна проста и прак-
тична, чтобы быть рекомендованной широкому кругу читателей, специали-
зирующихся в области изучения тонкой структуры металлов, металловедам,
занимающимся разработкой сталей и сплавов, с определенным комплексом
свойств, специалистам в области термической обработки, а также технологам
металлургических и машиностроительных предприятий.
Г. В. ЩЕРБЕДИНСДИИ
1
Предисловие
За последние годы значительно расширились представления о сплавах (осо-
бенно о сталях) вследствие обширных исследований связи микроструктуры с
механическими свойствами. К настоящему времени разработка сплавов яв-
ляется продуктом не только эмпирических исследований, в результате которых
появились стали, занимающие до сих пор важное место в перечне конструк-
ционных материалов. Более того, новые марки сталей разрабатывают теперь
на основе довольно хорошо изученных физических явлений. Вместе с тем
следует признать, что определенная доля эмпиризма все еще имеет место при
установлении закономерностей связи структуры со свойствами, являющейся
основой при разработке многих сплавов. Такой эмпиризм нельзя полностью
игнорировать, если он полезен и основан на разумных металловедческих
представлениях.
Фундаментальные принципы, лежащие в основе фазовых превращений в
металлах и сплавах, пластической деформации и разрушения, а также фак-
торы, определяющие свойства сплавов, в одинаковой мере являются пред-
метом обсуждения как в учебных пособиях по физическому металловедению,
так и в научном материаловедении. На этих принципах основана разработка
сплавов, но вместе с тем решающее значение имеет также и технология про-
изводства.
Основные направления и способы применения этих принципов в той или
иной мере обсуждаются в научных статьях, однако такое обсуждение обычно
ограничивается анализом частных случаев.
Для того чтобы установить единый научный подход при разработке ле-
гированных сталей и осознать общую закономерность использования основ-
ных принципов физического металловедения-, необходимо знание большого
числа первоисточников. Целью данной книги является обсуждение возмож-
ностей использования фундаментальных теоретических представлений, кото-
рые применяют или применяли для разработки ряда сталей общего назначе-
ния. В некоторых случаях разработку сплавов осуществляли без достаточно
ясного понимания заложенных в них физических принципов; они стали по-
нятными только из последующих исследований. Таким образом, физическое
металловедение часто может быть использовано только для объяснения сущ-
ности явления или действующего при этом механизма в сплавах, разрабо-
танных с помощью общепринятых эмпирических методов. Вместе с тем на-
копленный при этом опыт может быть использован и при последующих раз-
работках аналогичных сплавов или других материалов, к которым примени-
мы те же самые принципы.
В книге рассмотрен широкий круг вопросов, начиная от разработки про-
стых углеродистых сталей, низко- и среднелегированных сталей и кончая не-
ржавеющими сталями.
Различные классы сталей детально обсуждаются в соответствующих гла-
вах книги с учетом возможностей применения основных принципов физичес-
кого металловедения для разработки легированных сталей.
Книга написана на основе лекций по разработке сталей, подготовленных
для аспирантского курса. Ввиду этого предполагалось, что читатель должен
быть знаком с основами физического металловедения, особенно с микрострук-
турами сталей. Книга также может представить интерес для металловедов,
технологов и инженеров. Каждая глава содержит перечень ссылок на рабо-
ты, к которым может обратиться читатель для дальнейшего изучения многих
оригинальных исследований, на основе которых и написана эта книга.
Ф. Б. ПИКЕРИНГ
Глава I
Принципы, лежащие в основе разработки сталей
Введение
За последние 20 лет большое внимание было уделено количественной оценке
различных физических свойств сталей и достигнут значительный прогресс в
понимании их механических свойств на основе анализа микроструктур. Особое
внимание было сконцентрировано на проблеме прочности, особенности которой
в настоящее время могут быть предсказаны во многих случаях с достаточ-
ной достоверностью на основе состава сплавов и микроструктуры [1, 2]. Со-
отношения эти часто получают на физических моделях, описывающих явле-
ние упрочнения, однако в некоторых случаях при их выведении могут бази-
роваться и на эмпирических или полуэмпирических предпосылках, в особенно-
сти, когда необходимо описать свойства на основе анализа более сложных
микроструктур мартенсита или бейнита. Такой эмпирический путь не следует
полностью отвергать.
Вполне естественно сделать вывод о том, что, когда металловед пытает-
ся составить представление о наиболее вероятном механизме упрочнения, пе-
ред ним возникают проблемы связи этого механизма с реально существую-
щими требованиями, предъявляемыми к данному сплаву. Предъявляемые к
сплаву требования определяются большим числом разнообразных парамет-
ров, часто не менее сложных, чем понятие прочности. К ним относятся, с од-
ной стороны, чисто технологические характеристики, такие как способность
к изменению формы, механической обработке, ударная вязкость и другие по-
казатели, а с другой стороны — не менее важны экономические характеристи-
ки, такие как стоимость исходных материалов, промышленного изготовления,,
накладные расходы, включающие в проведение исследований и, наконец, не-
избежная деятельность по сбыту продукции.
При анализе совокупности многих параметров возникают значительные
трудности, поэтому для оптимального решения этой задачи необходимо рас-
сматривать только наиболее простые случаи.
1. Факторы, учитываемые при разработке сталей
При разработке сплава следует учитывать три основных фактора:
1. Назначение детали, которую будут изготовлять из сплава, что позво-
лит определить свойства, требуемые от сплава.
2. Легкость изготовления и отделки готовой или частично готовой дета-
ли, что также даст возможность определить необходимые свойства сплава
и провести экономическую оценку продукции.
3. Внешний вид готовой детали, определяемый отделкой поверхности,
эстетической привлекательностью и т. д. При этом необходимо учитывать, что
наружный вид изделия, а также физические и механические свойства сплава
могут измениться и даже ухудшиться при выдержке детали в условиях ок-
ружающей среды. *
Для того чтобы сплав удовлетворял своему назначению и требованиям,
предъявляемым к внешнему виду изготовленных из него изделий, а также
обладал стойкостью к воздействию внешней среды необходима оптимальная
комбинация свойств с учетом определенных условий применения сплава. Ти-
пичным примером такого подхода является разработка сплава для нефте-
проводов, в которых требуется оптимальное сочетание прочности с ударной
вязкостью и свариваемостью.
За последние годы опубликовано большое число работ, в которых сде-
лана попытка количественно оценить соотношения между структурой и свой-
ствами сталей. Проведенные исследования способствовали выводу соотноше-
ний, которые с определенной достоверностью можно использовать для пред-
сказания свойств различных материалов.
Гакого типа предсказания касаются в основном довольно простых свойств,
ус।апавливаемых испытаниями на растяжение или ударными испытаниями.
Имеете с тем постоянно пытаются перейти от предсказаний простых свойств
к предсказанию более сложных с учетом реальных условий, которые выявля-
ют в процессе конструирования и изготовления.
2. Регулирование свойств и микроструктуры
Свойства сталей, представляющие интерес для технологов и потребителей,
существенно зависят от их микроструктуры, при исследовании которой сле-
дует учитывать не только собственно микроструктуру, но и такие характсри- •
стики, как ее дефекты или концентрация твердого раствора. Микроструктура
зависит от ряда факторов: состава сплава, который через параметры, харак-
теризующие превращение, определяет возмо.жность образования той или иной
фазы; количественного соотношения и морфологии фаз; термической обра-
ботки, также влияющей на количественное соотношение размера, состава и
распределения фаз; величины зерен, достижения равновесного или неравно-
весного состояния, формирования дислокационной структуры и других де-
фектов; горячей и холодной деформации, которая влияет на многие, если нс ।
на все, указанные выше характеристики; а также от кристаллографии тск- j
стуцы, определяемой структурой образующихся фаз.
Поскольку микроструктура и характеристики состав — структура сплава >
в значительной степени контролируют все структурно-чувствительные свой-
ства, необходимо установить соотношения, с помощью которых можно было
бы описать эти свойства на основе параметров структур и их состава. При J
подборе оптимальной комбинации свойств требуемые структурные характе-
ристики разрабатываемых материалов не должны противоречить обеспечению j
любого задаваемого свойства. Следует также иметь в виду, что, хотя свойст-
ва изготовляемой продукции и являются одним из важных критериев ее ка- ' \
чества, однако они еще не полностью характеризуют продукцию, поскольку
необходимо предусматривать производство данной продукции в промышлен-
ных условиях. Следовательно, структура материала в течение всего произ-
водственного процесса должна быть такой, чтобы обеспечить наибольшую дей-
ственность и эффективность его обработки при переходе от одной стадии об-
работки к другой вплоть до изготовления готовой продукции. Микроструктура
материала должна гарантировать его технологичность на различных стадиях
обработки, включая и последующее его использование.
Следует также иметь в виду, что подбор микроструктуры и свойств ма-
териала для каждой стадии только с учетом эффективности производственно-
го процесса является недостаточным для разработки сплава. Необхрдимо
учитывать и экономические показатели, т. е. необходимо подбирать такие оп-
тимальные микроструктуру и свойства, чтобы они позволили с наименьшими
затратами обрабатывать материал на всех стадиях производства, иначе гово-
ря, он должен обладать наилучшей комбинацией свойств при максимально
низких затратах на его изготовление. Внимание должно быть также обра-
щено и на то, чтобы при разработке сплавов не делать ставку на чрезмерно
высокий запас их характеристик, что может привести к завышению стоимости ,
и затрат на технологические процессы. Также не желательно и чрезмерное
снижение запаса свойств, в особенности прочности. Чрезмерное уменьшение
резервов материала (и соответственно цены) может привести к неразумным
убыткам за счет ухудшения свойств и сокращения долговечности изделий.
Таким образом, применение микроструктурных характеристик для оптималь-
ного использования разрабатываемых сплавов совершенно необходимо.
3. Основные принципы разработки новых марок сталей
Принципы, которыми руководствуются при разработке, заключаются в сле-
дующем: необходимо установить наиболее важные свойства, определяющие
возможность использования разрабатываемого сплава; выявить связь этих
6
свойств с соответствующими параметрами микроструктуры и состава, для че-
го обычно используют хорошо известные физические модели; поставить за-
дачу, вытекающую из связи параметров микроструктуры и состава со свой-
ствами; установить оптимальные параметры микроструктуры и состава для
получения наилучшей комбинации свойств с учетом предъявляемых к кон-
струкции технических требований и стоимости продукции; определить основ-
ные требования к технологическим процессам и термической обработке для
получения оптимальных характеристик микроструктуры.
Примерами удачного сочетания параметров микроструктуры и состава со
свойствами сплавов могут быть низколегированные высокопрочные [3], сред-
не- и высокоуглеродистые феррито-перлитные [4] и*аустенитные нержавею-
щие стали [5]. Широкое применение для анализа свойств, по данным о струк-
туре, получило хорошо известное соотношение Холла — Петча [6, 7], с по-
мощью которого описывается прямая зависимость между напряжением теку-
чести (предел текучести или напряжение течения) и обратной величиной квад-
ратного корня из размеров зерен.
Аналогичное соотношение также использовали для описания вязкости как
функции температуры перехода в хрупкое состояние. Наконец, применя-
ли линейное соотношение между упрочнением образования твердого раствора
и квадратным корнем из концентрации элементов этого раствора, которое при
малой концентрации компонентов может быть приведено к простой линейной
зависимости между упрочнением и концентрацией раствора. Типичный при-
мер установления связи между структурой и свойствами описан Глэдмэ-
ном [4].
В двухфазных структурах, когда вторая фаза занимает достаточно боль*
шой объем, простое линейное соотношение между свойствами (особенно проч-
ности) и объемной долей второй фазы часто сводится [3] к идеализированно-
му закону смешения, что практически вполне приемлемо. Но в' ряде случаев
необходимо более сложное соотношение [4]. Когда появление частиц второй
фазы приводит к упрочнению, их влияние может быть оценено путем расчета
свойств, которые связаны с определенными размерами зерен, упрочнением при
образовании твердого раствора и другими факторами для данного образца
и сравнением рассчитанных свойств с наблюдаемыми экспериментально с уче-
том реальной физической модели. Тогда количественное различие между ними
может быть связано с упрочнением в результате образования выделений [9].
Подобный анализ возможен и для других механизмов упрочнения.
Иллюстрацией способа, в котором могут быть использованы определен-
ные соотношения свойств для оптимизации разработки новых сортов сталей,
может служить использование влияния либо состава, либо микроструктуры на
предел прочности и температуру перехода в хрупкое состояние при ударных
испытаниях, включая феррито-перлитные структуры.
Оптимальное сочетание прочности и вязкости, параметров микроструктуры
или состава может -быть реализовано, когда изменение темпер'атуры перехода
в хрупкое состояние, отнесенное к пределу текучести, имеет наибольшую от-
рицательную величину. Фактически на основе этого критерия и были разра-
ботаны многие стали [10]. Ниже будут рассмотрены работы, в которых ана-
логичные представления с успехом использованы при разработке различных
типов сталей.
В некоторых случаях эффекты изменения параметров микроструктуры
или механизмов упрочнения могут быть оценены по отношению и к специаль-
ным свойствам. Можно показать, каким образом накопление таких эффектов
приводило к повышению общего уровня свойств в сталях. На рис. 1 и 2 пока-
заны примеры такого влияния на свойства в феррито-перлитных и аустенитных
сталях. На рис. 3 изображено влияние содержания углерода на упрочнение
мартенсита и бейнита. Микроструктуры различного типа можно сравнивать
на основе одного из параметров, например размера зерен (рис. 4). Этот пара-
метр по своему влиянию на прочность и вязкость является уникальным, по-
скольку по мере уменьшения размеров зерен как прочность, так и вязкость
увеличиваются. Ясно, что оптимальная комбинация этих свойств достигается
для таких сталей, которые расположены близко к базисной линии на рис: 4.
SOO
о 0,5 1,0 1,5 0,05 0,10 0,15 0,20 0,25
Мп Содержание, % С
Рнс. 1. Факторы, определяющие прочность марганцовистых сталей:
а —0,15% С; б— 1,0 % Мп; / — содержание перлита, %; 2 — размер зе-
рен; 3 — твердый раствор
Рис. 2. Факторы, определяющие прочность аустенитных сталей (столбцы
соответствуют разным маркам):
а —влияние хрома на предел текучести сталей с 8—10% Ni: / — размер
зерна; 2 — б-феррит; <3 — содержание хрома; 4 — то же, кремния; 5 —то
же, углерода; 6 — основа сталей; б —эффекты упрочнения в обычных
аустенитных нержавеющих сталях: /—содержание ниобия; 2 —то же,
титана; 3 — то же, молибдена; 4 — то же, азота; 5 — то же, углерода;
б —размер зерна; 7 — содержание хрома; 8 —то же, кремния; 9 — основа
сталей; 10 — данные, предсказанные для стали BS1501
8
0,2 0,0 0,0 0,6 1,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0
Содержание С, %
Рис. 3. Эффекты упрочнения в бейните (а) и мартенсите (б) в зави-
симости От содержания углерода:
/ — дисперсные частицы карбида; 2 —влияние дислокаций; 3 — углерод
в твердом растворе; 4 — размер зерна; 5 — ферриъная основа; 6—упроч-
нение за счет дефектов; 7— старение, вызванное наличием углерода
Рис. 4 Зависимость прочности стали,
содержащей 0,1 %. С, от размера зерна
и условий термической обработки:
1 — ниобиевые сталн-*контролируемая
прокатка; 2 — нелегнрованная сталь-*
-►контролируемая прокатка; 3 — хо-
лодная деформацня+отжиг; 4 — бей-
нитные стали; 5 — мартенсит; 6 — от-
пущенный мартенсит; 7 — отпущенный
бейнит
1050
^900
600
£ 050
§300
^150
О 5 10 15 20 25 30
сГЪ, НМ~1/2
В книге сделана попытка описать основные физические принципы, с по-
мощью которых разрабатывают сплавы на основе железа. Рассмотрены спла-
вы весьма широкого диапазона, начиная от мягких сталей, использование ко-
торых основано на способности к изменению формы, до высокопрочных зака-
ленных или отпущенных мартенситных сталей, от марганцовистых до высоко-
прочных переходных и различного типа нержавеющих сталей.
Глава II
Механизмы упрочнения сталей
Введение
Для того чтобы полнее использовать характерную для сталей прочность и в
то же время получить оптимальное сочетание свойств, необходимых для их
успешного применения, большое значение приобретает понимание механизма
упрочнения в сталях. Кроме того, необходимо знать факторы, которые конт-
ролируют этот механизм, и его влияние на многие другие свойства, особенно
вязкость и пластичность. За последние десятилетия был опубликован ряд об-
зоров по механизмам упрочнения [I—6], поэтому в данной работе .будут рас-
смотрены только наиболее современные представления, опубликованные в пб-
9
слсдиис годы и имеющие прямое отношение к формированию определенных
сшшств сталей. К основным факторам, определяющим свойства, можно от-
нести: наличие твердого раствора; размеры зерен; выделение частиц второй
фазы; дислокации и превращения.
1. Упрочнение в результате образования твердых растворов
Растворы замещения
Известно, что введение в железо атомов замещения приводит к увеличению
прочности [7, 8]. Можно показать, что степень упрочнения такого твердого
раствора зависит от ряда факторов.
1. Различие в размерах атомов растворителя и .растворенных в нем ато-
мов. Обычно степень изменения прочности в зависимости от концентрации
легирующих компонентов определяется соотношением
dr / 1 dC \п
dC \ a da
(II.1)
где т—напряжение сдвига; а — параметр решетки твердого раствора;
С — концентрация компонентов. Данные, подтверждающие влияние различия
размеров атомов, получены в сплавах Си [9], феррито-перлитных сталях [10]
и аустенитных нержавеющих сталях [11].
2. Возмущение электронной структуры, которую обычно выражают через
модули сдвига атомов растворителя и растворенных атомов. В растворах
замещения растворенные атомы вызывают в основном симметричные искаже-
ния решетки растворителя, и ,это приводит к относительно небольшим эффек-
там упрочнения. Как будет показано ниже, асимметричные искажения, обычно
вызываемые атомами внедрения в a-железе, приводят к значительно больше-
му упрочнению (твердению) твердого раствора. Тем не менее интенсивность
упрочнения в растворах замещения может существенно возрасти, если атомы
раствора связаны в виде диполей, что приводит к появлению асимметричности
искажений.
В общем виде эффект влияния размера атомов в растворах замещения
на прочность может быть выражен' через концентрацию
<у~С1/2, (П-2)
где о — предел текучести.
В разбавленных твердых растворах, как это часто встречается для ши-
рокого класса сталей, вышеприведенное соотношение можно упростить вве-
дением линейной зависимости степени упрочнения твердого раствора от кон-
Содержание легирующих
компонента?, %(ло массе]
Рис. 5. Влиянйе легирования на упроч-
нение твердого раствора в низкоугле-
родистых ферритных сталях:
1 — содержание C+N; 2 — Р; 3 — Si;
4— Си; 5—Мп; 6 — Мо; 7 — Ni н А1;
8 — Сг
Содержание легирующих
компонента?, % (по массе)
Рис. 6. Упрочнение твердого раствора
в аустенитных нержавеющих сталях
при введении элементов внедрения (/),
ферритообразующих (2) и аустеннто-
образующих элементов замещения (3)
10
центрации, выраженной в атомных процентах (в случае, когда, атомы раство-
рителя и растворенные атомы не имеют заметного различия в атомной массе),
или линейной зависимости от концентрации, выраженной в процентах по мас-
се. На рис. 5 и 6 в качестве иллюстрации приведены данные для феррита
[10] и аустенита [12]. Следует отметить, что в первых публикациях по уп-
рочнению в результате образования твердых растворов замещения в сталях
могла быть допущена ошибка, обусловленная пренебрежением влияния разме-
ров зерен и атомов внедрения.
Растворы внедрения
В растворах внедрения, таких как углерод и азот в a-железе, имеет место
асимметричное искажение решетки, что приводит к значительно большим, эф-
фектам упрочнения, по сравнению с упрочнением растворов замещения. Это-
му способствует очещ> сильное взаимодействие между атомами внедрения, в
твердом растворе и дислокациями, связанное с тенденцией к осаждению
растворенных атомов на дислокациях. В этом случае также можно показать,
что упрочнение пропорционально квадратному корню из концентрации твер-
дого раствора. На рис. 5 и б изображены зависимости характеристик прочно-
сти от концентрации легирующих компонентов, из которых видно, что эффект
упрочнения в 10—100 раз превышает упрочнение в твердых растворах заме-
щения.
Особенно эффектным примером упрочнения в твердых растворах внед-
рения является упрочнение мартенсита. В этом случае вполне приемлемой
для анализа результатов работы [13] является модель Флейшера [6].
Комбинированный эффект упрочнения при образовании твердых растворов
замещения и внедрения
Суммарное упрочнение при образовании твердых растворов замещения и
внедрения обычно определяется несколькими факторами.
1. Образование соединений при ограниченной растворимости атомов
внедрения, таких как TiC, TiN и др. Несмотря на то что это приводит к не-
которому уменьшению общего уровня эффектов упрочнения при образовании
твердого раствора, оно может быть до некоторой степени скомпенсировано уп-
рочнением вследствие выделений частиц второй фазы. Более того, частицы
второй фазы, выделяясь на границах зерен, часто способствуют их измельче-
нию [14] или в некоторых случаях оказывают заметное влияние на процес-
сы возврата и рекристаллизации [15].
2. Образование «комплексов» или связанных атомов замещения и внед-
рения без образования новых фаз. Такие комплексы могут привести к суще-
ственному увеличению прочности вследствие асимметричных искажений ре-
шетки, а также в результате сильного взаимодействия с дислокациями к
активизации прерывистого течения и деформации в процессе старения. Послед-
ний из вышеуказанных эффектов часто связан с охрупчиванием, в особенности
при повышенных температурах [16]. Температура, при которой имеет место
деформационное старение, определяется скоростью диффузии преимуществен-
но атомов замещения, а не внедрения. При этом степень влияния элементов
замещения определяется в следующем порядке: Fe, Мп, Сг, Mo, V.
Вклад упрочнения при образовании твердых растворов
Твердые растворы не только являются причиной упрочнения, но и могут ока-
зывать воздействие на механизмы упрочнения.
Они могут стимулировать реакцию дисперсионного твердения при неко-
торых особых условиях термической обработки. Когда это реализуется, необ-
ходимо учитывать, что эффект упрочнения вследствие обеднения твердого рас-
твора будет уменьшаться.
При изменении характеристик превращения в твердых растворах может
существенно измениться структура после превращения, например в сталях
может образоваться бейнит или мартенсит вместо феррита в связи с умень-
11
pin\pi.i превращения. При уменьшении температуры превраще-
HNR И iip* ii< t lx пыоранного режима обработки может уменьшиться размер
Щен iipxiivi'iи превращения и увеличиться плотность дислокаций.
Н ... и 1р\гчп эффекты приводят к дополнительному упрочнению. В то
н|км>1 niib.iB реакция выделений, протекающая в процессе превращения,
ник» । i,ih4u> н (мениться. При увеличении концентрации растворяемого веще-
шы миив н н соотношение феррита и перлита в сталях, что оказывает влия-
iiiii пн прочностные характеристики и другие свойства.
I ,ио1м образом, только в редких случаях в процессе превращений в ста-
Ч1И oiipaювание твердого раствора является единственной причиной упроч-
нении Чаще упрочнение обусловлено комплексом взаимосвязанных эффектов.
Но вызывает определенные трудности при точной количественной оценке
илияния твердых растворов на эффекты упрочнения.
Влияние образования твердых растворов на свойства
Сформировавшиеся твердые растворы замещения и внедрения оказывают боль-
шое влияние на механические свойства.
Пластичность. Наличие в феррите различных растворенных атомов при-
водит в первую очередь к уменьшению пластичности [19] при максимально
однородной деформации, а также деформации в случае разрушения. При этом
растворы внедрения обладают худшими пластическими свойствами, чем рас-
творы замещения. Эта общепринятая точка зрения не применима к аустенит-
ным нержавеющим сталям. Во многих случаях при оптимальном подборе со-
става твердого раствора достигается максимальная пластичность, свойствен-
ная таким сталям. Природа этого явления достаточно сложная и ’будет
рассмотрена ниже.
Деформационное упрочнение. В большинстве твердых растворов, образу-
ющихся в феррите, степень деформационного упрочнения повышена, особенно
в растворах внедрения. Наличие твердого раствора оказывает влияние как на
предел текучести, так и на степень деформационного упрочнения. При этом
обычно предел текучести при пластической деформации повышается. Можно
предположить, что влияние образующегося твердого раствора на степень де-
формационного упрочнения связано с его влиянием на распределение дисло-
каций в процессе деформации. В твердых растворах в некоторых случаях
подавлено поперечное скольжение [20—23], что может быть обусловлено по-
нижением энергии дефектов упаковки [23].
Элементами, вызывающими этот эффект, являются кремний, фосфор, мо-
либден, ванадий и кобальт. В твердом растворе аустенитных нержавеющих
сталей возможно как увеличение, так и уменьшение степени деформационного
упрочнения в зависимости от того, увеличится или уменьшится энергия де-
фектов упаковки в аустените. Легирование никелем и медью обычно приво-
дит к увеличению энергии дефектов упаковки, в то время как большинство
других растворенных атомов в аустенитных нержавеющих сталях ее умень-
шает [24] независимо от того, образуют они растворы внедрения или заме-
щения. Обычно стабилизирующие феррит. элементы уменьшают энергию де-
фектов упаковки и таким образом увеличивают степень деформационного уп-
рочнения.
Вязкость. Влияние элементов, образующих твердые растворы, на ударную
вязкость еще пока недостаточно изучено, однако считается общепринятом, что
если они образуют твердые растворы замещения, приводящие обычно к зна-
чительному упрочнению, то являются вредными добавками, увеличивающими
температуру перехода в хрупкое состояние. Растворы внедрения, в частности,
углерода и азота менее изучены, вероятно, в связи с очень сложным взаимо-
действием атомов внедрения с дислокациями и атомами замещения. Однако
совершенно очевидно, что эффект вредного влияния примесей выражен более
сильно, чем в растворах замещения. Вместе с тем нельзя делать вывод о том,
что все элементы, образующие твердые растворы, оказывают вредное влияние
на вязкость, например никель является исключением. Повышение никелем и
некоторыми другими элементами замещения ударной вязкости может быть
12
связано с эффектами деформации двойникованием в феррите, т. е. в итоге с
их влиянием на энергию дефектов упаковки.
Другие свойства. Образование твердых растворов оказывает большое влия-
ние на изменение многих других свойств сталей. Важной особенностью их
влияния является возможность понижения температуры Мн, которая имеет
решающее значение как для свариваемости, так и сопротивления возникнове-
нию закалочных трещин или искажений решетки.
Твердые растворы также сильно влияют на температуру рекристаллизации
и, следовательно, на характер протекающих при этом процессов. Сегрегации
по границам зерен, которые обусловлены элементами, образующими твердые
растворы, могут способствовать различным видам охрупчивания, а также
приводить к локализации ликвационных процессов при высокотемпературной,
обработке.
Возможности легирования с образованием твердых растворов для полу-
чения высокопрочных состояний зависят не только от индивидуальных эф-
фектов упрочнения при добавке определенного сорта атомов и их содержа-
ния в твердом растворе, но и от растворимости этих атомов. Эти два эффекта
не всегда совместимы, поскольку повышенное значение коэффициентов уп-
рочнения при образовании твердых растворов связано с большим различием
размеров атомов растворителя и растворяемого вещества, что приводит к ог-
раниченной растворимости. Во многих сплавах наблюдают и другой неизбеж-
ный эффект: максимальное упрочнение вследствие образования твердых рас-
творов часто сопровождается ухудшением других свойств сплава. Таким об-
разом, выбор легирующих добавок для образования твердых растворов и ис-
пользование их для дополнительного упрочнения требуют большой осторож-
ности. *
2. Размер зерен
Эффект упрочнения
Вероятно, наиболее изученным эффектом в процессах упрочнения является
эффект измельчения зерна. Зависимость предела текучести от размера зерна
устанавливают с помощью соотношения Холла — Петча [25—27]:
оу = стг + ky d~1/2’ (11.3)
где d — диаметр зерна; иу — предел текучести; О’; — напряжение трения при
движении дислокаций внутри зерен; ky— постоянный параметр.
Соотношение (П-3) с достаточной точностью применимо к ферритным
сталям при зернах размером от 0,3 до 400 мкм, а также для оценки предела
текучести аустенитных сталей, но необходимо иметь в виду, что ky при этом
составляет половину от величины ky ферритных сталей, что обусловлено на-
много меньшей степенью закрепления дислокаций. Соотношение, подобное
(П.З), может быть использовано для всех металлов и для ряда неметалличес-
ких материалов. Кроме того, соотношение этого типа может также быть ис-
пользовано для оценки конструктивной прочности сталей.
Влияние на другие свойства-
Уникальной особенностью связанного с размерами зерен упрочнения является
то, что только при реализации этого механизма упрочнения возможно увеличе-
ние вязкости. Измельчение размера зерен в металлах и сплавах, во многом
определяющее переход пластичность — хрупкость, приводит к уменьшению
температуры перехода из пластичного в хрупкое состояние. Этой температуре
перехода при ударных испытаниях феррита может быть дана количественная
оценка из соотношения
рт = 1пр-Inc —lnd1/2, (И.4)
где р и с — постоянные; Т — температура перехода пластичное — хрупкое со-
стояние; d — диаметр зерна.
13
----15 случае мягких сталей достаточно хорошим приближением [10] для
оценки температуры перехода в хрупкое состояние при ударных испытаниях
может быть линейная зависимость ее от величины сГ"1/2 На рис. 7 изображена
зависимость предела текучести и температуры перехода в хрупкое состояние
от степени измельчения зерен. Измельчение зерна в феррите приводит к уве-
личению напряжения течения в процессе пластической деформации [28], а
также повышению скорости деформационного упрочнения в феррито-перлит-
ных структурах. В дополнение к этому следует отметить, что, например, в
феррите напряжение и общая деформация при разрушении увеличиваются в
результате измельчения зерен. Соотношения между указанными выше свой-
Рис. 7. Влияние размера зерна феррита
иа предел текучести (2) и температуру
перехода в хрупкое состояние (2) в
стали, содержащей 0,10 % С, 0,50 % Мп,
0,2 % Si; 0,006 % N
Рнс. 8. Схема, показывающая, почему размер
зерна ие влияет на величину предельного рав-
номерного удлинения:
1 — кривая растяжения мелкозернистой стали;
2 —то же, крупнозернистой стали; 3— ско-
рость деформационного упрочнения мелкозер-
нистой стали; 4 — то же, крупнозернистой
стали; е* — величина предельного равномер-
ного удлинения
ствами и размерами зерен также адекватно объясняются на основе линейной
зависимости от величины tT"^2. Следует указать и на другую интересную осо-
бенность: отсутствие заметного влияния размеров зерен на равномерную де-
формацию, предшествующую пластической неустойчивости. Это вытекает из
того обстоятельства, что величина d“1/2 оказывает одинаковое влияние как на
предел текучести, так и-на скорость деформационного упрочнения [19]. Оба
свойства при изменении размеров зерен изменяются практически на одну и ту
же величину, что равносильно утверждению о независимости степени равно-
мерной деформации от размеров зерен (рис. 8).
В работе [12] было указано, что в аустенитных нержавеющих сталях
измельчение зерен увеличивает общую пластичность, которая в этом случае
также связана линейно с величиной Однако на пластичность нержа-
веющих сталей оказывает влияние (как будет показано ниже) и многие дру-
гие факторы, поэтому дать полную оценку этой зависимости не представляется
возможным. В аустенитных сталях расстояние между двойниками (/) оказы-
вает влияние на предел прочности при растяжении, не влияя на предел теку-
чести [12]. Причиной этого является зависимость расположения двойников,
т. е. частота их появления, от энергии дефектов упаковки в аустените и, та-
ким образом, от степени деформационного упрочнения. Степень деформацион-
ного упрочнения в свою очередь оказывает влияние на предел прочности, не
влияя на предел текучести. И в этом случае также оказывается приемлемым
14
использование линейной зависимости от величины t 1/2.Размер зерен в сталях
оказывает влияние и на изменение многих других свойств. Например, размер
зерен в аустените влияет на характер фазового превращения и вследствие
этого на твердость, а в то же время увеличение размеров зерен увеличивает
предел ползучести и уменьшает общую деформацию при ползучести или вяз-
кость разрушения.
Регулирование размера зерна
Размер зерна влияет на прочность сплавов, но еще в большей степени — на
вязкость и пластичность. Этому вопросу посвящено большое количество ис-
следований и особенна механизму измельчения зерен. Рост зерен является
термически активированным процессом. Размер зерен аустенита в сталях за-
висит как от времени, так и от температуры их обработки. Миллером [29]
было показано, что зависимость среднего диаметра зерна при постоянной тем-
пературе от времени выдержки t образцов может быть описана с помощью
соотношения
D = Ktn,
(П.5)
где К й п — некоторые постоянные (К изменяется при изменении температуры
по соотношению Аррениуса). Другим фактором, определяющим размеры зе-
рен, является способность границ зерен к миграции. Такая миграция зависит
от концентрации твердого раствора на границах зерен, которая создает вяз-
кое сопротивление движению границ [30], и частиц второй фазы. Частицы
второй фазы, например AIN, NbC, Ti(CH) и др., широко используют во многих
сталях для измельчения зерен. Воздействие частиц определяется их закреп-
лением и, таким образом, сохранением дисперсных размеров зерен.
Были сделаны попытки разработать удовлетворительную теорию, учиты-
вающую влияние частиц второй фазы на рост и размеры зерен. Зенер [31]
рассмотрел связь между радиусами сферических зерен (/?) и взаимосвязан-
ных сферических частиц (г) и установил соотношение:
R = 4r/3f,
(II.6)
где f — объемная доля частиц второй фазы.
Можно предположить, что это соотношение основано на слишком преувели-
ченной оценке сил, действующих на растущие зерна, поскольку в нем исполь-
зуется нереальная модель изолированных, сжатых сферических зерен. Таким
образом, это указывает, что размеры зерен были взяты намного больше, чем
их равновесная величина, наблюдаемая в реальных условиях. Хиллерт [32а]
рассмотрел скорость роста зерен и вызываемое ростом изменение энергии. Он
допускал, что большие зерна будут расти вследствие растворения Меньших и
при этом полная энергия будет снижаться только в том случае, когда радиус
растущего зерна будет больше некоторого критического /?кр!
7?кр = W(/< -ER),
(II.7)
где R — радиус любого зерна в кристалле; Е — изменение энергии; К — по-
стоянная.
Хиллерт также сделал попытку разработать основные принципы влияния
частиц второй фазы, но при этом он не рассматривал детально распределение
частиц по размерам.
Более реалистическая,модель развивалась Зенером. Он установил влияние
сферических частиц второй фазы на закрепление границ полигональных зерен
[326]. В то же время предполагалось, что даже в отсутствие закрепляющих
частиц, некоторая гетерогенность в размерах зерен является необходимой для
их роста.
На основе этой модели критический радиус частиц второй фазы (гКр)» не-
обходимый для эффективного закрепления зерен радиусом R, может быть ус-
тановлен из соотношения
| 6Rf / 3 2 \-1
Гкр - л \ 2 ~ z;
(U.8)
где f—объемная доля частиц второй фазы; z — множитель, учитывающий ге-
терогенность размеров зерен и определяемый как отношение радиуса расту-
щего зерна к исходному радиусу.
г
900 1000 1100
Средняя расчетная
температура роста
зерен, °C
Рнс. 9. Зависимость наблюдаемой
и расчетной температур роста
(огрубления) зерна, измельченного
путем введения алюминия в мар-
ганцовистйе стали:
1 — перед отжигом все частицы не
растворены; 2 — перед отжигом не-
которая доля частиц не растворе-
на; 3 — линия соответствия расчет-
ной и наблюдаемой температур
В работе [33] было показано, что эта модель находится в полном соот-
ветствии с экспериментальными данными, полученными на сталях. Более то-
го, на основе некоторых предположений оказалось возможным рассчитать
температуру образования крупнозернистой структуры аустенита в марганцови-
стых сталях с зерном, измельченным с помощью введенных нитридов алюми-
ния (рис. 9).
3. Влияние частиц второй фазы на упрочнение
В настоящее время принято считать, что частицы второй фазы по-разному
влияют на упрочнение в зависимости от того, деформируются они сами или
нет во время пластического течения сплавов [1, 4, 5]. Кроме того, существу-
ют другие типы частиц второй фазы или их комплексы, оказывающие иное
воздействие на упрочнение.
Деформируемые частицы
Деформируемые частицы, такие как зоны или когерентные выделения, могут
перерезаться дислокациями. Этот процесс, имеющий место в сплавах, у кото-
рых в результате старения достигнута максимальная твердость, является при-
чиной когерентного деформационного и химического упрочнения, обусловлен-
ного работой, которую совершают дислокации, перерезая частицу.
Было показано [34], что компонента когерентного деформационного уп-
рочнения для мелких когерентных выделений имеет вид:
T = W3/2fl/2(ro/6)l/2> (II. 9)
I .
где т — сдвиговое напряжение; о — параметр размерного несоответствия меж-
ду частицей и матрицей; f—объемная доля частиц; го — радиус частицы; b —
вектор Бюргерса дислокации; k — постоянная, включающая в себя модуль
сдвига.
Для когерентных выделений большего размера это уравнение было ви-
доизменено [34].
16
Упрочнение происходит в результате работы, совершаемой дислокацией
при перерезании частицы. Эта работа необходима для образования новой по-
верхности раздела между частицей и матрицей, а также для перестройки
межатомных связей внутри самой частицы, которые в свою очередь зависят
от степени порядка в частице.
В работе [35], являющейся продолжением работы [34], было показано,
что для упорядоченной частицы сферической формы справедливо выражение
у Г/ f у/2
2Ь Ц лТ J
(II.10)
где у — энергия поверхности раздела, образовавшейся в результате сдвига
в частице на одно межатомное расстояние (эта энергия включает энергию
дополнительно образовавшейся поверхности раздела матрица — выделение и
энергию новой поверхности раздела, возникшей в частице в результате сдви-
га); гр—средний радиус поверхности сечения в частице; Т — линейное натя-
жение дислокации; остальные обозначения —- те же, что и в уравнении (II.9).
Уравнение (11.10) справедливо для ранних стадий старения (легкое за-
крепление дислокации) и несколько упрощается для более поздних стадий ста-
рения (где дислокации закреплены сильнее).
Было показано [36, 37], что с учетом различных вкладов в упрочнение
деформируемых частиц прирост критического напряжения сдвига (Дт) для
сплава определяется следующим выражением:
ДТ = fe6m fn г1'2, (11.11)
где k — постоянная, включающая модуль сдвига и вектор Бюргерса; т, п —
постоянные величины; 6 — параметр размерного несоответствия между части-
цей и матрицей; f—объемная доля выделения; г — радиус сферического вы-
деления.
Это соотношение недавно было исследовано Вильсоном [38] для аусте-
нитных нержавеющих сталей, в которых в результате старения выделяются
когерентные у'-частицы. Обнаружено, что для постоянной объемной доли
/-фазы данная зависимость неплохо согласуется с экспериментальными дан-
ными по упрочнению.
Недеформируемые частицы
В сплавах с недеформируемыми* частицами происходит образование дислока-
ционных петель вокруг частиц, если приложено достаточное для этого на-
пряжение. Орован [39] впервые показал, что это напряжение обратно пропор-
Рис. 10. Дисперсионное упрочнение в
результате закалки — старения, рассчи-
танное на основе соотношения Эшбн—
Орована; размеры выделений:
/—3 нм; 2—10 нм; 3—30 нм; 4—100 нм
Здъемная доля Выделений
Рис. 11. Дисперсионное упрочнение ча-
стицами NbC и V4C3 в марганцовистых
сталях, рассчитанное на основе соотно-
шения Эшби—Орована:
1 — Nb; 2 —V; 3—3 нм; 4 — 10 им;
5 — 30 нм; 6 — 100 нм
2—786
17
циоиально расстоянию между частицами. Эшби [40] преобразовал соотноше-
ние Орована к следующему виду:
kb
т = —In (r/&), (11.12)
Z-»
vjifi. т — критическое напряжение сдвига; k — постоянная, в которую входит
модуль сдвига матрицы; L — расстояние между частицами; г — средний ра-
диус сечения частицы в плоскости скольжения; b — вектор Бюргерса дисло-
кации.
Несколько изменив уравнение (11.12) (введя в него объемную долю и
размер частиц вместо расстояния между частицами, а также приняв, что при-
ложенное растягивающее напряжение вдвое больше напряжения сдвига), Глад-
ман с сотрудниками [41] показали его хорошее соответствие экспериментальным
.значениям упрочнения в состаренной после закалки стали, ‘а также в марган-
цовистой дисперсионно твердеющей стали, упрочненной частицами NbC
(рйс. 10, 11).
Массивные частицы или комплексы второй фазы
Эффект упрочнения в сталях может быть обусловлен большими частицами
или комплексами второй фазы, такими как б-феррит в аустенитных нержа-
веющих сталях, перлит в углеродистых или низколегированных сталях. Такие
частицы второй фазы активно участвуют в пластическо’й деформации двух-
фазной структуры; и в случае перлитных и феррито-перлитных структур фер-
ритные и карбидные составляющие перлита могут испытывать деформацию
на различных ее стадиях.
Эффекты упрочнения в этих структурах еще не до конца изучены. Их
воздействие может быть сложным ввиду того, что поликристаллические фазы
могут иметь различные размеры зерна, и в этом случае присутствие одной
фазы может вызвать заметное измельчение зерна другой фазы [12]. Хотя та-
кие двухфазные структуры образуются не путем дисперсионного твердения по
классическому механизму, они могут вносить существенный вклад в упрочне-
ние, величина которого зависит от распределения и морфологии фаз, состав-
ляющих микроструктуру, а также от степени сопротивления этих фаз прило-
женному напряжению.
Упрочнение в таких структурах может проходить вследствие упрочнения
волокнами, когда одна фаза противостоит деформации и этим вызывает боль-
шую деформацию и упрочнение в другой фазе до тех пор, пока в ней самой
не начнется процесс деформации; изме-
нения прочности деформирующейся мат-
рицы ввиду перераспределения легиру-
ющих элементов между двумя фазами;
генерирования дислокаций в матрице
вокруг частиц второй фазы с помощью
различных механизмов.
Кдк заметил Никольсон [4], в имею-
щейся немногочисленной литературе нет
единого мнения по вопросу упрочнения
в этих структурах. Некоторые исследо-
ватели [42] обнаружили, что в аустени-
то-б-ферритных нержавеющих сталях
прочность, по-видимому, связана с раз-
мером зерна в фазах соотношением
Холла — Петча. Другие исследователи
[43] обнаружили, однако, что прочност-
ные характеристики лучше всего описы-
ваются законом «смешения», не завися-
щим от дисперсности структуры. По-
следнее кажется необычным. Исследова-
ния прочностных характеристик нержа-
Рис. 12. Вклад различных факторов
упрочнения при увеличении содержа-
ния перлита в средне- и высокоуглеро-
дистых сталях:
1 — перлит; 2 — размер ферритного
зерна; 3 — введение в твердый раствор
марганца; 4 — суммарное содержание
кремния и азота
18
шчощих аустенитных сталей, которые в некоторых случаях содержали
б феррит [12], показали, что и величина зерна матрицы, и количество б-фер-
|шта имеют важное значение; причем связь между микроструктурой и ус-
IOB1IUM пределом текучести следующая:
<г0>2 = а-1-М“1/2+с(6), (11.13)
где а, b и с-— постоянные; d — диаметр зерна аустенита; б — содержание
б феррита, %.
Иногда закон «смешения», который лучше всего применим к двухфазным
•труктурам, не может быть выражен простой зависимостью. Так, для усиле-
ния эффекта от фазы, имеющей большую объемную долю, необходимо ввести
показательную функцию объемной доли преобладающей фазы. Соотношения
такого вида были установлены как для предела текучести, так и для предела
прочности при растяжении феррито-перлитных структур с изменяющимся от
О до 100% содержанием перлита [44] (рис. 12). Уравнение для предела те-
кучести таких сталей сги: . ,
=/к/Ч+(1-/«3К <п-14>
где fa—объемная доля феррита; сга—предел текучести феррита; о р—пре-
дел текучести перлита.
В этой же работе [44] подтверждается применимость закона Холла —
Петча к прочностным характеристикам двухфазных систем, таким как перлит.
Выло показано [44—47], что предел текучести полностью перлитной структуры
(уу подчиняется уравнению типа:
(11.15)
где So — межпластиночное расстояние в перлите; ся, k — постоянные величины.
Этот вид соотношения указывает на то, что в некоторых двухфазных си-
стемах прочность обусловлена второй фазой, действующей как барьер для
движения дислокаций аналЛтично межзеренной границе.
Влияние частиц второй фазы на другие свойства
С одной стороны, деформируемые частицы, если они не вызывают сильного
увеличения плотности дислокаций, ие приводят к существенному росту скорости
деформационного упрочнения. Этот эффект подтвердился при наличии зон
или когерентных выделений у'-фазы в аустенитных нержавеющих сталях [48].
С другой стороны, поскольку общий уровень напряжения течения возрастает
без значительного увеличения скорости деформационного упрочнения, макси-
мальная равномерная деформация, предшествующая пластической неустой-
чивости, понижается. Есть свидетельство того, что деформируемые частицы
неблагоприятно воздействуют на критическую температуру перехода к хруп-
кому разрушению [49; 50], но их механизм воздействия на ударную вязкость
еще не до конца ясен.
Интересный эффект наблюдается в сталях со вторичным твердением. Не-
сколько лет назад было сделано предположение [51], что максимум вторич-
ного твердения может быть связан с когерентными зонами атомов легирую-
щих элементов, возможно, находящихся в соединении с углеродом; такие зоны
наблюдались в азотированных легированных сталях [52]. Это предположение
подтвердилось определением скоростей упрочнения в сталях со вторичным
твердением [53, 54]. И хотя на результаты таких измерений влияет присут-
ствие недеформируемого ЕезС, они ясно свидетельствуют о низкой скорости
упрочнения.
Роль недеформируемых частиц в повышении скорости упрочнения иссле-
довали в работах [35, 55]. Во многих сталях наблюдалось образование петель
дислокаций вокруг частиц. Кроме увеличения скорости упрочнения (рис. 13),
недеформируемые частицы понижают ударную вязкость путем повышения
критической температуры перехода к хрупкому разрушению [19, 41, 56]
(рис. 14), а также снижают как степень равномерной деформации, так и пол-
ную деформацию [19].
2* 19
Интересной особенностью этих частиц является то, что они либо раска-
лываются, либо отслаиваются от матрицы по поверхности раздела, что при-
водит к зарождению пор, которые растут и вызывают вязкое разрушение.
Воздействие такого механизма на пластичность будет рассмотрено ниже.
Массивные частицы или комплексы второй фазы, такие как перлит, б-фер-
рит и многие типы включений, оказывают особенно вредное влияние на наи-
более важные свойства сталей. Перлит, в частности, приводит к ррсту ско-
Рис. 13. Влияние объемной доли карбидов
сферической формы на напряжение тече-
ния при содержании углерода, %:
/-0,84; 2 — 0,40; 3 — 0,10
Рис. 14. Влияние недеформируемых
карбидных частиц на температуру
охрупчивания при ударных испытаниях
1Ча ЖЮ
Н § 2100
^1800
js $ -
н*
§ £ 1200
§
О 20 40 60 80 100
Перлит, %
Рис. 15. Влияние содержания перлита на
скорость деформационного упрочнения
Рис. 16. Влияние частиц второй фазы на
величину общей деформации:
1 — карбиды; 2 — сульфиды; 3 — оксиды
роста упрочнения феррито-перлитных структур (рис. 15), а также, повышая
критическую температуру перехода к хрупкому разрушению, отрицательно
влияет на ударную вязкость. Кроме того, перлит понижает работу удара при
испытаниях на ударную вязкость по Шарпи. Суммарное влияние карбидов,
сульфидов и окислов на величину полной деформации низкоуглеродистых ста-
лей видно из рис. 16.
Главным механизмом вязкого разрушения является механизм зарождения
пор с их последующим ростом и коалесценцией, что приводит в конечном ито-
ге к разрушению. Поры могут зарождаться путем раскалывания частиц вто-
рой фазы [51] или в результате отслаивания от матрицы по поверхности
раздела [58]. Рост пор усиливается локализацией деформации. Была выпол-
нена большая работа по определению связи между ростом пор и деформа-
цией [58, 59]. В соответствии с данными работы Гурланда (Gurland) [58]
20
О 1,0 2,0 3,0
Содержание сульфидов, %
(одъемн.)
Рис. 18. Влияние количества частиц
второй фазы (сульфидов) и их ориен-
тации иа работу удара по Шарпи при
продольном (/) и поперечном (2) рас-
положении частиц
Рис. 17. Влияние формы частиц второй
фазы (сульфидов) на величину общей
деформации, ббльший размер выделе-
ний расположен:
1 — вдоль; 2 — поперек действующих
напряжений
Рис. 19. Влияние длины частиц
второй фазы (сульфидов) на вели-
чину критического раскрытия тре-
щины:
/—частицы MnS типа I; 2 — ча-
стицы MnS типа III
>0,03 мм
Рис. 20. Влияние частиц второй фазы: окислов (а) и сульфидов (б) на уста-
лостную долговечность подшипниковых сталей (точки — средние значения по
50 испытаниям)
можно показать, что если все частицы второй фазы ведут себя одинаково, ТО'
суммарная объемная доля пор (f) может быть определена: в случае отслаи-
вания частиц от матрицы по формуле
a k \ k V/2
f = jexp[2(e-e0)]-—j , (11.16)
а при растрескивании частиц
3A:1/2
f = fo" --- {exp [2 (e — e0)] — 1}1/2 ,
(11.17)
где fo — начальная объемная доля частиц; в — истинная деформация; е0—
постоянная интегрирования, обусловленная деформацией, необходимой для
зарождения пор; k — множитель, учитывающий локализацию деформации;
г — отношение длины частицы к ее ширине.
Для описания начала быстрого распространения вязкой трещины путем
коалесценции пор пользовались различными критериями [60]. Обычно таким
критерием является величина отношения ширины поры к расстоянию S меж-
ду ближайшими соседями. Если а — полуширина поры, тогда соотношение
между абсолютной деформацией при разрушении (ет), долей второй фазы и
ее морфологией определяется в случае отслаивания частиц от матрицы
2 / б? \ ([ ъ \ k \
= Ч\ + ~bxpf2(e7'~E°)l ~ ’ (п.18)
а при растрескивании частиц
/ а \2 3/?1/2
(у) = /о "У- {ехр I2 (8т ~ 8о)1 ~ 1}«
(11.19)
Эти соотношения отображают хорошо известную экспоненциальную за-
висимость пластичности от объемной доли частиц второй фазы (см. рис. 16).
Из этих соотношений также следует, что увеличение отношения длины час-
тиц второй фазы к их ширине приводит к повышению пластичности, когда
наибольшая из осей включения параллельна направлению приложенного на-
пряжения (по сравнению с ориентировкой меньших осей, как, например, в
случае пластинчатых частиц) (рис. 17).
Массивные частицы второй фазы, как видно на примере неметаллических
включений, также понижают величину работы удара при испытаниях на
ударную вязкость по Шарли (рис. 18). Однако до сих пор нет полной ясно-
сти, как эти частицы влияют на критическую температуру перехода к хруп-
кому разрушению. Однако с увеличением длины частиц включений наблю-
далось значительное снижение величины критического раскрытия трещины.
[61] (рис. 19). В высокопрочных сплавах такие частицы второй фазы, как
окисные включения, могут оказывать крайне неблагоприятное влияние на ус-
талостные свойства [62] (рис. 20). Сульфидные частицы такого влияния не
оказывают [63].
4. Дислокации
У прошение дислокациями
Напряжение, необходимое для поддержания пластической деформации, т. е.
напряжение течения, ст/, связано с плотностью дислокаций [64, 65] следующим
образом:
= с0-Ы Vp , (11.20)
где р — плотность дислокаций; <т0 — напряжение течения, обусловленное ины-
ми механизмами упрочнения; k — постоянная, включающая в себя модуль
сдвига и вектор Бюргерса.
22
Поэтому напряжение течения возрастает с увеличением плотности дисло-
каций, а интенсивность этого роста, т. е. скорость упрочнения, зависит от той
скорости, с которой по мере развития деформации возрастает плотность дис-
локаций. Это означает, что скорость упрочнения очень сильно зависит от рас-
пределения дислокаций и от их взаимодействия между собой. На скорость
упрочнения в стали оказывает влияние ряд факторов:
1. Начальный размер зерна — мелкие зерна приводят к более высоким
скоростям упрочнения [28].
2. Способность дислокаций к поперечному скольжению (или переполза-
нию при повышенных температурах), что позволяет им избегать взаимодейст-
вия друг с другом. В аустенитных структурах низкая энергия дефектов упа-
ковки препятствует поперечному скольжению и переползанию дислокаций.
В связи с этим образуются плоские скопления дислокаций, что приводит к вы-
соким скоростям упрочнения. При более высокой энергии дефектов упаковки
поперечное скольжение дислокаций облегчается, что приводит к формированию
субзерен, границы которых образуются сплетениями дислокаций. При этом
скорость упрочнения сильно снижается, а напряжение течения, по-видимому,
связано с размером зерна соотношением типа Холла—Петча. В связи с тем
что от энергии дефектов упаковки зависит плотность дислокаций и скорость
упрочнения и, следовательно, напряжение течения, принципиальное значение
имеет влияние легирующих элементов на величину этой энергии.
3. Взаимодействие дислокаций с другими элементами микроструктуры,
такими как выделения или атомы растворенного вещества, приводит к закреп-
лению дислокаций, препятствующему их дальнейшему движению. Этот эффект
дает заметный вклад в упрочнение.
4. Температура возврата и рекристаллизации, превышение которой в про-
цессе деформации приводит к перераспределению дислокаций, а в процессе
«теплой» обработки —к образованию полигонизованной структуры. Прочность
сплава с такой субструктурой связана с размером субзерна соотношением
Холла — Петча.
Помимо холодной обработки стали, дислокации могут появляться в ре-
зультате деформаций, возникших при закалке, или деформаций, обусловленных
низкотемпературными превращениями. Было также показано, что различие
коэффициентов теплового расширения частиц выделений и матрицы [66], или
изменения объема, сопровождающие процесс- выделения второй фазы [67],
могут явиться причиной локального образования дислокаций.
Часто приводится следующее соотношение, связывающее напряжение и
деформацию при испытаниях на растяжение:
= (11.21)
где <ь— истинное значение напряжения течения; е— истинная деформация;
k и п — постоянные; п—показатель деформационного упрочнения или пока-
затель степени.
Однако было замечено [19, 28], что в сталях кривая напряжение — дефор-
мация в истинных значениях чаще удовлетворяет следующему соотношению:
а; —а b 1пе + с (е), (11.22)
где а, b и с — постоянные.
Это уравнение хорошо согласуется с наблюдаемым' снижением скорости
деформационного упрочнения до некоторого постоянного значения по мере
развития деформации.
Влияние дислокаций на другие свойства
В общих чертах увеличение плотности дислокаций снижает как пластичность
при растяжении, так и ударную вязкость, соответствующую критической тем-
пературе перехода к хрупкому разрушению. Недавно было выдвинуто пред-
положение [67], что равномерно распределенные дислокации оказывают менее
вредное воздействие на ударную вязкость, чем их скопления. В соответствии
с еще одной гипотезой подвижные, т. е. незакрепленные, дислокации не столь
23
неблагоприятны для ударной вязкости, как дислокации, закрепленные части-
цами выделений или атмосферами атомов растворенного вещества [68] (может
быть установлена взаимосвязь между значительным упрочнением за счет за-
крепления дислокаций атомами примеси внедрения и внутренним трением в
мартенсите [69, 70], являющимся результатом такого взаимодействия дисло-
каций и примесей). Однако это —не единственный механизм упрочнения, дей-
ствующий в мартенсите. Было показано на примере низкоуглеродистых бей-
нитных сталей [71], что малоугловые границы субзерен, содержащие сетки дис-
локаций, действуют как барьеры для движения дислокаций и повышают, та-
ким образом, прочность. Такие границы не препятствуют распространению
трещины скола, что неблагоприятно сказывается на ударной вязкости.
5. Влияние превращений на упрочнение
'В сталях влияние превращения на упрочнение сильно зависит от температуры
этого превращения. В общем случае, чем ниже температура превращения,
тем больше эффект упрочнения. Это объясняется тем,х что температура пре-
вращения влияет на все механизмы упрочнения, обычно повышая их интен-
I сивность.
1. Чем ниже темпе-
ратура превращения, тем
меньше размер зерна
продукта превращения.
Этот эффект использу-
ется в высокопрочных
низколегированных ста-
лях феррито-перлитного
типа, а также в низко-
углеродистых бейнитных
сталях (рис. 21, 22).
Температура превращения, С
Рис. 21. Влияние температу-
ры превращения на проч-
ность сталей с феррито-пер-
литиой и бейнитной струк-
турой:
1 — мартенсит; 2 — бейнит;
3 — феррит+перлит
2,. Чем ниже температура превращения, тем выше плотность дислокаций.
Этот эффект также используется в феррито-перлитных структурах (рис. 23),
в иизкоуглеродистых бейнитных сталях и в мартенсите.
3. Чем ниже температура превращения, тем более дисперсны выделяю-
щиеся фазы; это видно из изменения прочности бейнитных сталей и влияния
легирующих элементов на понижение температуры А4И для данного содержа-
ния углерода и повышения таким образом твердости [72].
4. Чем ниже температура превращения, тем сильнее тенденция удержи-
вать атомы растворенного вещества в пересыщенном твердом растворе, что
приводит к повышению упрочнения твердого раствора. Этот эффект примени-
тельно к углероду в растворе играет определенную роль в упрочнении бей-
нита, как видно из рис. 22.
Результат^ совместного действия всех этих факторов неоднозначны. На-
ряду с тем что все они повышают прочность, каждый из этих факторов по-
своему влияет на другие свойства, такие как ударная вязкость или пластич-
ность. Так, например, на кривых зависимости ударной вязкости от температу-
ры превращения в таких структурах, как бейнит, можно наблюдать для*оп-
24
ределенных температур превращения максимумы и минимумы. Температура
превращения в стали в процессе охлаждения часто обусловливается значени-
ем температур Мя или Вн. Существует линейная' зависимость между или
Вн й составом; и, поскольку, например, в низкоуглеродистых бейнитных ста-
лях прочность и температура превра-
щения линейно связаны между со-
бой (см. рис. 22), неудивительно,
что прочность таких сталей может в
свою очередь линейно зависеть от их
состава [71].
Рис. 23. Влияние температуры
превращения на упрочнение,
обусловленное изменением плот-
ности дислокаций в феррито-
перлитных структурах
Рис. 22. Влияние температуры превращения
на факторы упрочнения низкоуглеродистого
бейнита:
1 — измеренное а0 2; 2 — упрочнение за счет
образования твердого раствора и дислокаций;
3 — упрочнение, определяемое размером зерна
, у-1.2 ,
по соотношению ; 4 — дисперсион-
ное упрочнение
Глава III
Низкоуглеродистые мягкие стали
Введение
Низкоуглеродистые мягкие стали поставляют в виде плоского проката, т. е.
листов или полос (как правило, в виде холоднодеформированного проката);
в отожженном состоянии и часто с заключительной дрессировкой, чтобы уст-
ранить прерывистое течение, которое характерно для этих сталей.
Химический состав таких сталей почти постоянный: в них мало углерода
и менее 1 % в сумме всех остальных легирующих элементов, что обеспечивает
деформируемость этой стали в холодном состоянии.
По объему выпуска этот тип стали значительно превосходит другие виды
сплавов на основе железа; почти 5.0% массы многих автомобилей составляет
масса деталей из мягкой листовой стали [1]. В 1967 г. только в США произ-
вели более 45 млн. т такой с/али [1]. Несмотря на несомненную важность лис-
товой стали, металлурги, как правило, не уделяли должного, внимания ее
сложной природе. Листы, полученные из низкоуглеродистой мягкой стали, дол-
жны обладать способностью переносить значительную холодную пластичес-
кую деформацию при изготовлении деталей сложной формы, а также сохра-
нять при этом бездефектную поверхность, способную выдержать различного
рода обработку и покрытие. В общем, низкоуглеродистые мягкие стали можно
разделить на две группы [2].
1. Стали, в которых способность к холодной деформации является основ-
ным свойством, а прочность не столь важна. Эти свойства характерны для ста-
лей с низким содержанием углерода (<0,10% С) и 0,3—0,4% Мп. Такие ста-
25
ли обычно используют для штамповки кузовов автомобилей и подобных дета-
лей.
2. Стали, от которых требуется повышенная прочность и для которых ха-
рактерна меньшая способность к холодной деформации, например тонколис-
товые, масса которых может быть снижена путем уменьшения толщины про-
ката.
1. Требования к сталям,
подвергаемым холодной деформации
Некоторые особенности производства
Как уже установлено, для достижения достаточной способности к формоизме-
нению необходимо низкое содержание углерода и содержание марганца такой
концентрации, при которой уже будет образовываться соединение MnS, пре-
дотвращающее горячую хрупкость, обуслов-
ленную наличием FeS. Кроме того, в стали
должно быть минимальное количество неме-
таллических включений, т. е. незначительное
содержание серы, так как неметаллические
включения мешают холодной деформации.
Традиционно стали выпускают кипящими,
поскольку требуется высокое качество поверх-
ности, чтобы выдержать необходимую дефор-
мацию и обеспечить хорошее сцепление с по-
крытием; кроме того, повышается выход год-
ного.
Как будет показано далее, стали, раскис-
ленные алюминием, используют также и для
производства проката как с контролируемой
кристаллографической текстурой, так и с ми-
нимальным деформационным старением.
Типичный технологический процесс прокат-
ки таких сталей был приведен в работе [I] и
схематически показан на рис. 24. Основные
операции процесса следующие:
1. Горячая смотка при 580—650° С (темпе-
ратура смотки не должна быть настолько вы-
сокой, чтобы вызвать чрезмерное окалинооб-
разование или рост зерна, но и не слишком
низкой, чтобы сталь не стала слишком жест-
кой и пружинистой). В сталях, раскисленных
алюминием,
охлаждения
чтобы нитриды алюминия не выделялись во-
время этих операций, так как необходимо, чтобы эти соединения образовы-
вались позднее во время отжига и чтобы можно было контролировать тек-
стуру и соответственно — способность к формоизменению.
2. Холодная прокатка и отжиг, для которых требуется критическая ве-
личина холодной деформации с тем, чтобы получить оптимальную текстуру
для последующей холодной деформации [3]. В сталях, раскисленных алюмини-
ем, отжиг при ~680° С также является важной операцией. Температура от-
жига, его продолжительность и скорость нагрева до выбранной температуры
определяют образование нитридов алюминия и, следовательно, формирующую-
ся текстуру. Необходимо, чтобы произошел некоторый возврат перед образо-
ванием нитридов алюминия, но он должен быть таким, чтобы эти нитриды
выделялись перед рекристаллизацией на субграницах или границах зерен, об-
разовавшихся в результате холодной деформации (это требование будет об-
суждено ниже).
Рис. 24. Технологическая схема
производства полос мягкой ста-
ли:
1 — выплавка; 2 — разливка;
2а — непрерывная разливка; 3—
горячая прокатка в слябы; 4 —
прокатка сляба в листы; 5 —
резка; 6 — холодная прокатка
(40—80 %); 7—отжиг; 8 — дрес-
сировка; 9—покрытие поверх-
ности
температура смотки и скорость
рулона должны быть такими,
26
3. Заключительная дрессировка на 3—5%, которая эффективно устраняет
площадку текучести и тем самым — линии Людерса, портящие поверхность.
Кроме того, она дает необходимый допуск на толщину и улучшает качество
поверхности. '
В кипящей стали можно устранить площадку текучести дрессировкой, од-
нако увеличение длительности паузы между дрессировкой и штамповкой мо-
жет вызвать деформационное старение, которое приведет к возврату площад-
ки текучести и образованию линий Людерса. Другие способы минимизации
деформационного старения, обусловленного в основном наличием атомов
внедрения — азота и углерода, включают: проведение отжига распушенных
рулонов, с помощью которого можно удалить атомы внедрения, но он дорог,
и его используют для листовой стали, поставляемой для штамповки деталей
автомобилей (этот способ применяют, чтобы удалить углерод из листов, пред-
назначаемых для покрытия эмалью); хранение при низких температурах, в
результате чего снижается скорость деформационного старения (этот способ
также не распространен широко); стабилизацию по отношению к деформаци-
онному старению путем .выделения азота в виде дисперсных нитридов. Наи-
более широко распространена стабилизация алюминием [4], но известны по-
пытки использовать и другие легирующие элементы, например бор [6], вана-
дий [7] и хром [8, 9]. Недавно предложен метод [10] горячей термообработки
для подавления прерывистого течения металла в кипящей стали. В общем,
азот более эффективен, чем углерод, в процессе деформационного старения
вследствие его повышенной растворимости.
Кроме того, применяют правку проката перед его использованием, кото-
рая является необходимой во всех случаях, если увеличено время вылежива-
ния перед дрессованием, но которую считают менее эффективной, чем дрес-
сировку [11].
Требования применительно к условиям холодной деформации
Понимание важности металлургических факторов, которые определяют спо-
собность стали к холодной деформации, появилось за последние 20 лет [1, 2,
12] в значительной мере после того, как были выяснены, какие механические
свойства должны быть у материала, чтобы он был способен выдержать основ-
ные процессы холодной деформации; глубокую вытяжку, штамповку с утонь-
чением и гибку.
Глубокая вытяжка
При этом процессе требуется течение листа в матрице, и прижимные усилия
на листе оказываются достаточно высокими, чтобы позволить ему течь ради-
ально без образования складок. Процесс аналогичен волочению проволоки
[1]. Металл должен легко деформироваться в плоскости листа под воздейст-
вием касательных напряжений, т. е. у него должно быть низкое напряжение
течения во всех направлениях в плоскости листа, а боковые стенки должны
сопротивляться деформации в направлении толщины листа, т. е. не должно
происходить локального утоньчения при его удлинении, которое требует вы-
соких напряжений течения. Ленкфорд [Г8] и другие исследователи показали,
что способность материала к глубокой вытяжке характеризует параметр Г:
* = 8^, (Ш.1)
где етг—истинная деформация по ширине; Е/— то же, по толщине плоского
растягиваемого образца.
Свойства листа различны в разных направлениях в его плоскости, и часто
бывает необходимым определить среднюю величину Г параллельно, перпен-
дикулярно и под углом 45° к направлению прокатки:
4
(II 1.2)
27
Было доказано, что величина 2? непосредственно связана с глубиной вы-
тяжки [14, 15]. Величина R определяется в частности кристаллографической
текстурой листа. Изменение величины в плоскости листа можно рассматри-
вать как меру анизотропии свойств, определяемых в плоскости листа, и под-
считывать согласно выражению
(III.3)
2
Таким образом, в изотропном материале Л^ = 0, /?=1. Эти два параметра
Я и AR используют в качестве характеристик анизотропии пластичности в лис-
товых материалах, и чем больше величина /?, тем более способен материал
к глубокой вытяжке [14, 16, 17].
Ротационная гибка. В этом процессе лист надежно закрепляют по кром-
ке, чтобы предотвратить течение материала в плоскости. Деформация осуще-
ствляет движущийся пуансон, и лист удлиняется и однородно утоньчается.
Следовательно, важно, чтобы материал мог выдерживать большое удли-
нение перед появлением нестабильности пластической деформации и локаль-
ного сужения. Различные авторы указывали, что- определяющим свойством
является максимальная равномерная деформация еи, предшествующая обра-
зованию шейки [16—20].
Если упрочнение при испытаниях на растяжение представить в виде вы-
ражения:
с = Кгп, (III.4)
где а — истинные напряжения течения-; К и п — константы, то можно пока-
зать, что равномерная деформация еи численно равна п. Таким образом, на-
личие высокого показателя степени п становится требованием, выполнение
которого обеспечивает оптимальные свойства при деформации, и, хотя это
относится к одноосному напряженному состоянию в большей степени, чем к
двухосному, было показано, что двухосное напряженное состояние увеличи-
вает общую способность к неоднородной деформации и вызывает рассеяние
мест локального утоньчения, но не концентрацию этого утоньчения в одном
месте [21]. Изменение п при обычных испытаниях на растяжение, очевидно,
будет обоснованным критерием для определения способности материала к ро-
тационной гибке. Однако другие критерии, например R, а также отсутствие
дефектов в стали, в частности неметаллических включений, которые могут
привести к преждевременному образованию шейки, также важны для оценки
способности листа к ротационной гибке.
Гибка. Гибкость — самое важное свойство при оценке способности листа
к формоизменению при операциях изгиба и при осуществлении собственно
гибки в процессе других операций формоизменения, например при Глубокой
вытяжке, когда металл изгибают иа краю матрицы. Было показано, что хо-
рошо поддаются обычному изгибу стали с повышенным ги [18], но более важ-
ным оказывается достаточное высокое относительное сужение по толщине лис-
та при его разрушении. Этот параметр определить трудно; он характеризует
истинные напряжения при Вт во время испытаний на растяжение. Чем выше
величина ет, тем выше способность листа к гибке. Изгиб при растяжении тре-
бует низкой величины отношения предела текучести к пределу прочности и
больших значений Rи п [18, 19].
Для более сложных операций штамповки предпочтителен материал с низ-
ким пределом текучести и малым относительным сужением, например, в про-
цессе прижимания при штамповке, когда необходимо устранить коробление
и обеспечить повышенную вытягиваемость материала, и тем самым предотвра-
тить интенсивное местное утоньчение. Сравнительно грубое зерно феррита
(балл по ASTM 6—8) может обеспечить необходимый уровень нижнего пре-
дела текучести, благодаря чему требуется не столь высокоотожженный про-
кат, чтобы устранить неоднородную текучесть и появление грубых полос
скольжения. Как уже упоминалось, дефррмационное старение должно быть
сведено к минимуму, чтобы предотвратить порчу поверхности грубыми поло-
сами скольжения, хотя после штамповки допустимо протекание деформаци-
28
онного старения для упрочнения штампованных панелей [19]. При этом пред-
почтительна низкая и постоянная скорость деформационного старения.
Насколько металл удовлетворяет всем требованиям, обеспечивающим хо-
рошую холодную деформируемость, можно определить по параметрам, рас-
считываемым по данным одноосных испытаний на растяжение, в которых оп-
ределяется взаимосвязь истинных значений напряжений и деформаций. Пока
это безусловное упрощение довольно сложных условий действует во многих
практически используемых случаях. Корреляции, которые устанавливают меж-
ду такими параметрами и требованиями практики производства, достаточно
хорошие. Они позволяют использовать это упрощение и сделать весьма прием-
лемыми легко осуществляемые испытания тем более, что они дают информа-
цию о влиянии на результаты испытаний на растяжение металлургических
факторов. Таким образом, можно перечислить те механические свойства ма-
териала, которые необходимо знать, чтобы уметь оптимально оценить его по-
ведение при различных операциях деформирования. К ним относятся высокие
значения /?, равномерной деформации su, п, удлинения при разрушении Вт,
низкий предел текучести, низкая, но постоянная скорость деформационного
старения.
Все эти свойства можно строго контролировать при ведении металлурги-
ческих процессов.
Металлургические факторы, влияющие на необходимый комплекс свойств
Величина R. Для получения свойств, гарантирующих хорошую глубокую вы-
тяжку, и особенно для выполнения общих требований способности к холод-
ной деформации необходимо иметь значение R> 1. Анизотропия пластичности,
свидетельством которой являются вы-
сокие значения R, четко указывает
на происхождение анизотропии, свя-
занное с кристаллографической тек-
стурой, характерной для листовой
Рис. 25. Влияние холодной пластиче-
ской деформации на параметр R (а) и
критическую степень деформации (б)
(видно преимущество стали, обладаю-
щей текстурой {111});---------------
средняя интенсивность при отсутствии
текстуры
500 550 600 650 700°
т°млература охлаждения, °C
Рис. 26. Влияние температуры охлаж-
дения на параметр R. для сталей, со-
держащих:
/-0,06% С, 0,33% Мп, 0,036 % А1;
2 — 0,07 % С, 0,35 % Мп, 0,07 % А1
Рнс. 27. Влияние содержания алюми-
ния и\ скорости иагрева на параметр
R при отжиге для сталей, содержащих
А1, % (по массе):
/ — 0,027; 2 — 0,039; 3 — 0,072
2S
-стали [14, 15, 22—24]. Наличие текстуры {111} или близкой к кубической с
плоскостью {111}, параллельной поверхности листа, приводит к увеличению /?,
в то время как кубическая текстура с плоскост.ью {100}, параллельной по-
верхности листа, снижает его [25] (рис. 25).
У кипящих сталей, полученных по обычной технологии, 1,04-1,2. Од-
нако более^ высокие значения (/? = 1,44-1,8) могут быть получены в стали,
успокоенной алюминием, если ее выплавляют при тщательно контролируемых
условиях, но без кипения. Температура, до которой охлаждают рулон, не дол-
жна быть слишком высокой, так как это может привести к преждевременному
формированию алюминиевых нитридов и они не смогут влиять на развитие
0,8 1,2 1,6 2,0 2,4 2,8
Соотношение продольного
и поперечного диаметра зерна
Рис. 28. Отсутствие корреляции между
отношением продольного и поперечного
диаметров вытянутого зерна и парамет-
ром R для стали:
1 — успокоенной алюминием; 2 —кипящей
Рис. 29. Влияние холодной деформации
прокаткой на анизотропию в плоско-
сти листа, параметр R и фестонообра-
зование
нужной текстуры. В общем случае, чем ниже температура, до которой охлаж-
дают рулон, тем выше R [24] (рис. 26). Но слишком низкая температура
охлаждения вредна, так как повышается жесткость. Следует избегать слиш-
ком низкой температуры конца прокатки, поскольку она способствует образо-
ванию нитридов алюминия, что в свою очередь не позволит создать правиль-
ную текстуру.
Следить за тем, чтобы в сталях, успокоенных алюминием, содержание
последнего колебалось от 0,02, до 0,05%, столь же важно, как и за скоростью
нагрева в процессе отжига, которая должна быть сравнительно низкой [26]
(рис. 27). Результаты различных исследований, в которых определяли влияние
скорости нагрева на свойства металла [27—29], показывают, что нитриды
алюминия должны выделяться во время отжига после холодной деформации
перед рекристаллизацией. Однако перед выделением нитридов может произой-
ти небольшой возврат и нитриды будут образовываться на границах субзерен
или на границах зерен, вытянутых прокаткой, и тем самым увеличат извест-
ную структуру с расплющенными зернами. Эти факторы показывают, почему
желательна низкая скорость нагрева, но весьма вероятно, что не существует
четкой корреляции между соотношением диаметров, характеризующим вытя-
нутость зерен, и значением R (рис. 28), как это ранее предполагали [Г]. Хо-
рошо известная «фестонистость» при глубокой вытяжке определяется пара-
метром АТ?, который является мерой анизотропии в плоскости листа и, сле-
довательно, характеризует влияние текстуры. Величина А/?, по-видимому, ха-
рактеризует сужение холоднодеформированного металла перед его отжигом
[24] (рис. 29). На рис. 29 показано направление осей фестонов, которые, воз-
можно, совпадают с направлением максимальной интенсивности выходов по-
люсов <100^> [30].
Существуют две теории, которые часто используют для объяснения воз-
никновения текстуры рекристаллизации — ориентированного зарождения и
30
ориентированного роста [31, 32]. Точный механизм стимуляции алюминиевыми
нитридами текстуры {111} и торможения текстуры {100} в процессе отжига
обсуждают до сих пор. Однако экспериментальные данные [33] могут быть
истолкованы так, что субзерна, начиная свой рост, в областях с большой по-
глощенной энергией со структурой холодной деформации, когда субзерна дос-
таточно подросли, могут вызвать миграцию границ через другие границы, ко-
торые закреплены частицами нитридов алюминия, и это явление предотвраща-
ет зарождение зерен с текстурой {100}. Кажется также очевидным, что тексту-
Рис. 30. Влияние величины ферритного зерна на параметр R:
а —сталь с титаном, параметр Ti/(C+N) = 15: 1 —ютжиг в камерных печах при 870е С;
2 — то же, при 705° С; 3 — отжиг в непрерывных печах при 870° С; б — кипящая сталь
и сталь с низким параметром Ti/(C+N); / — сталь Ti/(C+N) = 12; 2—сталь, успокоенная
алюминием; 3 — сталь с Ti/(C+N)=6; 4 — кипящая сталь
ра, сформированная таким образом, могла бы быть такой, какую можно ожи-
дать, исходя из величины запасенной энергии.
В общем было найдено, что трудно получать кипящие стали, у которых
величина R была бы больше 1,3. Однако отжиг распушенного рулона в этом
отношении дает некоторые преимущества [1]. Кипящие стали должны содер-
жать дисперсные карбиды, чтобы закрепить границы субзерен, что и проявля-
ется в образовании сравнительно больших зерен предпочтительной текстуры
{111} и диспергировании зерен менее предпочтительной ориентации. Титан
[1], медь [34] и фосфор [35], как уже упоминалось, увеличивают R, но титан
успокаивает сталь, а медь и фосфор могут снизить общую пластичность. Ти-
тан может устранить также деформационное старение, когда оно проявляется
в значительной мере тем, что он забирает из стали весь углерод и азот. Было
также показано, что с увеличением размера ферритного зерна увеличивается
и R (рис. 30) и этот эффект может выразить соотношение из работы [1]
R=R0-KN, J (III.5)
где Ro—константа, величина которой определяется типом стали; К — кон-
станта; N — величина ферритного зерна по шкале ASTM.
31
Было принято, что грубые ферритные зерна предпочтительны вследствие
того, что рекристаллизованные зерна текстуры {111} продолжают расти за счет
зерен других ориентаций.
Величина п. Точные данные о влиянии химического состава и микрострук-
турных параметров стали на величину п получить не просто, но Моррисон
[36] нашел, что значение п повышается с увеличением размера ферритного
зерна в соответствии с выражением
10 + d
где d — средняя хорда зерна.
Объемная доля сульфидов * оксидов*
* карбидов, %
Рис. 32. Влияние частиц второй фазы на
общее удлинение при разрушении е^.:
1 — карбиды; 2 — сульфиды; 3 — оксиды
различных элементов
3,0 3,8 4,6 5,4 6,2
Логарифм среднего
свободного пробега
в феррите
Рис. 31. Влияние средней длины сво-
бодного пробега (Д) дислокаций в
феррите, т. е. расстояния между ча-
стицами второй фазы, на параметр п
Однако полученные им данные не убедительны.
Элементы, образующие твердые растворы замещения, согласно обзору
[1], немного снижают значения п, как это показано ниже:
Легирующий элемент . Си Si Mo Мп Ni Со Сг
Изменение п на 1 % ле-
гирующего элемента , . 0,06 0,06 0,05 0,04 0,04 0,04 0,02
.Таким образом, дисперсные фазы снижают величину п [1, 36] в соответст-
вии с зависимостью, изображенной на рис. 31, но создается впечатление, что
элементы внедрения не влияют сколько-нибудь существенно на величину п,
хотя они и сказываются на ходе деформационного старения, которое в свою
очередь вредно влияет на п. Неметаллические включения, диспергированные
в широком интервале размеров, как правило, влияют на величину п (см. рис.
31). Частицы второй фазы могут, однако, влиять косвенно на размер зерна.
Соотношение между показателем экспоненты упрочнения п и эффектив-
ным коэффициентом упрочнения не является простым. Повышение значения
п снижает коэффициент упрочнения при малых деформациях, ио увеличива-
ет, при больших [37]. Влияние различных металлургических факторов на ко-
эффициент упрочнения, мегапаскали, измеренный при фиксированных малых
деформациях, может быть представлено следующим соотношением:
da/dee==02 = 15,4(24 + 7,8 [С] + 1,5 [Мп] + 7,5 [Si] + 36 [Р] +9,3 [Sn] +
+ 98 [N/j + 1 .(И-1'2}*, (IH.7)
где Ny — несвязанный азот; d — размер зерна феррита..
* Здесь и далее в скобках приведено содержание элементов, % (по мас-
се). {Прим, ред.)
32
Даже при значительной деформации измельчение зерна феррита последо-
вательно увеличивает коэффициент упрочнения, который, однако, уже не сов-
падает с расчетным по выражению (III.6). Все же влияние элементов заме-
щения, вероятно, согласуется с данными, приведенными выше. На практике
величину показателя экспоненты деформационного упрочнения, как правило,
контролируют путем наблюдения за величиной зерна [1].
Величина удлинения. В общем случае, если деформация проходит в соот-
ветствии с уравнением (III.4), то равномерную деформацию еи можно рас-
считать по величине п или можно показать, что существуют такие истинные
напряжения, при которых коэффициент упрочнения и напряжения пластиче-
ской деформации численно равны [38]. ‘
Недавними работами [37, 38] подтверждено, что для мягкой низкоуглеро-
дистой стали значение еи можно представить как: •
еи = 0,28 — 0,2 [С] - 0,25 [Мп] — 0,044 [Si] - 0,039 [Sn] — 1,2 [Nz]. (Ill .8)
Это соотношение в определенной мере подтверждает общую тенденцию,
установленную для п, но интересным является то, что величина зерна, не яв-
ляется определяющей в еи. Причина этого явления заключается в том, что
измельчение ферритного зерна вызывает одновременное повышение как коэф-
фициента упрочнения do/de, так и напряжения течения оу, так что пересече-
ние кривых, относящихся к этим двум параметрам деформации, происходит
при одних и тех же значениях деформаций, независимо от величины зерна.
Общая деформация при разрушении 8т должна быть настолько высокой,
насколько это возможно. Было показано, что это свойство металла можно
представить в соответствии с данными работ [37, 38] как:
ег = 1,4-2,9[С] +0,2 [Мп]+0,16 [Si]— 2,2 [S] — 3,9 [Р] — 0,25 [Sn] +
+0,017d-1/2. . (III.9)
Влияние серы на 8т в этом уравнении отражает появление частиц MnS,
наблюдаемых в микроструктуре. Влияние частиц второй фазы не носит линей-
ный характер, как это предполагается уравнением (III.9), а следует гипербо-
лическому соотношению, изложенному в гл. II. Кривая типичной зависимости
8т от объемной доли второй фазы показана на рис. 32, на котором четко вид-
но, что природа частиц второй фазы не влияет на снижение 8т и что основ-
ной эффект связан с объемной долей частиц в большей мере, чем с их рас-
пределением. Как будет рассмотрено ниже, основное влияние оказывает
форма частиц.
Предел текучести. Металлургические параметры, которые контролируют
предел текучести, были предметом многочисленных исследований, и они будут
подробно обсуждены далее. В материале, который подвергают холодной пла-
стической деформации, стремятся получить исходный предел текучести, ме-
гапаскали, настолько низким, насколько это возможно. Можно ожидать, что
в этом случае величина зерна является наиболее важным фактором, как это
показано соотношением [37]:
ст= 15,4 (з,5 + 2,1 [Mn] + 5,4[Si] + 23ZiNn+l,13d“V2l. (III.10)
Однако предел текучести нельзя резко снизить путем огрубления феррит-
ного зерна, которое не может быть >50 мкм, если необходимо сохранить вы-
сокое качество поверхности.
Существуют данные, что в сталях, успокоенных добавкой алюминия [39],
предел текучести сильнее коррелирует с продольным размером вытянутых зе-
рен, чем с их средним или поперечным размерами.
Основным фактором, воздействующим на величину зерна после отжига,
является степень холодной деформации, предшествующей отжигу. Чем выше
степень осадки, тем меньше зерно. Учитывая взаимосвязь R с величиной холод-
ной деформации, сталь не рекомендуют деформировать перед отжигом менее
чем на ~70%. Требуемая величина зерна должна быть'получена путем.холод-
ной деформации, близкой к оптимальной с точки зрения параметра R. Созда-
3-786
33
Время старения, сут
Рис. 33. Влияние содержания мар-
ганца в твердом растворе на интен-
сивность деформационного старе-
ния: >
/ — 0,04%; 2-0,11%; 3 — 0,18%;
4—0,28 %
старения состоит в том, что есл!
пяшую сталь не деформировать
ется впечатление, что для заданных условий отжига стали, не обработанной
алюминием, величина ферритного зерна (и тем самым ее предел текучести)
зависит от плотности карбидных частиц, обнаруживаемых в микроструктуре,
содержания марганца в твердом растворе и температуры нагрева перед про-
каткой. Поскольку величину зерна изменяют в, значительной степени путем
варьирования скорости его роста при постоянной осадке и температуре отжи-
га, карбиды могут обусловить измельчение зерна в результате' блокирования
перемещающихся границ зерен [40]. Сера, находясь, в твердом растворе, об-
разует сегрегации на границах зерна и тем самым снижает их подвижность,
вокруг оксидных включении могут образо-
ваться скопления мелких зерен [1, 2], сре-
ди которых имеются весьма дисперсные
сульфиды, которые могут ограничивать
рост зерен.
Зерно требуемой величины получают
без трудностей нагревом в ваннах, но при
непрерывном высокоскоростном ' нагреве
контроль величины зерна усложняется. Бы-
ло высказано предположение [2], что эта
проблема может быть решена путем при-
менения сталей, содержащих мало углеро-
да и кислорода и дегазированных в ваку-
уме, в которых зерно будет расти скорее.
Наконец, напряжение трения в уравнении
Холла — Петча увеличивается при увели-
чении содержания растворенных элементов,
концентрацию которых следует сохранить
на минимальном уровне, чтобы иметь необ-
ходимый низкий предел текучести.
Деформационное старение. В настоя-
щей работе не будет детально описано
явление деформационного старения, кото-
рое глубоко проанализировано в обзоре [4].
Практическое значение деформационного
при высокой температуре прокатанную ки-
в течение определенного периода времени,
то деформационное старение проявится в возврате зуба текучести и появле-
нии линий Людерса при штамповке. В отожженной кипящей стали углерод
в основном выделяется на имеющихся карбидах. Таким образом, за деформа-
ционное старение ответствен азот, образующий твердый раствор внедрения
с более высокой растворимостью в феррите при низких температурах, чем
углерод [4]. Только при температурах >100° С имеется небольшой эффект
деформационного старения, обусловленный присутствием углерода.
В сталях, устойчивых против деформационного старения ^настолько, что
его можно задержать на длительное время перед штамповкой, азот должен
быть связан введением сильных иитридообразующих элементов. В качестве
такого элемента наиболее широко применяют алюминий. Как уже установле-
но, титан, ванадий, хром и бор также пригодны для той же цели. Стали, об-
работанные алюминием, имеют преимущество получения благоприятной тек-
стуры, несмотря на все их недостатки, присущие успокоенным сталям. Было
показано, что'в кипящих сталях, в которых нет сильных нитридообразующих
элементов, атомы азота связываются атомами марганца, находящимися в твер-
дом растворе [41—44]. Снижение подвижности атомов азота уменьшает ско-
рость деформационного старения (рис. 33). Обычно содержания марганца в
сталях достаточно, чтобы снизить скорость деформационного старения. Дру-
гой важной переменной величиной в кипящих сталях является содержание
азота. Вероятно, общее содержание азота более важно, чем содержание азота
в твердом растворе перед горячей прокаткрй, поскольку азот образует сегре-
гации на границах зерен или на дислокациях или же выделяется в виде нит-
ридов железа и затем будет стремиться к обратному растворению в йрдцессе
холодной деформации и тем самым вызывать деформационное старение [4]
Было также показано, что кислород усиливает деформационное старение воз-
можно, вследствие его взаимодействия с марганцем. Интенсивность деформа- *
ционного старения А У,мегапаскали, после выдержки при комнатной темпера- 1
туре в течение 10 дней можно изобразить следующим эмпирическим уравне-
АУ= 15,4 {1250[NJ-10,5 [Мп]+30 [О2] +0,8). (III.11)
Возврат зуба текучести вследствие деформационного старения в кипящих
сталях создает проблемы для потребителей, и до тех пор, пока будут широко
использовать нестареющие стали, стабилизированные алюминием, по различ-
ным подсчетам, они будут'менее предпочтительными, чем медленно деформа-
ционно стареющие кипящие стали. Поскольку попытки использовать другие
легирующие элементы не имели успеха, экономическими расчетами показано
что при тщательном контроле необходимых добавок очень перспективен во-
дородный отжиг для осуществления обезуглероживания и денитритизации.
Основными недостатками отжига в водороде являются излишнее умягчений
листового материала и его высокая стоимость.
2 . Высокопрочная жость
Стали, используемые как упаковочный материал, например тонкую жесть про-
изводят в виде очень тонких полос (толщиной -—0,15 мм или еще тоньше)
Следовательно, они должны быть прокатаны в холодном состоянии и соот-
ветственно должны быть способными к холодной деформации Кроме того
чтобы сберечь средства, их прочность должна быть максимальной в соответ-
ствии с потенциальными возможностями холодной прокатки. Углерод в каче-
стве упрочняющего легирующего элемента,- таким образом, не рассматривают
и стали обладают химическим составом, подобным сталям, предназначенным
для глубокой вытяжки, т. е. содержат —0,07% С, 0,30—0,40% Мп и случай-
ные добавки азота, фосфора и других элементов.
Трудности упрочнения материала, который должен подвергаться значи-
тельной холодной деформации, в некоторой степени компенсируются тем, что
металл отливают в заготовки тонкого сечения, что придает ему большую’гиб-
кость во время дальнейшей обработки. При этом может быть осуществлено
существенное измельчение зерна путем холодной деформации и отжига; воз-
можны быстрый нагрев и охлаждение, что дает возможность минимизировать
рост зерна, позволяет использовать эффект фазового превращения во время
охлаждения из аустенитного состояния.
Таким образом, видоизменения приведенного1 способа производства стали
дают широкий диапазон приемов упрочнения.
Одцако повышение прочности сопровождается снижением пластичности,
и в этом отношении недавние исследования показали, что существуют некие
механизмы упрочнения, которые значительно менее вредны, чем другие. Такие
механизмы можно использовать в полной мере и в то же время реализовать
преимущества операций холодной деформации с тем, чтобы применять мате->
риал с несколько меньшей-пластичностью. ’
Стали, отжигаемые в ваннах-
Для^таких Сталей прочностные свойства можно повысить, но с некоторой по-
терей пластичности путем: небольшого повышения содержания таких легирую-
щих элементов, как марганец, азот, фосфор и остаточные элементы (исполь-
зование углерода в этом случае было бы не очень желательным); снижения
времени отжига или некоторого понижения его температуры; использования
некоторого упрочнения в результате образования выделений введением таких
добавок, как ниобий или ванадий, которые могли бы подавить или задержать
рекристаллизацию и рост зерна.
34
Однако эти методы имеют ограниченное применение в сопоставлении с
другими потенциальными процессами упрочнения. Вероятно, перспективы по-
лучения достаточно высокой прочности таких сталей незначительны [2].
’ 9
Термообработанные или непрерывно отжигаемые стали
Высокая производительность современных агрегатов для скоростного непре-
рывного отжига сопряжена с большой скоростью нагрева и охлаждения.
Вследствие очень больших обжатий при холодной деформации, применяемых
для производства тонкого листа, которые могут составлять 85—90%, кратко-
Рис. 34. Влияние содержания углерода
и температуры отжига, превышающей
А^ , на твердость сталей, содержащих:
/ — 0,14% С; 2—0,113% С; 3 —
0,10% С, 0,67% Мп; 4 — 0,10% С,
0,44 % Мп; 5-0,07% С; 5 — 0,05% С
Рис. 35. Влияние скорости охлаждения от тем-
ператур, превышающих А , и химического
Cl
состава стали на ее предел прочности при
растяжении:
/ — 11 000; 2 — 6500 ; 3 - 5300; 4 - 3200;
5 — 1000° С/с
временный отжиг при 700° С приводит к появлению исключительно мелкого
ферритного зерна. Таким образом, полоса обладает удвоенной прочностью—
обычной прочностью стали для глубокой вытяжки и прочностью при очень
мелком зерне — и сохраняет достаточную пластичность. Было показано [45, 46],
что при подходящих условиях можно рекристаллизовать сильно холодноде-
формированную полосу мягкой стали прежде, чем карбиды успеют растворить-
ся, и это может сделать излишним медленное охлаждение для выделения сое-
динений углерода. Реализация этой особенности смогла бы сократить длитель-
ность цикла термической обработки, но, несомненно, требуемые условия труд-
но осуществлять на практике. Цикл термической обработки не должен быть
сокращен за счет выдержки при температуре отжига, равной 700° С. Макси-
мально высокая скорость как нагрева, так и охлаждения может сократить
цикл отжига примерно на 15 с. Было показано, что для технологии это бла-
гоприятное обстоятельство [47, 48], поскольку немедленная рекристаллизация
при 700° С, когда скорость нагрева достаточно велика, ограничивает возврат,
т. е. движущая сила рекристаллизации сохраняется на высоком уровне. Когда
при быстром охлаждении температура смотки достигает 200—300° С, то по-
следующая низкая скорость охлаждения -приводит к выделению углерода в
виде включений' Проблемы осуществления такого процесса в основном инже-
нерные, но подобный цикл отжига дает возможность его дальнейшего усовер-
шенствования. Можно повысить прочность, но только путем слабого легиро-
вания твердого раствора [49].
Если бы температура Aci была превышена при непрерывном быстром на-
греве, то возникающий аустенит мог бы впоследствии сформировать такой
мартенсит, как будто бы последний был получен закалкой из жидкого состоя-
ния [50]. При этом соответственно повысится прочность (рис. 34). Но тогда
36
нужно было бы сохранять содержание углерода очень низким, чтобы иметь
необходимую пластичность. Однако наивысшую прочность следовало бы по-
лучать быстрым нагревом несколько выше Асз с последующей закалкой
(рис. 35). Например, так можно получить для стали с содержанием 0,1% С
предел прочности*на растяжение 950 МПа [51]. И в этом случае содержание
углерода нужно сохранять очень низким, поскольку массивный мартенсит бу-
когда время выдержки в аусте-
дет ограничивать пластичность, хотя он более способен к формоизменению,
чем дважды деформированный металл в виде тонкого листа. Тем не менее
существуют данные [52], показывающие, что
нитной области температур перед за-
калкой снижено до секунд, то одновре-
менно возрастает и прочность, и пластич-
ность (рис. 36). Самая вероятная при-
чина такого эффекта заключается в том,
что в аустените возникает сверхмелкое
зерно, которое после закалки в свою
очередь формирует исключительно мел-
козернистую (для низкоуглеродистых
Время деформационного
старения, мин
Предел прочности, МПа
Рис. 36. Одновременное повышение
прочности и пластичности, обуслов-
ленное резким сокращением време-
ни выдержки при температуре, пре-
вышающей А
Рис. 37. Влияние деформационного старения,
возникающего после дрессировки, на твер?
дость стали (сталь, содержащая 0,07 % С, за-
калена от 700р С и охлаждена до 160° С, под-
вергнута дрессировке и состарена):
/ — состояние закалки; 2 — закалочное старе-
ние при 160° С в течение 15 мин; 3 — то же,
в течение 60 мин
сталей) структуру массивного мартенсита с высокими прочностью и вяз-
костью. Преимущества сверхмелкого зерна, таким образом, весьма очевидны,
и, вероятно, может возникнуть множество проблем как при его получении,
так и при контроле за соблюдением правильной технологии.
Холодная деформация после отжига
Деформационное упрочнение заметно повышается с увеличением прочности
отожженной мягкой стали. Если при обычной дрессировке деформируют ме-
талл на ~ 1 %, то более прочную тонколистовую сталь получают холодной де-
формацией на 6% из подката, отожженного в камерной печи. В США исполь-
зуют более высокую степень деформации (до 30—50%) [53], которая повы-
шает предел прочности на растяжение тонколистовой стали двойного обжа-
тия до 600—900 МПа. Ценой такого увеличения прочности является потеря
пластичности в какой-то мере в результате утоньчения проката в поперечном
направлении, а также повышение стоимости проката. Другой метод упрочне-
ния — малую холодную деформацию — осуществляют после завершения де-
формационного старения [54]. Согласно рис. 37 можно получить прирост проч-
ности, если прокатку провести непосредственно после закалки металла от
700° С. Если при этом успеет пройти закалочное старение, то интенсивность
деформационного старения существенно снизится, а вместо с ним и пластич-
37
ность. Деформационное старение имеет несомненные преимущества перед за-
калочным, поскольку оно сильнее повышает прочность и пластичность (при
сопоставимой прочности) и менее чувствительно к перестариванию. Техноло-
гические проблемы, которые появляются при реализации вышеупомянутого
процесса, связаны с необходимостью обеспечения заданной степени холодной
деформации на агрегатах, включенных в единую линию непрерывного отжига.
Глава IV
Высокопрочные низколегированные
конструкционные стали
Введение
В течение последний 20 лет в области разработки высокопрочных низколеги-
рованных конструкционных сталей (ВПНЛС) достигнуты значительные ус-
пехи, обусловленные использованием найденных связей микроструктуры со
свойствами. В последнее время много внимания уделяется факторам, которые
обеспечивают пластичность, вязкость и деформируемость, особенно в сталях
с феррито-перлитной структурой, представляющих собой наиболее распростра-
ненную разновидность сталей рассматриваемого типа.
История создания ВПНЛС свидетельствует о заметном изменении прин-
ципов, заложенных в основу разработки этих сталей.
1. Первоначально главным фактором при разработке сталей считали пре-
дел прочности, а показателям предела текучести, вязкости или свариваемости
придавали небольшое значение, поскольку наиболее принятым способом сое-
динения элементов конструкций была клепка. Стали содержали значительное
количество углерода (—0,3%), и в течение многих лет их состав не претерпе-
вал существенных изменений. Например, листовая сталь для обшивку корпуса
судна «Мавритания» содержала 0,27% С, 1,2% Si, 0,7% Мп, а сталь моста в
Сидней-Харборе, построенного в 1932 г., содержала 0,30% С, 0,15% Si,
1,2% Мп. Отсюда следует, что было повышено содержание марганца и сни-
жено кремния в стали, но содержание углерода оставалось высоким, так как
углерод представлял собой наиболее дешевый легирующий элемент, позволя-
ющий повысить предел прочности. Стали использовали в прокатанном состоя-
нии; при этом температуру прокатки почти или совсем не контролировали.
В 1934 г. в Стандартной спецификации Великобритании все еще указывалось
содержание углерода 0,27%, но допустимое содержание марганца увеличилось
до 1,5%.
2. Сварка, пришедшая как метод соединения на смену клепке, вызвала
необходимость снижения содержания углерода. Прочность стали обеспечива-
лась за счет повышенного содержания марганца, причем сопутствующее этому
улучшение вязкости еще не было выявлено.
3. Хрупкое разрушение стальных конструкций [2] привело к признанию
того, что вязкость разрушения является важной характеристикой. Стала оче-
видной необходимость обеспечить в стали низкий температурный порог
хрупйости. Было также признано, что высокий предел текучести важнее высо-
кого предела прочности. Это привело к дальнейшему снижению содержания
углерода и значительному повышению содержания марганца. Были признаны
преимущества высоких значений отношения содержания марганца к содер-
жанию углерода как обеспечивающих хорошую ударную вязкость [3], и, на-
конещ была установлена существенная роль размера зерна [4—6].
4. Стали применять измельчение зерна с помощью добавок, таких как
алюминий и азот. Это могло быть реализовано лишь в нормализованном со-
стоянии. Следствием было повышение предела текучести от 225 до 300 МПа
и понижение температурного порога хрупкости до <0°С.
38 /
5. Затем в результате дисперсионного твердения был увеличен предел те-
кучести [7]. При этом сохраняли низкое содержание углерода и высокое со-
держание марганца, а также мелкозернистое строение стали. С этой целью
начали применять ниобий,* ванадий и титан, причем ниобий использовали в ка-
честве основной легирующей добавки, поскольку это позволяло получать бо-
ле,е высокую прочность в прокатанном состоянии, что было экономически вы-
годно. Однако ударная вязкость оставалась еще недостаточной, так как струк-
тура после прокатки была крупнозернистой.
6. Решением проблемы получения мелкого зерна в прокатанном состоянии
является применение пониженных температур конца прокатки [8], что наряду
с измельчением зерна обеспечивает также определенную степень дисперсион-
ного твердения. Этим способом было получено увеличение прочности до 450—
525 МПа и понижение температурного порога хрупкости до —80° С. Такие
мелкозернистые дисперсионно твердеющие ВПНЛС, получаемые способом
контролируемой прокатки, при которой измельчение зерна и дисперсионное
твердение обеспечивали добавками ниобия, обладали дополнительным эконо-
мическим преимуществом, так как они были спокойными сталями, в резуль-
тате чего повышался выход годного.
7. Одним из последних достижений было улучшение свойств формоизме-
нения и, в частности, улучшение пластичности и вязкости по сечению толстого
листа [9]. Наличие локальных плоскостных скоплений неметаллических вклю-
чений не только отрицательно сказывается на вязкости и пластичности, но
ведет одновременно к возникновению дефекта сварки — слоистому излому [10].
Чтобы решить эти вопросы, широко используют добавки циркония, церия или
кальция.
Этот путь разработки сталей не был цепью случайных открытий, он явил-
ся результатом многочисленных систематических исследований в области ме-
талловедения. Само по себе э-то может служить хорошим примером тому, как
создание сплава базируется, а по сути дела нередко даже ожидает выяснения
связей между структурой и свойствами, понимания природы превращения и т. п.
Структура многих ВПНЛС состоит в основном из феррита и перлита.
Некоторые из них могут иметь также феррито-бейнитную структуру, струк-
туру мартенсита отпуска или бейнитную. Бейнитные стали будут рассмотрены.
1. Низкоуглеродистые феррито-перлитные стали
К этому типу сталей предъявляются следующие требования: высокий предел
текучести; низкий температурный порог хрупкости; минимальная стоимость;
хорошие свариваемость и деформируемость.
Связь между структурой и свойствами
Одним из важнейших достижений явилось, по-видимому, понимание того, что
размер зерен феррита имеет важнейшее значение для его свойств, а именно
как для предела текучести, так и для температуры перехода из вязкого в хруп-
кое состояние [6, 11].
Имеются два уравнения, описывающие основные соотношения между
структурой и свойствами;
уравнение Холла — Петча
=-- о/ + ky d~1/2 ; (IV. 1)
уравнение Петча:
рТс = 1п 0 — In С — lnd~1/2, (IV. 2)
где иу — предел текучести; d — размер зерна полигонального феррита и
Тс — температура хрупкого перехода
Предел текучести. Для обычных низкоуглеродистых марганцовистых ста-
лей уравнение для предела текучести, МПа, имеет вид [12—14]:
(Ту=15,4 {3,5 + 2,1 [Мп] +5,4 [Si] +23 [Nz] + 1,13d-1/2}, (IV.3)
где Nj — содержание несвязанного азота.
39
Следует заметить, что количество перлита (т. е. углерода) оказывает не-
значительное влияние или совсем не влияет на величину предела текучести
низкоуглеродистых сталей; азот N/ оказывает резко выраженное влияние, но
его растворимость ограничена. Он также отрицательно сказывается на харак-
теристиках ударной вязкости, как будет показано низ^^-Измельчение зерна
оказывает явно выраженное упрочняющее действие.
Предел прочности. Предел прочности низкоуглеродистых сталей, МПа,
с феррито-перлитной структурой может быть описан уравнением
п = 15,4 {19,1 + 1,8 [Мп] 4-5,4 [Si] 4- 0,25 [П] 4- 0,5d“1/2}, (IV- 4)
где П — содержание перлита в структуре, %.
Следует заметить, что как перлит, так и измельчение зерна способству-
ют повышению предела прочности.
Температурный порог хрупкости
Температурный порог хрупкости, °C, можно описать уравнением из рабо-
ты [12]:
fxp = _ 19 4- 44 [Si] 4-7001 4-2,2 [П] — 11,5d-1/2. (IV-5)
Из этого уравнения следует, что перлит и несвязанный азот очень вред-
ны; элементы, растворенные по принципу замещения, вредны; марганец не
оказывает явного влияния, поскольку его влияние заключено в эффекте,
оказываемом размером зерен; измельчение зерна сказывается очень благо-
приятно.
Механизмы упрочнения
Размер зерна. Измельчение полигональных зерен повышает предел текучести,
снижая при этом температурный порог хрупкости (рис. 38). В этом отноше-
нии влияние уменьшения размера зерна особенно своеобразно и представляет
собой наиболее желательный механизм упрочнения. Это объясняет широкое
применение сталей с мелкозернистой структурой, получаемой, например, в
результате добавок алюминия и азота или ниобия. К сожалению, измельче-
ние зерна обычно можно получить лишь в нормализованном состоянии. Ни-
же будет рассмотрено применение контролируемой прокатки для преодоле-
ния этого недостатка.
Содержание перлита. Перлит практически йе влияет на величину предела
текучести, но, повышая предел прочности, он оказывает выражение отрица-
тельное влияние на температуру перехода в хрупкое состояние. Как будет
показано далее, перлит повышает также степень деформационного упрочне-
ния. Из этого следует, что увеличение содержания перлита, т. е. содержание
углерода, — весьма нежелательно для повышения прочности.
Упрочнение в результате образования твердого раствора. Растворенные
элементы повышают как предел текучести, так и предел прочности, причем
это влияние в значительной степени связано с различием размеров атомов
(растворенного) элемента и железа [13]. Как для растворов замещения, так и
для растворов внедрения соблюдается линейное соотношение между прочно-
стью и корнем квадратным из концентрации, но в ограниченных пределах его
можно упростить, заменив линейным соотношением (рис. 39).
Влияние элементов, образующих растворы замещения, на величину проч-
ности обычно мало, и широко применять их было бы слишком неэкономично.
Кроме того, элементы, образующие растворы внедрения, являются более энер-
гичными упрэчнителями, но их растворимость ограничена, так что их нельзя
использовать в больших количествах.
Как растворы замещения, Так и преимущественно растворы внедрения,
за исключением никеля, отрицательно сказываются на свойствах при ударном
нагружении. Растворенные элементы могут оказывать дополнительное влия-
ние, например изменять соотношения феррит/перлит,. измельчать зерна фер-
рита путем понижения температуры превращения при охлаждении (напри-
40
мер, марганец), вызывать эффект дисперсионного твердения (углерод и азот)
и выводить из раствора атомы внедрения (алюминия). Последний случай очень
благоприятен для улучшения вязкости (рис. 40). Таким образом, в сталях,
обработанных алюминием, получают очень хорошую вязкость.
Дислокационное упрочнение. Напряжение течения при пластической де-
формации связано с плотностью дислокаций р уравнением [15, 16]:
of = kVp. (IV.6)
В общем случае, при понижении температуры превращения путем леги-
рования или повышения скорости охлаждения происходит как измельчение
зерна, так и увеличение плотности дислокаций.
Размер зерна d'7/2, мм'7/2
Рис. 38. Влияние размера зерна фер-
рита на предел текучести (/) и темпе-
ратуру перехода в хрупкое состояние
(2) в стали с 0,1 % углерода
Рис. 39. Эффект упрочнения в результате об-
разования твердого раствора в феррито-пер-
литных высокопрочных низколегированных
сталях, содержащих:
/—углерод и азот; 2 — кремний; 3—медь; 4—
марганец; 5 —молибден; 6 — никель и алю-
миний; 7 — хром; 8 — фосфор
В результате увеличения плотности дислокаций предел текучести, как
показано на рис. 41, возрастает примерно на 50 МПа. Температуру превраще-
ния нельзя понизить слишком сильно, иначе могут образоваться структуры
игольчатого бейнита, чрезвычайно вредно влияющие на вязкость. Поэтому
и содержание марганца, и скорость охлаждения лимитированы, и чем больше
скорость охлаждения, тем ниже должно быть содержание марганца. Взаимо-
действие дислокаций с атомами внедрения [17] может быть причиной допол-
нительного упрочнения, особенно если концентрация таких атомов увеличена
в результате ускоренного охлаждения. Все эти явления ведут к снижению
ударной вязкости.
Дисперсионное упрочнение. Явление дисперсионного твердения ведет к
значительному повышению прочности, но одновременно снижается ударная
вязкость.
В последнее время в результате использования ниобия, ванадия или ти-
тана удалось совместить дисперсионное твердение с измельчением зерна. Эф-
фективность влияния этих элементов зависит от их растворимости в аустени-
те — она определяет, какое количество может раствориться и, следователь-
но, выделиться затем в виде дисперсной фазы. Данные, характеризующие
растворимость, имеются, например, в [14]:
Г 12
1g ВД С + — N
14
— 6770
Т
+-2,26.
(IV.7)
При используемых количествах легирующих элементов, например
0,03%Nb или 0,10% V, после стандартных температур отпуска неизбежно
-
41
имеются нерастворимые частицы, которые вызывают измельчение зерна аусте-
нита и, следовательно, дают после превращения мелкозернистый феррит. Эти
частицы не оказывают упрочняющего влияния. В процессе превращения при
охлаждении V4C3 или Nb(CN) выделяются по границам феррит/аустенит
(межфазные выделения) [18, 19], вследствие чего образуются цепочки дис-
персных выделений, которые и обеспечивают упрочнение. Вследствие более
Рис. 40. Влияние алюминия (а) и азота (б) на тем-
пературу охрупчивания высокопрочных низколегиро-
ванных сталей с феррито-перлитной структурой
Рнс. 41. Влияние температу-
ры превращения на величи-
ну предела текучести, де-
монстрирующее дислокаци
онное упрочнение
высокой растворимости V4C3 по сравнению с NbC ванадиевые стали могут ста-
реть в процессе нормализации при стандартных температурах
(порядка 950° С), что невозможно в случае ниобиевых сталей, посколь-
ку растворимость NbC при 950° С слишком мала. Поэтому в ниобиевых ста-
лях в процессе нормализации происходит только измельчение зерна, в то
Рис. 42. Влияние скорости
охлаждения на упрочнение в
результате выпадения карбидов
в ниобиевых и ванадиевых ста-
лях:
1 — ниобиевая сталь, нагретая
до 1250° С; 2—ванадиевая сталь
после прокатки; 3 — ниобиевая
сталь, нагретая до 1100 °C
время как в ванадиевых — и измельчение зерна, и дисперсионное твердение.
В ниобиевых сталях дисперсионное твердение имеет место лишь
при нагреве до более высоких температур аустенитизации,
при которых растворимость NBC увеличивается, но при этом растворяются
(или укрупняются) и выделения, обеспечивающие измельчение зерна, так что
измельчения уже не достигают.
Таким образом, хотя и повышается прочность, свойства при ударном на-
гружении значительно ухудшаются. Поэтому в ниобиевых сталях дисперсион-
ное упрочнение имеет место после прокатки, и далее будет показано, каким
образом контролируемая прокатка мож.ет обеспечить мелкое зерно как в
аустенитной, так и получаемой после превращения ферритной структуре. Ско-
рость охлаждения влияет на интенсивность дисперсионного упрочнения в ре-
зультате изменения температуры превращения (рис. 42). Высокие скорости
охлаждения (все еще обеспечивающие феррито-перлитную структуру) могут
предотвратить выпадение вторичных фаз [20]. Это явление используют при
42
контролируемом охлаждении штрипса, где роль ниобия заключается в основ-
ном в предотвращении укруп’нения зерна при сварке. Скорости охлаждения
средней величины обеспечивают максимальное старение, в то время как низкие
скорости охлаждения приводят к чрезмерному старению, которое совместно
с укрупненным зерном, являющимся следствием высокой температуры превра-
щения, приводит к низким значениям прочности и плохим свойствам при удар-
ном нагружении. Если выделение дисперсных фаз было подавлено в процессе
охлаждения, его можно инициировать отпуском от ~650°С (рис. 43), что
обеспечит повышение прочности, но ухудшит свойства вязкости. Для стали,
T(20 + lgt)-70~3
Рис. 43. Влияние отпуска на выпа-
дение карбидов в ниобиевых (/)
и ванадиевых (2) сталях
Рис. 44. Влияние содержания ниобия
и размера частиц NbC на упрочнение
высокопрочных низколегированных
сталей
содержащей ~ 0,03 % Nb, максимальное повышение предела текучести за
счет выпадения NbC составляет ~ 120 МПа (рис. 44), причем степень диспер-
сионного упрочнения возрастает с повышением содержания ниобия и с умень-
шением размера частиц вторичной фазы [21].
Важен также состав стали с точки зрения соотношений Nb:C, Ti:C или
V:C. Растворимость вторичной фазы в наибольшей степени зависит от тем-
пературы в области стехиометрического состава [22], так что при этом
образуется максимальное количество выпадающей фазы. В большинстве кон*
струкционных сталей соотношения Nb:C, Ti:C или V:C значительно ниже
стехиометрических, поэтому увеличение добавки легирующего элемента бу-
дет способствовать упрочнению вследствие дисперсионного твердения. Это
объясняет также факт повышения предела текучести с повышением содержа-
ния ниобия. В сталях, обработанных титаном, при*стехиометрическом отноше-
нии Ti:C и 0,12% С наблюдали исключительное повышение прочности — на
300 МПа [14]. Подобные высокие значения прочности сравнительно недавно
были получены для сталей с очень низким содержанием углерода и стехио-
метрическими соотношениями Ti:C [23].
Принципы разработки ВПНЛС
Основными критериями при разработке являются: высокий предел текучести
и низкая температура хрупкого перехода. В связи с этим необходимы такие
легирующие элементы и характеристики микроструктуры, которые обеспечи-
ли бы минимальное повышение температуры охрупчивания на единицу воз-
растания предела текучести. Необходима хорошая свариваемость, которая
достигается при низких углеродных эквивалентах, минимальном понижении
температуры Л4Н и низком содержании легкоплавких примесей.
Необходимы также минимум неметаллических включений, чтобы предот-
вратить слоистое разрушение, хорошая деформируемость тонких прокатанных
профилей, из которых будут изготавливать элементы конструкций и низкая
себестоимость.
43
Таблица 1
Свойства при изменении на 1% (по массе) количества легирую- щего элемента к Свойства при изменении иа 1% (по массе) количества легирующего элемента
1 Легирующ1 элемент <T0t2 МПа <7В, МПа Т, °C Легирующ: элемент Од,2 - МПа ав, МПа о
с N Р Sn Si Си +4600 +4600 +670 + 140 +85 +39 +6800 +6800 +670 +85 +9 +700*1 +400 +150 +44 Мп Мо N1 Сг А1 +32 +Н 0 —30*з 0 +28 +45 +9 —28*? 0 0 +75*3
Т — критическая температура снижения ударной вязкости.
*' Зависимость нелинейна.
♦2 Отрицательное значение, вероятно, связано с удалением примесей внедрения.
*3 При условии нахождения в твердом растворе.
•
В табл. 1 приведены данные, характеризующие изменение предела теку-
чести и температуры охрупчивания при легировании в расчете на 1% (по
массе) легирующего элемента. Влияние различных параметров микрострукту-
ры и химического состава на изменение температуры охрупчивания на каж-
дые 15 МПа увеличения предела текучести приведено ниже:
Изменение критической
температуры снижения
ударной вязкости, °C, при
увеличении предела-теку-
чести на 15 МПа
Параметры микроструктуры и
состава
Перлит ... *
Дислокации . . . +6
Выделения . . . +4
Чистота границ . . . . . . —10
Фосфор . . . +53
Азот . . . +30
Олово ...................... +17
Углерод..................... +10
Кремний................... +8
Марганец.................. —5
Алюминий.............: . . —27**
♦ Предел текучести ие увеличивается; при 20% перлита крити-
ческая температура возрастает на 44° С.
** Большое отрицательное значение фактора обусловлено уда-
лением несвязанного азота из твердого раствора.
Задача состоит в том, чтобы изменение температуры хрупкого перехода
на единицу возрастания предела текучести имело наибольшее отрицатель-
ное значение. Влияние на это отношение различный параметров состава и мик-
роструктуры изображено на рис. 45, из которого следует, что предпочтитель-
ной является низкоуглеродистая высокомарганцовистая сталь с зерном, из-
мельченным присадкой алюминия. При этом дополнительный эффект от ис-
пользования алюминия заключается в том, что он, образуя нитриды, связыва-
ет азот (см. рис. 40). '
44
Нужно, однако, учитывать, что слишком высокое содержание марганца
приводит к такому понижению температуры превращения, при которой может
образоваться бейнит. Это в свою очередь может отрицательно сказаться как
на пределе текучести, в связи с возникновением внутренних напряжений, так
и на свойствах при ударном нагружении. Поэтому содержание марганца
обычно ограничено ~ 1,5%, причем чем выше содержание углерода и больше
скорость охлаждения, тем ниже должно быть содержание марганца. Стали,
где измельчения зерна достигают присадкой алюминия, являются успокоен-
ными, что с экономической точки зрения делает их менее привлекательными.
Рис. 45. Структурные факторы (п) и факторы состава (б), оказывающие влияние
на предел текучести и температуру охрупчивания (ТХП) в феррито-перлитных
сталях:
1 — 20 % перлита; 2 — дислокации; 3 — выделения; 4 — измельчение зерна; 5 — фос-
фор; 6— азот; 7 —олово; 8 — углерод; 9 — кремний; 10— марганец; //—алюми-
ний
Измельчение зерна может быть обеспечено также путем небольших недоро-
гих добавок ниобия. При этом соответственно повышается выход годного.
Хотя измельчения зерна можно достичь лишь в нормализованном состоянии,
положительной стороной использования ниобия является то, что он способен
вызвать дисперсионное упрочнение, которое более желательно, чем дислока-
ционное упрочнение или упрочнение в результате образования твердого раст-
вора. Однако это дисперсионное упрочнение в присутствии ниобия име.ет место
лишь в случае рбработки твердого раствора при высоких температурах и по-
этому может быть получено после прокатки при условии строгого контроля
температуры ее конца. Это приводит к измельчению зерна феррита и требуе-
мому дисперсионному твердению. Кроме того, в ванадиевых сталях как из-
мельчение зерна, так и дисперсионное упрочнение могут быть получены в
обычном состоянии после нормализации.
С одной стороны, обычно при разработке стали не применяют легирую-
щих элементов, обеспечивающих упрочнение твердого раствора, так как влия-
ние таких элементов на прочность мало, стоимость их высока, температура
охрупчивания в их присутствии повышается слишком резко. Кроме того, про-
каливаемость увеличивается настолько, что при ускоренном охлаждении или
в деталях небольших размеров вместо полигонального феррита может об-
разоваться бейнит или даже мартенсит. С другой стороны, в особых слу-
чаях можно допустить использование меди для повышения прочности путем
дисперсионного твердения [24] и повышения сопротивления коррозии [25], но
это может вызвать ухудшение качества поверхности и разрушение слитка.
Высокая свариваемость зависит от температуры М„ и твердости мартен-
сита. Слишком низкая температура Ms и высокая твердость мартенсита
приводят к появлению зоны теплового влияния или к растрескиванию шва.
45
Для характеристики влияния различных элементов часто используют эмпи-
рический показатель — углеродный эквивалент (УЭ), в случае превышения
которого сварка осложняется [26].
Углеродный эквивалент можно определить по соотношению
„ Mn , Ni + Си
УЭ =₽ С 4--+-------------;—
6 г 24 15
Сг + Мо
10
(IV.8)
Это выражение, по сути дела, — отражение эмпирически наблюдаемого
влияния указанных элементов на понижение температуры Мп. На основании
даных о понижении Мп [27] аналогичное выражение для углеродного экви-
валента можно записать:
УЭ — С
, Мп , Si , Ni + Cr
+ ЛГ + -4Г+ 28
Мо
22
(IV.9)
Относительная роль каждого элемента в обоих уравнениях очевидна, и
еще раз подтверждаются преимущества низкого содержания углерода й вы-
сокого содержания марганца.
Кроме того, углерод понижает общую пластичность и увеличивает степень
деформационного упрочнения. Вопрос о деформируемости будет подробнее
рассмотрен ниже. Другим важным фактором является содержание неметал-
лических включений, которое должно быть сведено к минимуму (в пределах,
допускаемых себестоимостью), поскольку включения понижают общую плас-
тичность. По возможности низким должно быть, в частности, содержание серы
не только для того, чтобы свести.к минимуму количество сульфидов, но и
чтобы предотвратить ликвационное растрескивание и слоистое разрушение
в процессе сварки.
Деформируемость ВПНЛС
Из плоской прокатанной полосы часто требуется изготовить элементы конст-
рукций путем холодной деформации [9, 28, 29]. Способность стали подвер-
гаться деформации различными методами зависит от напряжения течения при
заданной величине деформации, которое определяет величину деформирую-
щих усилий; степени деформационного упрочнения; максимальной равномер-
ной пластичности, предшествующей образованию шейки и пластической неста-
бильности; величины общей пластичности.
Многие из указанных параметров можно оценить с помощью данных —
истинная деформация, истинное напряжение при испытании на растяже-
ние [30].
В случае низкоуглеродистых феррито-перлитных структур, которые ти-
пичны для многих ВПНЛС, были получены следующие соотношения [12, 30]:
а) напряжение течения, МПа, при е=0,2
Of = 15,4 {16 + 29 [Мп] + 9 [Si] + 60 [Р] + 11 [Sn] + 244 [Nf] +
+ 0,27 [П] + 0,97d“1/2}; (IV. 10)
б) степень деформационного упрочнения, МПа, при е=0,2
= 15,4 {25 + 7,2 [Si] + 30 [Р] + 9,9 [Sn] + 89 [N;] + 0,09 [П] +
08 ’ *
+ l,0d-,/2}; • (IV. 11)
в) максимальная равномерная деформация
ем= 0,27 — 0,016 [П] — 0,015 [Мп] — 0,040 [Sn] — 0,040 [Si] — 1,1[N?]; (IV. 12)
г) общая пластичность
8Г= 1,3—0,020 [П] + 0,30 [Mn] + о,2 [Si] — 3,4 [S] — 4,4 [Р] +
+ 0,29[Sn]+ 0,015d“1/2. (IV. 13)
46
Из этих уравнений следует, что увеличение содержания углерода, т. е.
увеличение количества перлита, повышает напряжение течения и степень де-
формационного упрочнения, но понижает пластичность. Поэтому для улучше-
ния деформируемости углерод является нежелательным. Измельчение зерна
повышает напряжение течения и степень деформационного упрочнения до
примерно одинаковых численных значений. Поэтому размер зерна не оказы-
вает влияния на величину еи, но общую пластичность при разрушении ет
измельчение зерна улучшает.
Рис. 46. Влияние объемной доли и мор-
фологии частиц вторичной фазы иа ве-
личину суммарной деформации при
разрушении:
1 — пластинчатые сульфиды; 2 — вы-
тянутые сульфиды; 3 — пластинчатый
перлит; 4 — сфероидизированный пер-
лит; 5 — структура с островковым мар-
тенситом
Рнс. 47. Влияние микроструктуры и соста-
ва па величину давления прессования для
стали с 0,10 % С и 0,5 % Мп при степени
вытяжки 1,5:
1 — перлит; 130 МПа; 2—углерод, 6,0 МПа;
3— марганец, 4,5 МПа; 4 — дисперсионное
упрочнение, 1,3 МПа; 5 — размер зерна
феррита, 0,8 МПа; 6 — сфероидизирован-
ный перлит, —55 МПа
Элементы, способствующие упрочнению путем образования твердого раст-
вора, такие как кремний, олово и фосфор, вместе с азотом, растворяющимся
по принципу внедрения, повышают напряжение течения и степень деформаци-
онного упрочнения, однако они по разному влияют на параметры пластичности
вследствие сложного взаимодействия, касающегося напряжения течения, сте-
пени деформационного упрочнения и разрушающего напряжения. Общая
пластичность понижается частицами MnS. Подобный эффект наблюдают в
случае присутствия перлита, а также оксидных включений. Эти эффекты не
линейные, как можно было бы ожидать, судя по приведенным выше уравне-
ниям — уравнения описывают лишь ограниченный интервал концентраций се-
ры и фосфора. Снижение общей пластичности проходит скорее экспоненциаль-
но с увеличением объемной доли частиц вторичных фаз MnS (рис. 46).
Следовательно, для достижения хорошей деформируемости необходимо
обеспечить минимальное содержание углерода (т< е. карбидов) и объемной
дрли неметаллических включений. Существенными факторами являются так-
же низкое содержание серы и чистота стали. Ныли предложены способы
производства сталей с очень низким содержанием углерода, без сопутствую-
щего повышения количества оксидных включений [12, 30].
Например, для холодного прессования, чтобы достичь максимального
уровня прочности в сочетании с хорошей деформируемостью, необходимо для
заданного увеличения предела текучести малое увеличение давления [12].
В этом случае наилучшими методами упрочнения являются измельчение зер-
на и дисперсионное твердение. Углерода следует избегать, но при наличии
данного объемного содержания перлита лучшая деформируемость достигается
в результате сфероидизирующего отжига, который в низкоуглеродистых ста-
лях не должен существенно снизить предел текучести (рис. 47). Чистота ста-
ли, отсутствие включений также существенны, если нужна хорошая пластич-
47
кость и устойчивость против растрескивания. Это последнее обстоятельство
будет рассмотрено далее в разделе о контроле формы включений.
Методы производства ВПНЛС с повышенными свойствами
Нормализованные стали. Существенным фактором для повышения свойств
стали является измельчение зерна, в связи с чем в качестве легирующих до-
бавок могут быть использованы алюминий, ванадий, ниобий и титан. Алю-
миний и ванадий являются наиболее эффективными измельчителями зерна,
за ними следует ниобий и титан [14]. Выше уже были рассмотрены некоторые
Рис. 48. Сочетания предела текучести и
температурного порога хрупкости, получа-
емых для нормализованных сталей различ-
ного состава:
] — выпадение вторичных фаз; 2—измель-
чение зерна; 3 — добавки алюминия
Рис. 49. Влияние ниобия на рекристалли-
зацию аустенита после 50 %-ного обжатия:
1, 3 —начало рекристаллизации; 2 —про-
стая углеродистая сталь; 4, 6 — конец ре-
кристаллизации; 5 — ниобиевая сталь; 7 —
аустенит-1-феррит; 8— феррит
преимущества и недостатки этих измельчающих зерно добавок. Содержание
углерода должно быть по возможности низким (в пределах, указанных в
спецификации для обеспечения заданного отношения предела текучести к пре-
делу прочности). При пониженном содержании углерода нельзя достичь
столь заметного измельчения ферритного зерна, но это можно компенсиро-
вать повышенным содержанием марганца, который понижает температуру
превращения, а при пониженном содержании углерода в сталь можно ввести
больше марганца без риска,, что это приведет к образованию бейнитной ,
структуры. Необходимое содержание марганца понижается с повышением
скорости охлаждения и уменьшением толщины изделий, но повышается с
уменьшением содержания углерода и с понижением содержания других леги-
рующих элементов.
Чтобы получить дополнительное дисперсионное упрочнение, можно так-
же использовать медь, но это связано с некоторыми отрицательными момен-
тами.
Для измельчения зерна может применяться ванадий, но выпадение из-
мельчающих зерно частиц VN снижает количество ванадия, который должен -
выделиться в виде вторичной фазы V4C3. Комплексная добавка (AI+V-J-N)
обеспечивает измельчение зерна под влиянием A1N, удаляет азот, что сопро-
вождается дальнейшим повышением характеристик ударной вязкости и поз-
воляет большому количеству ванадия выделиться в виде вторичной фазы.
В некоторые стали вводят повышенное количество (V+N), с тем чтобы уве-
личить степень измельчения зерна и получить большее дисперсионное упроч-
нение [31, 32], вследствие чего получают отличные показатели прочности
вязкости. На рис. 48 в обобщенном виде изображено изменение свойств, ко-
торые удается получить в таких сталях.
Сталь в состоянии после прокатки и контролируемая прокатка. В сталях
после прокатки зерно более мелкое, чем в сталях, подвергнутых стандартной
48
нормализации, причем размер зерна будет уменьшаться с понижением темпе-
ратуры конца прокатки [33—35]. В ниобиевых сталях можно получить эф-
фект дисперсионного упрочнения при горячей'прокатке. Таким образом, не-
обходимо сочетание этого дисперсионного упрочнения с измельчением зерна.
При этом имеют значения два фактора: скорость рекристаллизации, которая
возрастает с повышением температуры и степени деформации, но может быть
снижена под влиянием растворенных атомов или вторичной фазы; скорость
роста зерна, которая увеличивается с повышением температуры, но ее могут
затормаживать выпадающие частицы вторичной фазы.
Температура конца
прокатки, °C
Рнс. 50. Влияние температуры при кон-
тролируемой прокатке на температур-
ный порог хрупкости простых углеро-
дистых сталей:
/ — 1,5 % Мп; 2 - 0,5 % Мп
Рис. 51. Снижение упрочняющего действия
ниобия вследствие выпадения NbC в
аустените в ходе контролируемой про-
катки: '
/ — упрочнение при легировании ниобием;
2 — без отпуска; 3 — отпуск 15 мин
В простых углеродистых сталях рекристаллизация проходит практически
немедленно при температурах прокатки >800° С, но существенно замедляет-
ся при температурах <800° С, при которых полной рекристаллизации часто
предшествует образование феррита [34, 35]. Добавки алюминия, ванадия и
титана несколько задерживают рекристаллизацию, а частицы вторичной фазы
сильно препятствуют росту зерна после рекристаллизации. Ниобий значи-
тельно задерживает рекристаллизацию, а частицы Nb(CN) препятствуют
росту зерна [34, 35] (рис. 49). Возможными причинами того, что ниобий эф-
фективно задерживает рекристаллизацию, являются растворенные в матрице
атомы [36] и выпадение NbC по субграницам [37], препятствующее их мигра-
ции в процессе рекристаллизации. Кроме того, во время прокатки имеет место
выпадение NbC, инициируемое напряжением. Такое выпадение не приводит к
дисперсионному упрочнению, но снижает степень дисперсионного упрочнения,
которое происходит впоследствии.
Чтобы зерно феррита получилось очень мелким, важно до превращения
иметь очень мелкое аустенитное зерно. Для обеспечения максимально низкой
температуры превращения в пределах феррито-перлитной области существен-
ны также правильный состав и скорость охлаждения. Слишком большая ско-
рость охлаждения или слишком высокая «прокаливаемость» приводят к об-
разованию бейнита, что усугубляется наличием любого количества крупных
перекристаллизованных зерен аустенита, которые могут быть в конце про-
катки. Такие крупные перекристаллизовавшиеся зерна в случае медленного
охлаждения сталей или в сталях с низкой «прокаливаемостью» приводят к
повышению температур превращения, укрупнению ферритных зерен, снижению
”>едела текучести и ухудшению вязкости.
Следовательно, при контролируемой прокатке сталей важно правильно
определить степень деформации и нижнюю температуру конца прокатки, с
тем чтобы обеспечить формирование мелкого рекристаллизованного аусте-
нитного зерна. Ниобий, задерживая рекристаллизацию, может привести к об-
разованию крупных перекристаллизованных зерен аустенита, с соответствую-
4—786
49
щими отрицательными последствиями. Однако при условии, что температура
конца прокатки низкая, а степени деформации большие, образующийся фер-
рит будет мелкозернистым, даже если аустенит не рекристаллизовался. Это
является следствием образования очень узких вытянутых зерен аустенита,
гак что феррит, зародыши которого возникли по границам зерен, остается
мелким в результате ограничивающего влияния последнего. Зародыши ферри-
та могут также образовываться в микрообъемах с субструктурой деформации
в аустените, а также на любых частицах второй фазы [38]. Если'деформация
незначительна, аустенитные зерна не получаются тонкими, и следствием яв-
ляется либо крупнозернистый феррит, либо бейнит, которые отрицательно
сказываются на свойствах металла.
Таким образом, большие деформации и низкие температуры конца про-
катки являются существенными условиями обработки. Однако слишком низ-
кие температуры конца прокатки приводят к образованию феррита в ходе
прокатки к его последующей деформации, к возврату или рекристаллизации,
которые проходят не полностью. Все это сильно ухудшает характеристики
ударной вязкости (рис. 50).
В промышленной практике при прокатке обычных марганцовистых ста-
лей низкие температуры конца прокатки (~850°С) можно достичь после од-
ной или более выдержек в цикле прокатки, особенно в случае крупных про-
филей. Это однако может привести к рекристаллизации и укрупнению зерен,
которые в ходе последующей прокатки могут деформироваться недостаточно
для рекристаллизации с получением мелких аустенитных зерен. Следователь-
но, для получения мелких рекристаллизованных зерен аустенита необходима
соответствующая степень деформации после выдержки при температу-
ре < 950° С.
Вследствие задержки рекристаллизации в ниобиевых сталях для дости-
жения требуемых низких температур конца прокатки также возможно при-
менение прерванной прокатки при условии, что перекристаллизованные зерна
после прокатки получатся достаточно тонкими, т. е. они получат достаточ-
ную степень деформации после перерыва в прокатке. Если при прокатке нио-
биевых сталей сделать перерыв при слишком высокой температуре, то в ре-
зультате рекристаллизации может образоваться крупнозернистый аустенит,
а если после перерыва не обеспечить достаточной степени деформации, то
ухудшатся свойства.
Низкой температуры конца прокатки можно также достичь, применяя
более толстую заготовку, так чтобы для получения готового профиля расхо-
довалось больше времени и, следовательно, осуществлялось более значитель-
ное охлаждение [39]. Низкая температура нагрева перед прокаткой также
может обеспечить пониженную температуру чистовой прокатки; в этом слу-
чае может снизиться и степень дисперсионного упрочнения, так как умень-
шится количество растворенного NbC, который впоследствии обеспечит выпа-
дение вторичной фазы. Все эти методы имеют свои недостатки, среди которых
не последним является увеличение продолжительности прокатки, связанное
с перерывами или с использованием для прокатки более толстой заготовки.
Таким образом, общая задача контролируемой прокатки, особенно нио-
биевой стали, — получить структуру мелкозернистого феррита при обеспече-
нии достаточной степени действия механизма дисперсионного упрочнения под
влиянием NbC в экономически, выгодных спокойных или полуспокойных ста-
лях. Ниобий в твердом растворе и выделившаяся под напряжением вторич-
ная фаза NbC замедляют рекристаллизацию, а выделения под напряжением
NbC задерживают рост зерна аустенита. Такие выделения NbC не оказывают
упрочняющего действия и таким образом снижают величину потенциально
врзможного дисперсионного упрочнения (рис. 51)-. Но все же необходимая
степень дисперсионного упрочнения под влиянием выделений NbC достигается.
На рис. 52 в суммированном виде представлены свойства, которые могут
быть получены в результате контролируемой прокатки сталей.
Регулируемое охлаждение. Скорость охлаждения имеет большое значение,
даже для феррито-перлитной структуры, поскольку она оказывает влияние
на температуры превращения, а через них —на размер зерен феррита. Раз-
50
работка эффективных систем водяного охлаждения на отводящих рольгангах
прокатных станов обеспечила возможность производства полосы толщиной
до 10 мм с очень мелкозернистой структурой И. пределом текучестй до
425 МПа [9, 29, 39]. Чтобы предотвратить образование бейнита или других
игольчатых продуктов превращения в результате ускоренного охлаждения,
зерно аустенита после прокатки должно быть очень мелким. Поэтому наилуч-
ших результатов можно достичь в случае сталей с измельченным зерном,
подвергнув их контролируемой прокатке и затем ускоренному охлаждению.
Ограничения применения технологии ускоренного охлаждения связаны
преимущественно с температурой смотки полосы, которая не должна быть
Предел текучести, МПа
Рис. 52. Сочетания предела текучести и температуры хрупкого перехода, получаемые дл»
сталей различных составов (<т) н типоразмеров (б) после контролируемой прокатки:
/ — измельчение зерна; 2 — выпадение вторичных фаз; 3—0,05% С, 1,5 % Мп; 4 —
0,17% С; 5 — 0,5% Мп; 5-1% Мп; 7—1,5% Мп; 8 — 0,05 % С, 1,5 % Мп, Nb;
9 — 0,17 % Nb; 10 — 37 мм; 11 — 25 мм; 12 — 18 мм; 13 — 12 мм; 14 — <12 мм
настолько высокой, чтобы допускать рост зерен феррита (ниобий препятству-
ет росту зерен) и чтобы могло возникать перестаривание любой вторичной
фазы (вызывающей упрочнение) ’ [40] (NbC в меньшей степени подвержен
перестариванию, чем V4C3). Но температура не должна быть настолько низ-
кой, чтобы в результате ускоренного охлаждения образовывался бейнит.
Как уже отмечалось, скорость охлаждения регулирует интенсивность
дисперсионного упрочнения. Ускоренное охлаждение может также способство-
вать в небольшой степени дислокационному упрочнению. Если выделение
вторичной фазы подавляется высокой скоростью охлаждения, упрочнение
практически полностью связано с измельчением зерен феррита, что обеспечи-
вает наилучшее сочетание прочности и вязкости. Впоследствии в процессе
отпуска может произойти некоторое старение.
Контролируемое охлаждение можно . применять также для улучшения
свойств крупносортного профиля путем дальнейшего измельчения зерен фер-
рита; при этом, чтобы понизить температуру превращения, ирпользуют ох-
лаждение мелким разбрызгиванием воды или обдувание воздухом. Следует
принимать меры предосторожности против образования на поверхности мар-
тенсита или бейнита.
Метод регулируемого охлаждения в настоящее время широко применяют
на полосовых станах для производства высокопрочной горячекатаной полосы,
обладающей хорошей вязкостью и деформируемостью [29, 41].
2. Влияние формы включений
Для ВПНЛС проблемой является недостаточная пластичность, которая-
приводит к растрескиванию в процессе гибки, слоистому разрушению или
низкой пластичности по толщине в толстых листах после сварки, низкой удар-
4*
51
ной вязкости по толщине в толстом листе'[10, 42]/ Уже было показано, что
пластичность экспоненциально убывает с увеличением объемной доли частиц
второй фазы, особенно неметаллических включений. Если в ходе горячей про-
катки включения, особенно сульфиды (MnS), вытягиваются, образуя стро-
чечные или ленточные включения, то это оказывает наиболее отрицательное
воздействие. Оно особенно ярко выражено в случае очень пластичных вклю-
чений и, кроме MnS, его можно наблюдать и при оксидах. Когда включения
расположены локальными сегрегациями, как в случае включений типа MnS, то
вытянутые пластинчатые скопления очень заметно ухудшают пластичность и
вязкость в поперечном направлении или по толщине [43].
Рис. 53. Влияние количества сульфи-
дов на величину общей деформации
продольных (/) и поперечных (2) об-
разцов
Рис. 54. Влияние количества сульфидов
на работу удара по Шарли продоль-
ных (/) и поперечных (2) образцов
В настоящее время эту проблему решают путем использования модифи-
цирования как сульфидов, так и оксидов путем добавок кальция [44], цирко-
ния [29, 42] или церия [42, 45]. Это модифицирование, наиболее эффективное
в случае сульфидов, осуществляется применением добавок, понижающих
пластичность включений, в результате чего они приобретают сферическую
(глобулярную) форму, а не форму вытянутых цепочек или пластинчатых
скоплений. При этом в результате отсутствия в материале плоскости легкого
разрушения значительно улучшается пластичность в поперечном направлении
или по толщине.
Влияние на пластичность. Под воздействием напряжений вокруг сульфи-
дов (и других включений) начинают образовываться пустоты, которые рас-
тут, сливаются и приводят впоследствии к вязкому разрушению. Другие вклю-
чения, или даже карбиды, могут растрескиваться и таким образом приводить
к образованию пустот. Поскольку глобулярные включения в меньшей сте-
пени являются концентраторами напряжений в поперечном направлении, чем
пластинчатые включения, в первом случае рост пустот происходит значитель-
но медленнее. Поэтому общая пластичность при данном объемном содержании
например, сульфидов оказывается значительно выше в направлении, парал-
лельном цепочкам сульфидов, чем в поперечном (рис. 53).
Регулирование формы включений осуществляют путем использования
кальция, в присутствии которого сфероидизируются как оксиды, так и-суль-
фиды. Под влиянием высокого давления паров этого элемента, низкой раст-
воримости и высокой химической активности его в ходе выплавки стали труд-
но управлять его воздействием [46, 47]. Можно использовать цирконий, кото-
рый следует добавлять в минимальных количествах [6(%N) + °/oS] [42], по-
скольку он вступает в соединения и с азотом, и с серой. Цирконий может
растворяться в MnS и понижать его пластичность, но чаще он замещает MnS
практически недеформируемым сульфидом циркония. Цирконий нельзя при-
менять для модифицирования сульфидов в сталях, свойства которых обеспе-
чиваются высокими содержаниями азота, — в этих случаях применяют до-
52
бавки церия. Однако его можно вводить в стали, обработанные ниобием
[12, 29]. Церий очень дорогой. Минимальное отношение Се: S должно со-
ставлять 1,5, чтобы обеспечить полную модификацию сульфидов [29]. Его
восстановительная способность неустойчива.
Если церий и цирконий используют главным образом для изменения фор-
мы сульфидов, то кальций чаще применяют для изменения формы оксидов
[44]. Основное назначение этих добавок — повысить пластичность в попереч-
ном направлении или по толщине до значений, сравнимых с теми, которые
наблюдают в продольном направлении.
Влияние на вязкость
Неметаллические включения существенно понижают величину пороговой
энергии выше температуры перехода при испытаниях ударной вязкости по
Шарпи (рис. 54), что особенно ярко выражено в поперечном направлении или
по толщине листа. Было показано, что регулирование формы включений поч-
ти вдвое повышает пороговую энергию при
испытании на удар образцов, вырезанных
в поперечном направлении, и отношение
пороговых энергий, полученных на образ-
цах, вырезанных в продольном и попереч-
ном направлениях [29, 41]. Имеются дока-
зательства, что это отношение тем ближе к
единице, чем больше добавляют циркония
или церия.
Влияние неметаллических включений
на температуру хрупкого перехода выраже-
но не так ярко. Появлялись разные сообще-
ния об их влиянии [43, 48, 49], но посколь-
ку растрескивающиеся карбиды способны
инициировать хрупкое разрушение и повы-
шать температуру хрупкости [50—52], есть
основания предполагать, что включения
могут растрескиваться и приводить к ана-
логичным результатам. Для сульфидов по-
лучено экспериментальное подтверждение того, что и в продольном, и в попе-
речном направлениях увеличение объемной доли MnS сначала повышает
температуру хрупкого перехода, а затем при более высоких объемных содер-
жаниях MnS понижает ее [12] (рис. 55). Это может быть связано с тем, что
вначале происходит увеличение количества мест зарождения трещин, а затем
по мере возрастания объемной доли MnS наступает увеличение количества
сульфидных цепочек, которые препятствуют развитию трещин или разделяют
их. Эффект особенно ярко проявляется при испытаниях.продольных образцов,
когда развивающаяся трещина должна пройти.через многочисленные волок-
на включений. Последние результаты [53] указывают, что регулирование фор-
мы включений цирконием, устраняющее эти волокна включений, способно
повысить температуру хрупкого перехода на ~50°С, потому что сводит к
минимуму факторы, тормозящие развитие трещин.
Имеется также свидетельство того, что при содержании циркония, значи-
тельно превышающем [6(%N) + °/oS], избыточный цирконий образует соедине-
ния ZrC и Zr4C2S5, которые охрупчивают сталь и понижают пороговую энер-
гию. Хотя тщательно осуществленное регулирование формы включений благо-
приятно для пороговой энергии, сомнительно, чтобы оно оказывало положи-
тельное воздействие на температуру хрупкого перехода.
g +40
4
I
Is--®
-40
-60
О . 0,2 0,4 0.6
Содержание серы, %
Рис. 55. Влияние содержания серы
(объемной доли сульфидов) на из-
менение температуры перехода в
хрупкое состояние прн йродольном
(/) и поперечном (2) расположе-
нии частиц
3. Закаленные и отпущенные стали
Путем быстрой закалки в низкоуглеродистых, высокомарганцовистых, про-
стых углеродистых сталях можно получить структуру игольчатого феррита,
которая после отпуска обеспечивает повышенные свойства [54]. Эти стр.укту-
53
ры не следует смешивать со структурами отпущенного высокоуглеродистого
мартенсита.
К рассматриваемым структурам применим метод измельчения зерна пу-
тем введения обычных легирующих добавок или в результате использования
контролируемой прокатки в сочетании с дисперсионным упрочнением под вли-
янием ниобия или ванадия. Закалка часто препятствует выпадению вторичной
фазы, но она будет происходить, если затем применить отпуск. .Наилучшее
сочетание прочности и вязкости получается при закалке от температуры конт-
ролируемой прокатки. Чем ниже температура конца прокатки, тем выше бу-
дут свойства вследствие измельчения зерна первичного аустенита, из кото-
рого образуется очень мелкое зерно игольчатого феррита, а также в резуль-
тате того, что дефекты структуры как следствие деформации не испытывают
полного отжига. Такая структура играет важную роль в повышении проч-
ности, когда чистовая прокатка осуществляется при температурах, при’ ко-
торых в очень низкоуглеродистых стадях происходит превращение аустенит —
феррит. Однако вязкие свойства при этом могут ухудшиться [35].
Содержание углерода в таких сталях можно значительно снизить, не
ухудшив прочности, поскольку для игольчатого феррита характерна высокая
прочность, проистекающая из его мелкозернистой структуры и высокой плот-
ности дислокаций, в сочетании с хорошей ударной вязкостью. В некоторых
недавно разработанных сталях содержание углерода доведено до 0,04%. При
этом содержание марганца высокое, и это дает возможность повысить про-
каливаемость, вследствие чего игольчатый феррит образуется даже при воз-
душном охлаждении после контролируемой прокатки.
Игольчатый феррит отличается от мартенсита, прочность которого свя-
зана преимущественно с углеродом в твердом растворе. Свойства игольчатого
феррита являются следствием очень мелкого ферритного зерна и высокой
концентрации подвижных дислокаций, что обусловливает хорошие вязкость и
пластичность. По прочности он в довольно значительной мере уступает мар-
тенситу. Игольчатый феррит, по сути дела, можно считать подобным очень
низкоуглеродистому бейниту, как будет показано ниже. Выпадение после от-
пуска дисперсной фазы, например NbC, упрочняет низкоуглеродистый иголь-
чатый феррит, но понижает его вязкость; в мартенсите выпадение углерода
из твердого раствора, происходящее в результате отпуска, понижает проч-
ность, но обычно ведет к увеличению вязкости. Таким образом, при создании
таких сталей, не следует руководствоваться соображениями, подобными тем,
которые приняты в случае стандартных низколегированных сталей, подвер-
гаемых закалке и отпуску.
Оптимальные свойства сталей такого типа после контролируемой про-
катки, закалки и отпуска при ~600°С, достигают 850 МПа. В сталях неиз-
бежно присутствуют ниобий или ванадий, которые необходимы не только для
обеспечения мелкозернистого первичного аустенита, столь важного для по-
лучения* мелкозернистого игольчатого феррита, но и для того, чтобы в про-
цессе отпуска произошло дисперсионное упрочнение. Отсюда видна необхо-
димость в сравнительно высоких температурах отпуска, которые обеспечивали
бы выпадение NbC или V4C3. Хотя предел текучести значительно выше того,
который можно получить при феррито-перлитной структуре, прн его увеличе-
нии от 550 до 825 МПа температура хрупкого перехода повышается от
~(—100° С) до температуры выше комнатной. Таким образом, возможная
прочность ограничивается требованиями, предъявляемыми к вязкости. При
более низкой прочности комбинация свойств довольно сходна с’той, которая
имеется в наиболее высокопрочных феррито-перлитных сталях. *
Основные недостатки таких сталей, по-видимому, являются недостатками
экономическими, поскольку требуется дорогостоящее оборудование для за-
калки такой продукции, как толстый лист; для них необходим отпуск; коли-
чество легирующих элементов обычно выше, чем для феррито-перлитных ста-
лей, что связано с необходимостью обеспечения требуемой прокаливаемости,
особенно в связи с более низким, как правило, содержанием углерода. По-
этому материал может быть более дорогим.
54
Попыткой преодолеть ряд экономических трудностей, связанных с закал-
кой, явилась разработка сталей такого состава, при котором структура иголь-
чатого феррита образуется в процессе воздушного охлаждения после контро-
лируемой прокатки. Такие стали, содержащие ~0,04% С, требуют даже боль-»
того количества легирующих добавок, чтобы обеспечить «прокаливаемость»,
необходимую для деталей большей толщины. Типичными сталями являются
стали, содержащие: 0,04% С, 1,7% Мп, 0,25% Мо, 0,25% Си, 0,21% N1,
0,06% Nb [41, 55, 56] и 0,03% С, 2,5—3,4% Мп, 0,05—0,10% Nb.
. Структура и свойства таких сталей очень близки. По существу они яв-
ляются развитием структуры и свойств бейиитных сталей, которые будут рас-
сматриваться далее [57], но содержание углерода в них значительно ниже.
Глава V
Среднеуглеродистые феррито-перлитные стали
Введение
Стали, которые имеют в основном перлитную структуру, широко использу-
ют для изготовления рельсов, колес, колесных бандажей, осей и других де-
талей, применяемых в железнодорожном строительстве, сверл, арматуры и за-
готовок для последующего волочения с целью получения высокопрочной про-
волоки. Увеличение содержания перлита является полезным для повышения
прочности при растяжении и определяет сопротивление износу, но вредно вли-
яет на ударную вязкость и общую пластичность. От этих сталей традицион-
но не требуют высокой ударной вязкости, но ряд аварий, происшедших’не-
давно, подтвердил необходимость повышения их ударной вязкости [1]. Это мо-
жет быть достигнуто снижением содержания углерода, что в свою очередь
приводит к увеличению объемной доли феррита в структуре и в результате—
к потере прочности и снижению сопротивления износу. Систематическое ис-
следование факторов, влияющих на прочность и пластичность, привело к
более полному пониманию процессов, управляя которыми можно оптимизи-
ровать комплекс механических свойств.
1. Связь между структурой и свойствами
Количественная связь между структурой и механическими свойствами, ко-
торая уже известна для феррито-перлитной структуры, определена для ста-
лей, содержащих <25% С. Недавно было показано [2], что полученные со-
отношения могут быть приложимы и к сталям, обладающим полностью пер-
литной структурой. По мере роста содержания перлитной составляющей она
начинает играть основную роль в изменении прочности и пластичности. Что-
бы понять, почему предел текучести и временное сопротивление при растяже-
нии нелинейно зависят от объемной доли перлита в структуре металла, не-
обходим более сложный анализ [2,3] и, кроме того, следует ввести допол-
нительные параметры, характеризующие межпластинчатые расстояния в пер-
лите, толщину пластин цементита и величину перлитных колоний.
Временное сопротивление и предел текучести при растяжении
Для сталей, содержащих различные количества перлита вплоть до эвтекто-
идного состава, можно использовать ряд соотношений.
Предел текучести
<т = 15,4 (^/3{2,3 + 3,8[Мп] + 1,13йГ1/2} + (1 — /«/3) (11,6 +
+ 0,25 [S0]-1/2| + 4,1 [Si] + 27,6 /[Nf). (V. 1)
55
Временное сопротивление
0=15,4 (^3{16+74,2/iNT4-l,18d-1/2) + (1-J*/3) {46,7 +
+ 0,33 [So]-1/2}+ 6,3 [Si]). (V.2)
Здесь fa — объемная доля феррита; d — размер зерна (средняя случай-
ная хорда) феррита; So — межпластинчатое расстояние в перлите, мм.
Функции fj/3 и {1— характеризуют содержание ф.еррита и перлита,
показатель степени 7з обусловлен нелинейной зависимостью пределов проч-
ности и текучести от содержания перлита. При низком содержании перлита
Рис. 56. Влияние объемной доли пер-
лита на вклад различных факторов,
способствующих* повышению предела
текучести сталей:
1 — перлит; 2 — величина ферритного
зерна; 3—содержание марганца; 4—
содержание кремния и азота
Рис. 57. Влияние содержания углерода
(объемной доли перлита) на макси-
мальное однородное удлинение еи по-
сле нормализации (/) или термической
обработки, направленной на сфероиди-
зацию карбидов в перлите (2)
последний не влияет сколько-нибудь существенно на прочность, как это сле-
дует из анализа соответствующего уравнения, ранее приведенного для ха-
рактеристики низкоуглеродистых сталей. Однако, когда объемная доля пер-
лита увеличивается до 100%, его влияние на прочность становится опреде-
ляющим.
Предел текучести зависит от величины ферритного зерна, кото’рое, одна-
ко, тем меньше влияет на повышение прочности, чем больше содержание пер-
лита. При достижении эвтектоидного состава влияние перлита на прочность
становится сильным, а межпластинчатого расстояния в перлите — очевидным.
При более подробном анализе, необходимом для описания факторов, влия-
ющих на предел текучести, оказывается, что однотипные коэффициенты в
уравнении регрессии близки к тем, которые приведены в соответствующем
уравнении для низкоуглеродистых сталей. С помощью уравнения (V.1) мож-
но определить вклад различных механизмов упрочнения, соотношения меж-
ду которыми меняются по мере увеличения объемной доли перлита (рис. 56).
При этом следует учитывать, что при построении этой диаграммы было
принято, что межпластинчатое расстояние в перлите сохранялось постоянным.
Анализ уравнения, описывающего связь структуры с временным сопротивле-
нием при растяжении, дает те же результаты, что и соответствующий анализ
уравнения для предела текучести.
Приведенная взаимозависимость структуры и свойств была найдена
справедливой для сталей, нормализованных от 1100° С. Одновременно было
показано, что она справедлива безотносительно от того, была ли сталь обра-
ботана измельчающими зерно добавками (алюминием, ниобием или титаном)
56
или нет. Это оказалось возможным по той причине, что растворимость NbC
или TiC в этих высокоуглеродистых сталях настолько мала, что титан или
ниобий почти не растворяется в аустените или растворяется очень мало, и в
результате их карбиды при распаде аустенита не образуются. Например, 'в
аустените с 0,45% С при 1250° С растворяется <0,01% Nb. Исключение со-
ставляют стали, в которых зерно измельчено ванадием вследствие повышен-
ной растворимости карбида V4C3. Однако прирост прочности в результате
сформировавшихся выделений составлял ~ 30—50 МПа, т. е. лишь половину
той величины, которую получают на низкоуглеродистых сталях. Это обуслов-
лено тем, что высокое содержание углерода снижает растворимость V4C3 и
обусловливает измельчение зерна при высокой температуре под действием
VN, а впоследствии приводит к образованию V4C при перестаривании. Ин-
тересно отметить, что марганец влияет на предел текучести только путем
упрочнения феррита, в то время как азот и кремний упрочняют твердый ра-
створ и в феррите, и в перлите. Находясь в твердом растворе, марганец не
влияет на предел прочности, в то время как влияние азота ограничено нали-
чием феррита в структуре.
Деформационное упрочнение и пластичность
Увеличение объемной доли перлита заметно снижает максимальную равно-
мерную деформацию (рис. 57) и общее удлинение при разрушении (рис. 58)
[3, 4]. Кроме того, повышение содержания перлита увеличивает напряжение
Объемная доля карбидов, %
Рис. 58. Влияние содержания углерода (объ-
емной доли перлита) на общую деформацию
при разрушении (е^,) после нормализации (/)
или термической обработки, направленной на
сфероидизацию карбидов в перлите (2)
||| 2100-
i-i |. 1800-
£ 1500
1200-
0 20 W 60 80 100
Объемная доля ,
перлита, %
Влияние объемной доли
перлита на коэффициент деформа-
ционного упрочнения
течения при заданной деформации и тем самым увеличивает коэффициент
упрочнения [4—6] (рис. 59).
Типичные уравнения приведены ниже.
Напряжение течения для е=0,2%
ст/е=0,2 = 15>4 {16 4- 0,27 [П] -4-2,9 [Мп] -4- 9,0 [Si] + 60 [PJ+ 11 [Sn] 4-
4- 224 [N;] 4- 0,97сГ1/2}. (V.3)
Коэффициент упрочнения при 8=0,2%
d<j/dee=0|2 = 15,4 {25 4- 6,09 [П] 4- 2,7 [Si] 4- 30 [Р] 4-9,9 [Sn] +
+ 89[N/] 4- 1,0сГ1/2}- . (V.4)
Здесь П — содержание перлита. Кроме того, принято, что межпластинча-
тое расстояние в перлите сохраняется постоянным. Было показано, что сни-
жение межпластинчатого расстояния в перлите заметно повышает коэффи-
циент упрочнения [7, 8] и тем самым увеличивает напряжение течения. Было
57
также показано, что зависимость лучше всего передает линейная функция
коэффициента упрочнения от меж пластинчатого расстояния в перлите [7]
и для эвтектоидной стали эта зависимость определяется как:
<fc/<fee=0,i5 = 1560—90.10-3 So, (V.5)
о
где So — величина межпластинчатого расстояния, А.
Влияние межпластинчатого расстояния на коэффициент упрочнения и на-
пряжения течения скомпенсировано, и в результате оно не влияет на вели-
чину максимальной равномерной деформации eu. Однако очень малое меж-
пластинчатое расстояние предпочтительно для уровня общей пластичности,
поскольку карбидные пластины также становятся тонкими и могут изгибать-
ся или деформироваться, в то время как толстые карбидные пластины раз-
рушаются хрупко [6] и инициируют вязкое (или хрупкое) разрушение
[3, 4, 9, 10]. В этом и заключается причина того, что дисперсный перлит, ко-
торый образуется в процессе патентирования прутков, способен выдерживать
большую деформацию во время волочения проволоки, чем мягкая структура
отжига, в которой пластины карбидов грубые [11]. Таким образом, для пер-
лита с малым межпластинчатым расстоянием характерно значительное общее
удлинение в результате торможения процессов разрушения и кавитации при
приближении к моменту вязкого разрушения.
Ранее уже было показано, что общая пластичность при разрушении об-
разца (ет) снижается с повышением содержания карбидов, т. е. перлита.
Кроме того, измельчение зерна феррита в микроструктуре будет благоприят-
но влиять на пластичность, и эти две особенности структуры могут действо-
вать в противоположных направлениях, а в итоге сверхмелкозернистая высо-
коуглеродистая сталь может иметь такое же удлинение к моменту разруше-
ния образца, как и грубозернистая низкоуглеродистая сталь.
Общая пластичность полностью перлитной стали может быть существен-
но улучшена путем термической обработки, направленной на сферондизацщо
карбидов (см. рис. 57 и 58). Такая термообработка вызывает снижение на-
пряжения течения в результате увеличения среднего расстояния между кар-
бидными частицами вследствие их сфероидизации. Таким образом, сферо-
идизация благоприятно сказывается не только на величине максимальной
равномерной деформации, но и повышает общее удлинение. Таким образом,
в случае сфероидизации карбидов действует чисто механический эффект, так
как растрескивание как пластинчатых, так и сфероидизированных карбидов
определяется уровнем действующих напряжений. Следовательно, становится
возможным повышение общего удлинения к началу процесса вязкого разру-
шения. При этом напряжения, необходимые для разрушения пластинчатого
перлита, ниже напряжений, требуемых для разрушения сфероидизированного
перлита.' В результате создаются более высокие напряжения течения в ста-
лях со структурой пластинчатого перлита. После разрушения первой пластин-
ки карбида напряжения передаются следующей по порядку пластинке, и та-
ким образом возникает ряд зародышей хрупких трещин. Затем эти зародыши
объединяются и острие 'трещины быстро проходит через перлитную колонию,
концентрируя напряжения в вершине. Эти трещины быстро растут, и образец
разрушается при пониженном общем удлинении в отличие от случая сферо-
идизированного перлита.
Ударная вязкость
Температура, при которой ударная вязкость образцов средне- и вусокоугле-
родистых феррито-перлитных сталей составляет 27 Дж/см2, определяется
согласно уравнению:
1 = fa [- 46 — 11,5d“1/2] + (1 - /а) [- 335 + 5,6S5"1/2 -
— 13,3p_]/2 +3,48-106 /1 + 48,7 [Si]+ 762./руд , (V.6)
58
где значения приняты те же, что и в уравнении (V.5); р —величина перлит-
ной колонии, мм; t — толщина цементитной пластинки в перлите, мм; N/.—
концентрация азота в твердом растворе.
В этом случае также несомненна близость коэффициентов регрессии со-
ответствующим коэффициентам уравнения, характеризующего поведение ма-
лоуглеродистых сталей. И здесь очевидно вредное влияние упрочнения твер-
дого раствора. Только измельчение зерна оказывает благоприятное^ воздейст-
вие на вязкость, так же как и снижение размера перлитных колоний, границы
которых препятствуют распространению трещины.
Рис. 60. Влияние содержания углерода (объ-
емной доли перлита) на температуру вязко-
хрупкого перехода и ударную вязкость по
Шарпи нормализованной стали, % С:
/—0,11; 2 — 0,20; 3-0,31; 4-0,41; 5-0,49;
6-0,60; 7-0,69; 3-0,8
Рис. 61. Соотношение величины
межпластннчатого расстояния и
толщины цементитных пластин в
перлите сталей, содержащих:
1 - 0,8 % С; 2 - 0,6 % С
Уравнение (V.6) четко показывает, что температура перехода из вязкого
в- хрупкое состояние повышается с увеличением • объемной доли перлита
[5,12]. Это явление иллюстрирует рис. 60, и в этом случае следовало бы от-
метить, что работа разрушения по Шарпи также заметно снижается при
увеличении объемной доли перлита. Зависимость между этой ударной вяз-
костью и объемной долей перлита экспоненциальна и очень похожа на зави-
симость общего удлинения 8т от объемной доли перлита. Поэтому неудиви-
тельно, что взаимосвязь между логарифмом ударной вязкости по Шарпи и
общим удлинением при разрушении, определенным при испытаниях на растя-
жение, оказывается линейной [3]. Таким образом, для заданного уровня со-
держания неметаллических включений истинное удлинение при разрушении
должно быть хорошим индикатором величины ударной вязкости по Шарпи.
Морфология перлита влияет сложным образом. Так, если снижение
межпластинчатого расстояния ухудшает ударные свойства стали, то одно-
временное с ним утоньчение пластин цементита, напротив, полезно (рис. 61).
Таким образом, существует равновесие между снижением межпластинчатого
расстояния, ухудшающего ударную вязкость, вероятно, в результате сопут-
ствующего повышения прочности, и одновременным снижением толщины
пластин цементита, которое, напротив, увеличивает сопротивление ударному
нагружению, поскольку утоньченные карбидные пластинки скорее изгибают-
ся в результате деформации, чем ломаются, и не могут инициировать хруп-
кое разрушение. Часто эти противоположные процессы уравновешивают один
другой, и тогда суммарное влияние морфологии перлита не обнаруживает-
ся, но один из факторов может стать определяющим и обусловить улучшение
или ухудшение свойств при ударном нагружении, когда уменьшается меж-
59
пластинчатое расстояние. Указанные явления становятся более сложными, ес-
ли изменять величину перлитных колоний.
Поскольку So и t влияют на свойства при ударном нагружении противо-
положно, должно существовать оптимальное для ударной вязкости межпла-
стинчатое расстояние (рис. 62). Точно так же ослабление механических
свойств перлита окажется важным, поскольку повышение содержания угле-
рода в перлите приведет или к снижению So или к повышению t, причем лю-
Оптимальнее
межпластинчатое
расстояние
Рис. 63. Влияние оптимального меж-
пластинчатого расстояния, обеспечива-
ющего минимальную температуру вяз-
ко-хрупкого перехода прн ударных ис-
пытаниях, на фактор влияния пер-
лита
Рнс. 62. Влияние межпластинчатого
расстояния S и толщины цементитных
пластин t на их вклад в температуру
вязко-хрупкого перехода. Видно нали-
чие оптимального межпластинчатого
расстояния при факторе влияния пер-
лита, равном 1,0:
7—общий эффект; 2 — 5,6 So"”1 3 —
3,48-10® t; 4 — оптимальное межпластин-
чатое расстояние
Рнс. 64. Влияние объемной доли перли-
та и величины перлитных- колоний на
температуру вязко-хрупкого перехода
при ударных испытаниях:
1 Л. л—1/2
1 — величина зерна феррита, d
—1/2 „
мкм ; 2 — величина перлитных ко-
. —1/2 —1/2
лоннй, р , мкм '
бой из этих параметров ухудшает свойства стали при ударном нагружении.
Фактор влияния перлита D может быть выражен следующим образом:
D = 0,8fp/%C, (V.7)
где fP — объемная доля перлита в структуре стали, D=1 в полностью пер-
литной стали эвтектоидного состава, но будет >1 в заэвтектоидной стали,
например полученной превращением при минимальной устойчивости аустени-
та «а С-образной кривой перлитного распада. Можно показать, что влияние
оптимального межпластинчатого расстояния на свойства стали при ударном
нагружении связано с фактором влияния перлита как:
5Опт = 6,7.10-б(£)-0,12)2/3. ’ (V.8)
Отсюда следует, что при увеличении D (рис. 63). оптимальное межпла-
стинчатое расстояние возрастает, ударная вязкость также повышается, а
60
температура Т снижается. Следовательно, низкоуглеродистый перлит повы-
шает сопротивление ударному нагружению. Это справедливо и для пол-
ностью перлитной структуры, и можно сделать вывод, что повышение объем-
ной доли перлита при заданном содержании углерода будет способствовать
увеличению ударной вязкости. Однако результирующий эффект будет опре-
деляться соотношением факторов, связанных с влиянием феррита и перлита,
и обусловлен снижением объемной доли феррита, особенно, если вязкость
феррита высокая, т. е. если феррит очень мелкозернистый (рис. 64). В этом
случае увеличением фактора влияния перлита можно снизить сопротивление
ударному нагружению. В некоторых сталях сложные взаимные соотношения
структурных параметров могут привести к тому, что свойства при ударных
нагружениях не будут зависеть от морфологии перлита и феррита. -Однако
при высокой объемной доле перлита морфология последнего играет более
существенную роль.
Важно рассмотреть влияние температуры перлитного превращения, ко-
торую определяет легирование, скорости охлаждения и величины исходного
аустенитного зерна, иа свойства стали прн ударном нагружении. В общем,
можно сделать вывод, что снижение температуры превращения нежелатель-
но, поскольку оно приводит в основном к снижению So. Однако некоторое
уменьшение этой температуры существенно влияет на измельчение феррит-
ных зерен и перлитных колоний.
Для оптимального сочетания прочности и ударной вязкости сталей, где
основной структурной составляющей является перлит, необходим ряд условий.
1. Минимально допустимое содержание углерода, при котором еще вы-
полняются требования прочности.
2. Минимально допустимое упрочнение твердого раствора кремнием,
азотом и т.п., хотя кремний может быть полезен для повышения износостой-
кости низкоуглеродистых материалов. Азот способствует образованию выде-
лений, необходимых для измельчения зерна, например VN, но содержание
азота в твердом растворе должно быть минимальным.
3. Повышенное содержание марганца, если снижена температура пре-
вращения для измельчения ферритного зерна и перлитных колоний. Однако
это может вызвать неконтролируемое влияние на ударную вязкость вслед-
ствие взаимодействия факторов влияния перлита, So и t. В общем, влияние
марганца бывает скомпенсировано, и часто его нельзя обнаружить по сопро-
тивлению ударному нагружению.
4. Измельчение зерна феррита н перлитных колоний. Предпочтительно
легирование ванадием, поскольку он может обеспечить небольшое упрочнение
в результате образования выделений в высокоуглеродистых сталях и даже
в нормализованном состоянии.
5. Нормализация, чтобы получить требуемое измельчение зерна совмест-
но или без введения легирующих добавок, обеспечивающих такое измельче-
ние.
Можно также показать, что контролируемая прокатка обеспечивает оп-
тимальное соотношение между прочностью и пластичностью после нормали-
зации вследствие ее влияния на измельчение зерна. Но после контролируемой
прокатки в стали, вероятно, больше свободного азота, даже если в сталь
добавлен для измельчения зерна алюминий или ванадий. Таким образом, в
деталях сложного сечения, например в рельсах, осложнен контроль темпе-
ратуры в процессе контролируемой прокатки в связи с большими различиями
в размерах в отдельных местах сечения. Это может вызвать износ валков к
трудности сохранения точных размеров проката.
Разработка сталей с повышенной вязкостью
Разработка рельсовых сталей с повышенной вязкостью является сейчас при-
мером того, как следует использовать уже известные положения. Большая
часть повреждений рельсов, которые могли вызвать крушение поездов, воз-
никает при хрупком разрушении, которое инициируют усталостные или за-
каленные трещины (задержанное разрушение) или другие небольшие дефек-
61
ты [1]. Чтобы снизить тенденцию их появления, необходимо гарантировать
отсутствие хрупкого разрушения в стали при —15° С. В то же время следует
сохранять высокий уровень прочности и износостойкости [13,14].
Многие выпускаемые промышленностью рельсовые стали содержат
1% Мп й 0,4—0,5% С в высокоазотных бессемеровских или 0,5—0,6% С в
мартеновских сталях. Ударная вязкость этих сталей составляет 27 Дж при
ударном разрушении и температуре 100° С и только 7 Дж при 20° С. Обычно
их используют в состоянии прокатки без дополнительной термической об-
работки.
Свойства промышленных сталей могут быть улучшены контролируемой,
прокаткой или нормализацией, но для получения нужного комплекса свойств
этого недостаточно, несмотря на значительное измельчение структуры, ко-
торым сопровождаются указанные технологические процессы. Поэтому ис-
пользуют стали с пониженным содержанием углерода и более высокой кон-
центрацией марганца (0,35% С и 1,5% Мп), в которых перлит более ослаб-
лен, и, следовательно, их сопротивление ударному нагружению выше. В ус-
ловиях контролируемой прокатки можно получить при —15° С критическое
значение ударной вязкости, равное 27 Дж, но временное сопротивление ос-
тается несколько ниже требуемого уровня (680 МН/м2). Необходимый пре-
дел текучести 450 МН/м2 при остаточной деформации 0,2% также не дости-
гается. Можно измельчить зерно нормализацией, применяя добавки алюминия
или ванадия. Это дополнительное измельчение зерна позволяет получить все
требуемые прочностные свойства, но, учитывая высокую стоимость ванадия,
предпочтительнее измельчать зерно после нормализации алюминием. Изно-
состойкость, однако, оказывается несколько худшей, чем у используемых про-
мышленных сталей, в связи с пониженным содержанием углерода и, возмож-
но, меньшей объемной долей перлита. Однако в нормализованных сталях,
в которых зерно измельчено алюминием, можно повысить износостойкость
добавкой 1 % Si, который дешев. Это легирование можно допустить, несмотря
на его отрицательное влияние на сопротивление ударному нагружению, бла-
годаря повышенным ударным свойствам нормализованных сталей, у которых
зерно измельчено алюминием. Несколько лучшие свойства при повышенной
стоимости можно получить путем контролируемой прокатки или нормализа-
цией сталей, в которых зерно измельчено ванадием.
Глава VI
Бейнитные стали
1. Низкоуглеродистые бейнитные стали
Введение
С момента появления первой работы Давенпорта и Бейна [1], особенности
бейнитной структуры были подробно изучены. Была показана сложная приро-
да бейнита и найдено, что во многих сталях существуют две (но возможно,
и более) структурные формы бейнита [2—8]. Бейнит может существенно из- .
менять свою морфологию с увеличением содержания углерода и характера
легирования.
Бейнит также вызывает значительный интерес, поскольку он обладает
рядом специфических свойств [9]. Однако уже указывалось, что нет основа-
ний для сравнения бейнита с отпущенным мартенситом [10]'. В некоторых мо-
дификациях бейнит обладает ограниченной пластичностью и вязкостью по
сравнению с другими структурами сплавов на железной основе при сопо-
ставимой прочности [10, 11]. Были сделаны попытки найти природу не только
его прочности [7,12], но и вязкости [13,14].
Несмотря на трудности при проведении экспериментов, целью которых
было выяснение природы и механизма формирования бейнитной структуры,
были успешно разработаны различные типы бейнитных сталей [15—21], а при
62
эмпирическом изучении их механизма упрочнения был достигнут значитель-
ный прогресс [7].
Существует предельная прочность для заданного уровня сопротивления
ударным нагрузкам для сталей с перлито-ферритной структурой и для того,
чтобы получить комплекс более высоких механических свойств; может ока-
заться необходимой разработка сталей со структурой закалки и отпуска,
несмотря на некоторые экономические потери. Уже было показано, что су-
ществуют стали таких композиций, для термообработки которых можно ис-
пользовать более экономичное охлаждение на воздухе после контролируемой
прокатки или нормализации, чтобы получить неравноосную ферритную
структуру и требуемые свойства. Эти исследования можно рассматривать как
попытки расширения области составов низкоуглеродистых бейнитных сталей
и получения этих сталей с очень малым содержанием углерода.
Разработка низкоуглеродистых бейнитных сталей, содержащих 0,10—
0,15% С, была попыткой производить стали с пределом текучести ~450—
900 МПа, свариваемые, с достаточным сопротивлением ударным нагрузкам
[15—17]. Более того, предполагали получать такие свойства сразу после про-
катки или в нормализованном состоянии предпочтительно без отпуска. Но
не все это оказалось возможным.
Требования, предъявляемые к низкоуглеродистым бейнитным сталям
Самая низкая прочность любой стали с бейнитной структурой часто равна
или даже несколько ниже прочности стали с феррито-перлитной структурой,
сформированной при минимальной температуре превращения. Бейнит обра-
зуется при температуре, промежуточной между температурами феррито-пер-
литной реакции и мартенситного превращения. Соответственно для бейнита
заданного состава можно было бы получить прочностные свойства, проме-
жуточные между максимальными прочностными свойствами феррито-перлит-
ных сталей и мартенсита, управляя температурой превращения аустенита
в бейнит [16,17,22].
Целью разработки низкоуглеродистых перлитных сталей [7] является:
. 1. Получение бейнита после охлаждения на воздухе. Таким способом
исключают затраты на закалку и последующий отпуск. Кроме того, охлажде-
ние на воздухе предотвращает образование закалочных трещин и минимизи-
рует коробление после термической обработки.
2. Низкие содержание углерода и углеродный эквивалент в стали дают
возможность получить хорошую свариваемость и способность к формоизме-
нению, хотя последнее свойство могло бы привести скорее к ограничениям
при гибке, чем к ограничениям р других операциях, холодной деформации.
3. Достижение временного сопротивления, равного 600-1200 МПа, и пре-
дела текучести 450—900 МПа.
4. Получение перечисленных выше свойств после охлаждения заготовок
на воздухе, непосредственно после прокатки или нормализации. Учитывали,
ч’тб для достижения более высокого уровня прочностных свойств может по-
требоваться и отпуск. Эти свойства должны быть получены с минимальными
отклонениями для заготовок широкого диапазона сечений (т. е. скоростей
охлаждения), и в то же время при охлаждении на воздухе в заготовках
малого сечения (т. е. при повышенной скорости охлаждения) мартенсит не
должен образовываться. Для обеспечения этого условия требуется значи-
тельный температурный интервал минимальной устойчивости аустенита на
С-образной кривой бейнитного превращения и более высокая твердость бей-
нита по сравнению с мартенситом.
. 5. Получение максимальных ударных свойств наряду с повышенными
прочностными свойствами.
9
Разработка низкоуглеродистых бейнитных сталей
Основной композицией была свариваемая сталь с 0,10—0,15% С. Однако в
такой стали нельзя было получить полностью бейнитную структуру во
63
время непрерывного охлаждения вследствие быстрого протекания реакции
образования полигонального феррита. Кроме того, было известно, что в
различных низколегированных сталях, в частности в стали с 0,10—0,15% С
и 0,5% Мо, получают структуру полигонизованного феррита и бейнита после
нормализации, а молибден затормаживает реакцию образования полигональ-
ного феррита, Таким образом, проблема заключалась в том, чтобы разделить
по температурной шкале области ферритного и бейнитного превращений
С-образной кривой и существенно затормозить образование полигонального
феррита, не задерживая самой бейнитной реакции.
Растворимость topa°/o
Рнс. 66. Влияние бора, находяще-
гося в твердом растворе, па инку-
бационный период перед началом
ферритного превращения
Рис. 65. Влияние бора на скорость изотерми-
ческого превращения аустенита низкоуглеро-
дистой стали, содержащей 0,5 % Мо :
/-С-образная кривая появления феррита;
2 — влияние бора; 3—область метастабильно-
го аустенита; 4 — тупой нос С-образной кри-
вой бейнитного превращения; 5 — малая про-
калнваемость на мартенсит; 6 — высокая про-
калнваемость на бейнит
Известно, что добавление 0,002% В может задержать образование по-
лигонального феррита, который зарождается на границах исходного аустенит-
ного зерна, но мало влияет на скорость бейнитной реакции. Фактически, бор
так влияет на характеристики превращения аустенита, как и требуется
(рис. 65). Во время непрерывного охлаждения бейнит формируется в широ-
ком интервале скоростей охлаждения. Более того, С-образная кривая бей-
нитного превращения имеет значительный температурный интервал минималь-
ной устойчивости аустенита, так что Температура превращения сохраняется
постоянно в широком интервале скоростей охлаждения. В результате форми-
руется постоянный уровень напряжений в сечениях различного размера, и,
следовательно, в деталях больших сечений после охлаждения на воздухе
внутренние напряжения различаются мало.
При производстве сталей, содержащих бор, последний растворяется в
аустените и влияет на его превращение так, что образует сегрегации на гра-
ниц'ах зерен аустенита, где и зарождается полигональный феррит. Бор, свя-
занный в окислы или нитриды, бесполезен, и, следовательно, стали, содержа-
щие бор, должны быть успокоены алюминием и легированы титаном с тем,
чтобы предотвратить образование нитридов бора и тем самым снизить со-
держание бора в твердом растворе. Таким образом, бейнитные стали явля-
ются всегда успокоенными и мелкозернистыми. Существует оптимальная
концентрация бора, свыше которой задержка образования полигонального
феррита становится неустойчивой и менее четко выраженной (рис. 66). Это
обстоятельство связано р тем, что бор образует соединения Fe2B ' или
ЛТ2з(СВ)6, расположенные по границам аустенитных зерен, где концентрация
бора превышает оптимальную и ранее указанные соединения выделяются до
осуществления реакции образования полигонального феррита. Это оптималь-
ное содержание бора снижается по мере увеличения зерен аустенита.
64
Добавка бора в низкоуглеродистые стали с 0,5% Мо настолько эффек-
тивна, что можно получить полностью бейнитную структуру в круглых прут-
ках диаметром от 0,5 до >50 см после их охлаждения на воздухе. Скорость
охлаждения была максимальной при ~ 650° С, так что образовавшаяся струк-
тура была структурой верхнего бейнита и температура, при которой происхо-
дило превращение, была настолько постоянной, что несмотря на изменения
скорости охлаждения от 450 до 6° С/мин (диаметр заготовок 1—60 см, ох-
лаждение на воздухе), предел текучести снизился от 500 до 450 МПа.
Можно отметить,
что предел текучести
бейнита выше, чем у
многих сверхмелкозер-
нистых сталей с ферри-
то-перлитной структурой,
и существенно выше пре-
дела текучести низкоуг-
леродистой молибдено-
вой стали. Он равен
230—300 МПа и полу-
чен в отсутствие бора.
Рис. 67. Соотношение меж-
ду температурой, при кото-
рой образуется 50 % бейни-
та, н пределом прочности
при растяжении:
1 — мартенсит; 2 — бейнит;
3 — феррит и перлит
1200
t
J050
I
| 900
I
§ 750
t
§ 600
I
450
300 400 500 600 700 ° 800
Температура превращениях
Более того, имелись четкие доказательства, полученные при изучении прочно-
сти изотермически превращенных образцов. Согласно этим доказательствам
по мере снижения температуры бейнитного превращения прочность возраста-
ла. Поскольку температура, при которой формируется бейнит, зависела от
температуры Вп (или точнее, от В50)» то при снижении Вн и сохранении низ-
кого содержания углерода в стали удавалось получить высокопрочную сва-
риваемую сталь [17]. Температуру ВН°С, аналогичную температуре Мн, мож-
но снизить почти любыми легирующими элементами [23]:
Вн = 830 — 270 [С] — 90 [Мп] — 37 [Ni] — 70 [Сг] — 83 [Мо]; (VI. 1)
BSO = BH- 60; (VI.2)
120. (VI. 3)
Было найдено, что увеличение содержания углерода и многих легирую-
щих элементов снижает температуру превращения и повышает прочность
сталей с бейнитной структурой. Отсюда легирование низкоуглеродистых ста-
лей, содержащих 0,5% Мо, приводит к получению временного сопротивления,
равного 530—1200 МПа, и предела текучести 450—980 МПа.
Такие прочностные свойства с очень малыми отклонениями можно полу-
чить после аустенитизации при 900—950° С и последующего охлаждения на
воздухе с различной скоростью или в сечениях различного диаметра [17,24].
В то же время температура, при которой завершается превращение, не ока-
зывается настолько низкой, чтобы ухудшить свариваемость стали, т. е. пре-
вращение всегда завершается до достижения 290° С — предельно низкой тем-
пературы, ниже которой можно ожидать появления зоны горячего растрес-
кивания [25]. С понижением температуры превращения структура становится
более мелкозернистой и менее равноосной, и если при температурах превра-
щения >550° С она в основном состоит из кристаллов верхнего бейнита, то
после уменьшения температуры превращения ниже 550° С ее основной со-
5—786 65
ставляющей станет нижний бейнит. Это явление будет обсуждаться позднее.
Изучение всего температурного интервала превращения от 650 до 450° С
показало, что имеется линейное увеличение прочности с повышением темпе-
ратуры, при которой превращается 50% общего объема аустенита, если со-
держание углерода составляет 0,05—0,2% и если температура превращения
снижена легирующими элементами. Зависимость временного сопротивления
in' химического состава стали определяется эмпирическим уравнением:
ои - 15,4 (16 + 125 [С] + 15 {[Мп] + [Сг]} + 12 [Mo] + 6 [F] f
(VI. 4)
I 8[Ni] + 4[Cu] + 25{[V] + [Ti]}).
Предел прочности (экспериментальныйМПа
Такое уравнение по-
является вследствие то-
го, что временное со-
противление линейно за-
висит от температуры
(рис. 67) Вн или В50, ко-
торая в свою очередь
линейно связана с хими-
ческим составом стали,
т. е. с содержанием леги-
рующих элементов. Точ-
ность уравнения (VI.4)
для определения величи-
ны предела прочности
низкоуглеродистых бей-
Рис. 68. Расчетная прямая
согласно уравнению (VI.4),
и экспериментально наблю-
даемая прочность сталей
нитных сталей превращения не подвергнутых дополнительной термической
обработке, подтверждается зависимостью, изображенной на рис. 68.
Выбор легирующих элементов
Выбор элементов для легирования 'низкоуглеродистых бейнитных сталей
определяется требуемыми свойствами и их стоимостью. Основными требова-
ниями, предъявляемыми к сталям, являются свариваемость, деформируемость
и хорошие ударные свойства. Для хорошей свариваемости стали требуется
иметь максимальный углеродный эквивалент. В этом случае легирующие эле-
менты, необходимые для достижения высокой прочности, могут оказаться
нужными и для компенсации малого содержания углерода. Важнейшими ме-
ханическими свойствами стали являются прочность, пластичность и сопро-
тивление ударному нагружению; При заданном содержании углерода пла-
стичность в основном зависит от прочности и не связана с легированием. На-
против, сопротивление ударному разрушению зависит от таких факторов, как
содержание углерода, прочность, температура превращения, величина зерна
исходного аустенита, термическая обработка и химический состав стали. Все
это будет обсуждено далее, но для достижения лучших ударных свойств,
вероятно, необходимо получить вначале высокий уровень прочности путем
снижения температуры превращения легированием никелем, сохраняя низ-
кое содержание углерода. Но при этом потребовалось бы много никеля, по-
скольку он сравнительно слабо снижает температуру Вв, и процесс был бы
неэкономичным. Таким образом, высокопрочные стали с бейнитной структу-
66
рой следует подвергать термической обработке, ^несмотря на то что она уве-
личивает их стоимость.
Марганец и хром являются самыми подходящими элементами для леги-
рования, и их широко используют в высокопрочных бейнитных сталях [17].
Легирование должно максимально снизить температуру Вв при минимальном
снижении температуры Мк, чтобы предотвратить образование горячих трещин
в зоне термического влияния сварного шва. Таким образом, отношение по-
нижения температур Вв и Мн, приходящееся на расход легирующего элемен-
Температура превращения, °C
Рис. 69, Взаимосвязь между пределом текучести н пределом
прочности при растяжении для ннзкоуглероднстой бейнитной стали
(видно влияние отпуска);
;-ff0,2/OB=0'8; г-йоЛ”0’6
та [% (по массе)], должно быть, максимальным. Значения таких отношений
(на 1% по массе) для различных легирующих элементов приведены ниже:
Элемент................. С Mn Сг Ni Мо
Вв/Ма................... 0,57 2,72 4,11 2,18 3,19
Очевидно, углерод является наименее желательным легирующим элемен-
том, хотя он и дешевле. Не следует повышать прочность сталей путем уве-
личения содержания углерода, так как он ухудшает сопротивление удару.
Из приведенных выше данных следует, что применение хрома, молибде-
на и марганца не вызывает сомнений, и поэтому в сталях для получения бей-
нитной структуры должно быть 0,5% Мо. Поскольку молибден дорог, то нет
смысла использовать его в больших количествах.
Легирование марганцем и хромом предпочтительно, так как они обеспе-
чивают высокую прочность и сравнительно дешевы. Эти элементы уже исполь-
зуют в промышленных низкоуглеродистых бейнитных сталях, у которых
предел текучести может доходить до 900 МПа, а предел прочности — до
1200 МПа.
Механические, свойства низкоуглеродистых бейнитных сталей
Как уже было показано, предел прочности повышается линейно со снижением
температуры превращения (см. рис. 67). Точно так же предел текучести ли-
нейно возрастает по мере повышения предела прочности в соответствии с
выражением
а0 2 = 0,67 + 0,55ов- (VI.5)
5* 67
Однако повышение предела прочности приводит к снижению отношения
Со.г/сгв от 0,7—0,75 при ов=450МПа до 0,65 при ав=1200М.Па. Этот эффект
вызван наличием внутренних напряжений, появляющихся при низкотемпера-
турном превращении, которое необходимо для получения высокопрочного
бейнита. Релаксация таких внутренних напряжений при нагреве до 400° С
не изменяет предела прочности, но увеличивает соотношение Оо.г/Ов до
0,75—0,80 вне зависимости от уровня исходного предела прочности (рис. 69).
Пластичность при растяжении низкоуглеродистых бейнитных сталей не-
посредственно связана с их
пределом прочности: как от-
носительное удлинение, так и
сужение снижаются с повыше-
нием предела прочности (рис.
70). В общем, значения плас-
тичности находятся внутри по-
лосы разброса соответствую-
щих экспериментальных дан-
ных, характеризующих свой-
ства отпущенного мартенсита
[26—28]. Вероятно, не сущест-
вует четких данных о влиянии
легирующих элементов на
пластичность при растяжении.
Рнс. 70. Взаимосвязь между пла-
стичностью и пределом прочности
при растяжении ннзкоуглеродистых
бейнитных сталей по данным:
1 — Паттона; 2— Басби, Хокеса и
Пакстона; 3— Яницкого н Бойертца
Поскольку значения пластичности попадают в сравнительно узкую полосу, то
определить точный химический состав было бы легче при расчете предела
прочности, по которому затем можно было бы оценить пластичность при рас-
тяжении.
На свойства бейнита при ударном нагружении влияет много факторов,
и прежде чем их подробно обсуждать, необходимо рассмотреть происхож-
дение микроструктуры бейнита и механизм его упрочнения.
Микроструктура бейнита и природа его прочности
Бейнит образуется из аустенита в результате сдвигового превращения [29—
32]. Считают, что первые зародыши бейнита являются ферритом. Это спра-
ведливо для низкоуглеродистых сталей, но не столь безусловно для сталей с
высоким содержанием углерода, относительно которых выдвинуто предполо-
жение, что зародыши верхнего бейнита могут возникать рядом с выделениями
цементита. Рост фазы, возникшей путем сдвигового превращения, контроли-
руется диффузионными процессами [32, 33]. Существуют две структурные фор-
мы бейнита, явно различаемые морфологически и имеющие разные ориента-
ционные соотношения феррита с карбидом. В низкоуглеродистых сталях
выделяются карбиды Fe3C, но в высокоуглеродистых сталях при низкотемпера-
турном превращении, судя по ряду данных [2], может образовываться е-карбид.
Верхний бейнит. В процессе сдвига феррит приобретает форму пластин
или реек, которые последовательным кооперированным зарождением образу-
ют пакеты [7, 18]. В сталях, содержащих >0,6% С, такой процесс происходит
при температурах >350’С, а в низкоуглеродистых сталях, при несколько более
высоких температурах [7,8]. Таким образом, температура, при которой форми-
руется в основном верхний бейнит, зависит от содержания углерода (рис. 71).
В этих условиях углерод обладает значительной диффузионной подвижностью
68
в аустените и концентрируется перед фронтом растущего бейнитного кристал-
ла. В результате аустенит, обогащенный углеродом, оказывается заблокиро-
ванным рейками бейнитного феррита. Этот аустенит может стать остаточным
[6, 34], превратиться в высокоуглеродистый мартенсит [6] или распасться с
образованием РезС, смотря по его химическому составу, степени обогащения
углеродом, скорости охлаждения и температуре превращения. Если в струк-
туре имеется остатрчный аустенит или мартенсит, то его можно назвать гра-
нулярным бейнитом. В общем случае структура состоит из карбидных про-
слоек или удлиненных карбидных частиц, распределенных между рейками бей-
700-
^ООО-
0 0,4- 0,8 1,2
Содержание углерода
°/о (по массе)
Рис. 71. Влияние содержания углерода на
температуру перехода от верхнего к ниж-
нему бейниту при превращении аустенита:
/—экстраполяция Аст', 2 —верхний бей-
нит; 3 — ннжннй бейнит
^500-
^500
455
75 20 25
Величина зерно d~V2, мар’’/?
Рис. 72. Влияние величины бейнитного
зерна на предел текучести <т0 2
нитного феррита, т. е. расположенных по границам последних. Ориентация
таких карбидов по отношению к ферриту не совпадает с таковой между фер-
ритом и аустенитом [35] и карбидом (Fe3C) и аустенитом [3,7]. Энергия акти-
вации бейнитного превращения совпадает с энергией активации диффузии
углерода в аустените [29, 36—38]. Чем ниже температура превращения, тем
мельче рейки бейнитного феррита, дисперснее карбиды на границах реек и
тем их больше. Чем выше содержание углерода, тем дисперснее репки бейнит-,
ного феррита и выше сплошность карбидных пленок между рейками. В этом
случае структура становится похожей на перлитную [7].
Нижний бейнит. Поскольку превращение происходит при сравнительно
низкой температуре, то первые кристаллы бейнита пересыщены углеродом,
так как углерод не может быстро отходить от фронта растущего кристалла
бейнита. Чтобы сохранить на прежнем уровне движущую силу бейнитной ре-
акции, углерод должен выделяться внутри реек бейнитного феррита [7], кото-
рые уже не так интенсивно образуют бейнитный пакет. Таким образом, карби-
ды выделяются в виде тонких пластиночек внутри ферритных реек под харак-
терным углом ~ 55° к длинной оси рейки [2, 3,6, 7]. Fe3C имеет определенное
ориентационное соотношение с ферритом, в котором он образуется [3,7]. Энер-
гия активации этого процесса такая же, как и диффузии углерода в феррите
[29, 36—39]. Чем ниже температура превращения нли выше содержание уг-
лерода, тем дисперснее рейки бейнитного феррита, мельче частицы карбидов
и больше их число на единицу площади шлифа.
Как в верхнем, так и в нижнем бейните границы между рейками бейнит-
ного феррита, сгруппированными в пакет, малоугловые [7]. Эти границы пре-
пятствуют движению дислокаций, но не мешают распространяющейся трещи-
не. Границы между пакетами или зернами исходного аустенита, напротив,
большеугловьте, и они тормозят движущуюся трещину [7].
Природа прочности бейнита. Существует ряд факторов, определяющих
прочность бейнита.
1. Мелкое зерно феррита, т. е. малая величина бейнитной рейки, размер
которой может характеризовать расстояние между барьерами скольжения, ис-
69.
пользуемое при анализе с помощью известного уравнения Холла —Петча
(рис. 72). Длина рейки зависит от диаметра исходного аустенитного зерна или
величины ферритной колонии. Ширина рейки уменьшается со снижением тем-
пературы превращения так же, как и размер среднего бейнитного зерна.
2. Плотность дислокаций, которая повышается при снижении температу-
ры превращения. Присутствие этих дислокаций обусловлено деформацией,
сопровождающей превращение. В то же время чем выше плотность располо-
жения карбидов, тем выше плотность дислокаций.
Предел текучести б02,
МПа
Рис. 73. Влияние дисперсности
карбидов на предел текучести о0 2
Рнс. 74. Влияние температуры превраще-
ния на высоту пика Кестера для бейнита
прн содержании С, %:
7 — 0,1; 2 — 0,4
3. Дисперсность карбидов, которая тем значительнее, чем выше концент-
рация углерода в стали и ниже температура превращения. Несомненно, су-
ществует взаимосвязь между числом карбидов на единицу площади сечения
микроструктуры и пределом текучести (рис. 73).
4. Углерод, растворенный в бейнитном феррите, концентрация которого
повышается с увеличением температуры превращения. Он вносит вклад в об-
щую прочность в результате упрочнения твердого раствора и вследствие
взаимодействия с дислокациями, как позволяет предположить изменение вы-
соты пика внутреннего трения в отпущенном металле [40] (рис. 74),
Можно заметить, что все эти факторы, влияющие на прочность бейнита,
действуют более интенсивно при снижении температуры превращения. Но в
настоящий момент невозможно теоретически объяснить линейное повышение
прочности, обнаруживаемое по мере снижения температуры превращения.
Согласно анализу [8, 41] СТо.2, МПа, составляет
ff0>2= 15,4 [— 12,6 4-' 1,13d—4- О.Эвп1^4], (VI.6)
где d — величина бейнитной рейки (средняя случайная хорда), мм; п — число
карбидов, пересекающих 1 мм2 площади шлифа.
Эмпирическая природа этого соотношения проявляется в наличии отрица-
тельной постоянной, которая указывает на существование критической плот-
ности расположения карбидов, ниже которой карбиды не вносят вклад в
прочность бейнита. Следовательно, уравнение (VI.6) справедливо только в
случае сильно диспергированных карбидов и дисперсные карбиды только тог-
да значительно влияют на прочность, когда расстояние между ними меньше
размера,бейнитной рейки. Таким образом, прочность низкоуглеродистого верх-
него бейнита фактически полностью контролируется величиной бейнитной
рейки. Лишь в нижнем бейните и в высокоуглеродистом верхнем бейните диспер-
сионное упрочнение вносит существенный вклад в общую прочность. В верх-
нем бейните упрочнение вследствие наличия дислокаций неотделимо от упроч-
нения в результате измельчения зерна, поскольку дислокации формируют в
бейнитном феррите границы реек. Но в нижнем бейните дислокационное уп-
рочнение, скорее всего, вызвано наличием дисперсных карбидов. Все факторы,
определяющие прочность бейнита и выраженные уравнением (VI.6), изобра-
жены на рис. 75.
Существовали и другие попытки найти количественную связь между па-
раметрами структуры бейнита и его свойствами и были составлены новые
уравнения. Так, было показано [42], что такие параметры структуры, как ве-
личина аустенитного зерна, плотность дислокаций и расстояние между карби-
дами, могут с самой общей точки зрения теории прочности внести вклад в
прочность стали, МПа, которую можно рассчитать в соответствии с уравне-
нием
a0i2 = 9,8[60+ 1,25р&п1/24- 1,2.10“4/П» (vi-7)
где п — число карбидов на 1 мм2 плоского сечения кристалла; ц — модуль
сдвига; b — вектор Бюргерса; р — плотность дислокаций, определяемая как
число пересечений дислокациями площади 1 мм2.
Рис. 75. Вклад различных факторов
в прочность бейнита, вычисленную
по уравнению (VI.7):
1 — дисперсные частицы; 2 — вели-
чина зерна; 3—упрочнение матри-
цы; 4— расстояние между частица-
ми; 5 — график уравнения регрес-
сии; 6 — экспериментальные на-
блюдения
Постоянная величина в уравнении (VI.7) связана с диаметром аустенит-
ного зерна. Однако в этом уравнении нет члена, характеризующего величину
бейнитного зерна. Вероятно, это обусловлено тем, что расстояние между кар-
бидами значительно меньше, чем диаметр бейнитного феррита, и потому по-
следний не является определяющим для прочности.
Согласно другому анализу [43], необходимо применять уравнение:
сг0 2 = 650 + 12,3-10-2 ш-14- 41- IO-3 X-1, (VI .8)
где со — средняя ширина бейнитной пластины, мм; 7,— среднее расстояние
между карбидными частицами, мм.
В этом уравнении (То ,2 не пропорциональна d—1/,2H не учитывается вклад
плотности дислокаций в прочность.
2. Свойства низкоуглеродистого бейнита
при ударном нагружении
При сравнении ударной вязкости бейнита и отпущенного мартенсита сущест-
вовала путаница. В основном это было связано с неадекватным сопоставле-
нием материалов [10]. Часто считали, что сталь со структурой низкоуглероди-
стого бейнита имеет лучшую вязкость, чем сталь со структурой отпущенного
мартенсита, обладающая той же прочностью, но с более высоким содержани-
ем углерода. Если же сравнивали стали с одинаковым содержанием углерода,
то, судя по некоторым данным, высокоуглеродистый изотермический бейнит
превосходит по свойствам отпущенный мартенсит, что можно объяснить от-
сутствием в бейните закалочных трещин. .
Однако в низкоуглеродистых сталях верхний бейнит обладает худшим
сопротивлением ударному разрушению, чем нижний бейнит. По мере повыше-
ния прочности низкоуглеродистого бейнита, как и ожидали, увеличивалась и
71
70
температура его вязко-хрупкого перехода. При изменении морфологии бей-
нита от верхнего к нижнему, когда температура превращения была близка к
550° С, а предел прочности составлял ~900 МПа, возникало резкое падение
температуры вязко-хрупкого перехода при ударном нагружении (рис. 76).
При дальнейшем увеличении предела прочности нижнего бейнита возрастала
и температура этого порога хладноломкости. Таким образом, при сравнимой
прочности верхний бейнит имеет пониженную ударную вязкость по сравне-
нию с нижним бейнитом и такую картину наблюдают при изучении сталей с
бейнитной структурой самого разного химического состава, хотя сама темпера-
тура порога хладноломкости зависит от легирования. Например, никель, как
-80 -40 0 40
Температура
вязко-хрупкого
перехова, °C
Рис. 76. Влияние предела прочности и
морфологии бейнита ннзкоуглероди-
стой стали на его температуру вязко-
хрупкого перехода прн ударных испы-
таниях:
1 — верхний бейнит; 2 — нижний
Рис. 77. Влияние величины аустенитного зер-
на илн температуры окончания контролируе-
мой прокатки на температуру вязко-хрупкого
перехода при ударных испытаниях мягкой н
бейнитной сталей:
/ — мягкая сталь, пв=380 МПа; 2—бейннтиая
сталь, ffB = 700 МПа; 3 — то же, ав = 85О МПа
правило, снижает температуру вязко-хрупкого перехода. Таким образом, из-
менение морфологии бейнита сопровождается изменением вида кривой зави-
симости ударной вязкости от температуры в области перехода от вязкого
к хрупкому состоянию: вместо отвесного, узкого по температуре участка кри-
вой появляется более широкая по температуре и менее отчетливая область
этого перехода.
Причины такого явления заключаются в том [7, 13, 14, 22], что в верхнем
бейните, в больших карбидах или гнездах высокоуглеродистого мартенсита
возникают зародыши трещины закритического размера и, развиваясь, приво-
дят к хрупкому разрушению. Малоугловые границы бейнитного феррита не
препятствуют распространению трещины. Их тормозят только высокоугловые
границы бейнитного пакета или границы исходного аустенитного зерна. Таким
образом, трещина может быстро распространяться.
В нижнем бейните дисперсные карбиды не вызывают растрескивания или,
если они все же и формируют трещины, размеры последних не превышают кри-
тического и они не могут легко инициировать хрупкое разрушение. Однако
даж^е если оно и начнется, то повышенная плотность дислокаций и дисперсные
карбиды будут тормозить развивающуюся трещину. Таким образом, хотя
трещины и возникают при более высокой температуре под влиянием повышен-
ных напряжений, их распространение затруднено. Действительно, оно часто
задерживается и для разрушения трещины должны возникать заново. В ито-
ге расширяется температурная область вязко-хрупкого перехода и кривая
ударной вязкости становится менее крутой. Вследствие такой формы зависи-
мости ударной вязкости от температуры испытания существует температура,
при которой нижний бейнит имеет большую ударную вязкость, чем менее
прочный верхний бейнит.
72
Перечисленные особенности учитывали при разработке бейнитных сталей.
Ударную вязкость сталей со структурой верхнего бейнита можно улучшить
только измельчением исходного аустенитного зерна, что одновременно будет
снижать температуру вязко-хрупкого перехода.
Обычно зерно таких сталей измельчают присадкой алюминия и титана.
Следует также применять контролируемую прокатку и, насколько это возмож-
но, снижать температуру конца прокатки, чтобы измельчать зерно исходного
аустенита. Такая рекомендация пригодна только при производстве низкопроч-
ных сталей, поскольку мелкое зерно аустенита, которое требуется для повы-
Рис. 79. Соотношение между пределом те-
кучести и температурой вязко-хрупкого
перехода при ударных испытаниях бейнит-
ных сталей в отпущенном состояннн:
/ — рост зерна; 2— повышение температу-
ры отпуска; вектора изменения обсуждае-
мых свойств; 3 — по мере роста зерна; 4—
по мере повышения дисперсности карби-
дов; 5 —по мере увеличения плотности
дислокаций
-80 -40 О +40 +80
Температура испытания, °C
Рнс. 78. Влияние отпуска на зависимость
ударной вязкости от температуры испыта-
ния высокопрочной бейнитной стали (<7В=
= 1150 МПа):
/ — отпуск 700 °C Ов=600 МПа; 2 — то же,
650 °C, ав=750 МПа; 3—то же, 600 °C,
Ов = 1000 МПа; 4 — нормализация, 0в =
= 1150 МПа
шения прочности, можно получить только путем значительного снижения тем-
пературы конца прокатки (рис. 77). Сталь со структурой верхнего бейнита
нельзя отпускать, поскольку отпуск не приведет к смягчению стали (и, следо-
вательно, снижению температуры вязко-хрупкого перехода), даже если от-
пускать ее при очень высоких температурах [16, 19], когда начинается рост
ферритного зерна, ухудшающий ударные свойства.
В нижнем бейните в результате его хорошей исходной ударной вязкости
снижение прочности при отпуске приведет к дальнейшему снижению темпера-
туры вязко-хрупкого перехода при сохранении благоприятного распределения
дисперсных карбидов. Таким образом, отпуск высокопрочных сталей со струк-
турой нижнего бейнита последовательно снижает температуру вязко-хрупкого
перехода (рис. 78). Однако при самой высокой температуре отпуска начинает
расти ферритное зерно и увеличивается температура вязко-хрупкого перехо-
да. Результаты экспериментов по определению взаимосвязи температуры вяз-
ко-хрупкого перехода и прочности после отпуска изображены на рис. 79. Са-
мая низкая температура вязко-хрупкого перехода (см. рис. 79) получена для
дорогих никелевых сталей. Интересно, что наклон обеих частей полосы раз-
броса (см. рис. 79) получен такой, каким его и ожидали с учетом и огрубле-
ния зерна, и вклада плотности дислокаций и дисперсных карбидов в общую
прочность полигональной ферритной структуры. Оптимальной комбинацией
прочности и вязкости в отпущенной высокопрочной стали с малым содержа-
нием углерода и структурой нижнего бейнита является предел текучести 500—
550 МПа при температуре вязко-хрупкого перехода — 40° С.
3. Разработка низкоуглеродистых бейнитных сталей
Различные методы улучшения низкоуглеродистых бейнитных сталей или полу-
чения этих сталей с комбинацией нужных свойств, которые пытаются реали-
зовать или которые можно предложить, заключаются в следующем:
1. Очень низкая температура нормализации и быстрая аустенитизация не-
обходимы, чтобы получить высокую прочность и повышенные ударные свойст-
ва [44].
2. Очень низкая температура конца прокатки (<500° С при прокатке тон-
ких полос [7]) может привести к получению максимальных ударных свойств,
но вызывает сравнительно малое повышение прочности. Повышение сопротив-
ления ударному нагружению обусловлено существенным измельчением исход-
ного аустенитного зерна, что особенно существенно для высокопрочного верх-
него бейнита.
3. Горячая деформация аустенита, как уже показано, повышает комплекс
механических свойств, если температура деформации лишь немного превышает
Вв, но при этом требуется высокая степень обжатия. Ожидаемое влияние де-
формации на механические свойства снижается, когда температура Вв повы-
шена, поскольку в аустените проходят процессы возврата, а в бейните — отпус-
ка соответственно до и после превращения [45].
4. Можно использовать дисперсионное упрочнение после охлаждения стали
на воздухе путем легирования ниобием. Однако прирост прочности оказыва-
ется небольшим — для высокопрочных сталей он составляет всего ~75 МПа.
Добавка в сталь 3% Си обеспечивает прирост предела текучести на 150 МПа,
что уже вполне ощутимо и может быть реализовано в результате охлаждения
на воздухе без дополнительного старения [45]. Однако для осуществления
дисперсионного упрочнения, обусловленного присутствием меди, необходимо,
чтобы температура бейнитного превращения не была выше той, при которой
появляются частицы меди [8]. Бейнитные стали, содержащие медь, разраба-
тывают уже много лет [46].
5. Бейнитные стали можно использовать в закаленном или отпущенном
состояниях, хотя в этом случае возрастает их стоимость. Такой материал не
был бы столь восприимчивым к потере свойств при неполной закалке и имел
бы более однородные свойства по сечению крупных заготовок. Последние
работы в этом направлении дали интересные результаты [47—49].
Предполагали, что бейнитную, неравноосно-ферритную или бейнито-фер-
ритную структуру имели самые разнообразные стали. К ним относятся стали,
содержащие 0,10—0,15% Си 1% W [16, 17], у которых свойства и металлур-
гические характеристики такие же, как и у сталей, легированных 0,5% Мо—
В; полубейнитные стали, в структуре которых присутствует низкоуглеродистый
бейнит и полигональный феррит [50, 51]. Эти стали легированы хромом и мо-
либденом, но не содержат бор. Стали с различными вариантами упомянутого
выше химического состава используют также после закалки и отпуска; такая
структура была‘характерна для Ni—Мо—В сталей, содержащих <0,25% Мо.
Эти стали при значительном содержании никеля обладают хорошими удар-
ными свойствами. Было показано, что действительно многие комбинации ни-
келя и молибдена [13] могут обусловить появление бейнитной структуры.
В малоуглеродистых сталях с никелем и молибденом (0,02% С, 3,0%
Ni, 2,0% Мо) количество бейнита увеличивалось. При этом исходное аустенит-
ное зерно измельчали добавками ниобия или алюминия [51, 52]. Легирование
бором таких сталей не применяют. Измельчение исходного аустенитного зерна
в малоуглеродистой стали наряду с высоким содержанием никеля создает пре-
восходные ударные свойства. Однако такие стали дороги, а их прочность дос-
тигает лишь того же уровня, что и у большинства обычных бейнитных сталей.
Стали, содержащие 0,03% С, 2,5—3,5% Мп и 0,05—0,10% Nb, имеют вы-
сокую прочность, но, чтобы получить очень хорошие ударные свойства, их на-
до закаливать. Недавно были разработаны стали, содержащие 0,03% С, 1,7%
Мп, 0,25% Мо, 0,06% Nb для газо- и нефтепроводов [47—49, 55], в которые
добавляли также 0,2% Ni+0,2% Си для достижения необходимой прокаливае-
мости и снижения температуры бейнитного превращения. Для их перера-
74
ботки применяют контролируемую прокатку и соблюдают контроль за неме-
таллическими включениями.
Возможные или существующие области применения низкоуглеродистых
сталей со структурой бейнита (или нёравноосного феррита) очень разнообраз-
ны. Это штампованные емкости, корпуса котлов, грузоподъемные краны и обо-
рудование для лифтов, трубы для транспортировки газа и нефти, детали кон-
струкций легких мостов, рудничные стойки, вентиляторы, прочные элементы
самолетных конструкций, паровые установки и т. п.
4. Высокоуглеродистые бейнитные стали
Свариваемость и способность к формоизменению ранее описанных сталей с
бейнитной структурой ограничены содержанием углерода, который в свою
очередь определяет уровень прочности. Например, для мартенситной стали
с 0,10% С достижима прочность ~ 1100 МПа, за исключением тех случаев,
в которых для повышения прочности используют дисперсионное твердение.
Если требования к свариваемости стали не столь существенны, можно допус-
тить повышенное содержание углерода и получить более высокий уровень
прочности. Объективно в высокоуглеродистом бейните следует использовать
его способность к упрочнению при снижении температуры превращения Bs
и за счет более полного использования упрочнения дисперсными карбидами.
Необходимо, чтобы бейнит мог образовываться в широком интервале скорос-
тей охлаждения и при этом не появлялся бы мартенсит, который в высокоуг-
леродистых сталях способствует возникновению закалочных трещин и снижа-
ет сопротивление ударному нагружению смешанной бейнито-мартенситной
структуры.
Повышение прочности обусловливается увеличенным вкладом в прочность
дисперсионного упрочнения; измельчением бейнитного зерна и повышением в
нем плотности дислокаций путем снижения температуры превращения; уве-
личением содержания углерода в твердом растворе, приводящим к снижению
температуры бейнитного превращения [36].
Высокопрочные бейнитные стали [20] разрабатывали на основе высоко-
прочной низкоуглеродистой стали, содержащей до 1% Сг, 1,5% Мп и 0,5%
Мо + В, путем увеличения общего содержания углерода до 1,0%. При этом
приходилось учитывать, что по мере повышения содержания углерода, вплоть
до его эвтектоидной концентрации, влияние бора на прокаливаемость стали
полностью подавляется [54], и таким образом, при высоком содержании угле-
рода легирование бором бесполезно.
В сталях, содержащих 0,5% (Мо + В), после аустенитизации и охлаждения
' на воздухе и при содержании углерода 0,8—1,0% получают полностью бейнит-
ную структуру. Максимальное временное сопротивление при растяжении ста-
ли с 0,8% С составляло ~ 1300 МПа и его получали на образцах диаметром
сечения от 1 до 30 см после охлаждения на воздухе. Это более ограниченный
интервал сечений, чем для бейнитных сталей с низким содержанием углерода,
' и причины этого явления будут обсуждены далее. При отпуске вплоть до
500° С прочность меняется мало, но при повышении температуры отпуска до
650—700° С прочность прогрессивно снижается [20].
В сталях с 0,5% (Мо + В) температура превращения аустенита в бейнит
довольно высока (~550°С), но ее можно снизить и получить повышенную
прочность увеличением содержания марганца или хрома до 1,0—1,5%. В этом
случае для стали с 0,6% С получают предел прочности >1500 МПа, а темпе-
ратуру превращения снижают до 450° С. Если повысить температуру аустени-
тизации так, чтобы растворить все карбиды, можно получить предел прочнос-
ти равным даже 1750 МПа. Чем выше временное сопротивление при растя-
жении, тем ниже отношение предела текучести к пределу прочности, которое
составляет 0,65 при ов=1550 МПа. Для малоуглеродистого бейнита отпуск
при 400—500° С повышает отношение О’о.з/Св до 0,80—0,85 и позволяет уве-
личить предел текучести до 1100 МПа (рис. 80). Удлинение при испытаниях на
растяжение оказывается более высоким, чем в отпущенном мартенсите, вплоть
75
до предела прочности, равного ~ 1050 МПа, когда оно одинаково для срав-
ниваемых сталей, но при превышении указанного значения предела прочности
удлинение стали с бейнитной структурой оказывается меньшим, чем у мар-
тенситных сталей. При всех уровнях прочности относительное сужение бейнит-
ных сталей ниже, чем мартенситных. Эти особенности сталей с бейнитной
структурой, вероятно, обусловлены более высоким содержанием углерода в
бейните по сравнению со сталями с мартенситной структурой той же прочнос-
ти. Аналогичные доводы можно привёсти и в отношении свойств при ударном
нагружении, которые сравнительно хуже в бейнитных сталях. Они могут быть
несколько улучшены отпуском, но с некоторой потерей прочности.
Основное ограничение при применении высокоуглеродистых бейнитных ста-
лей заключается в том, что повышенное содержание углерода и других леги-
Z7- ------1------1-----1-----1------------I—-----1--=—।
600 900 1200 1500 1800
Пре бел прочности,МПа
Рис. 80'. Соотношения между характеристиками механических свойств в высакоуглероди-
стых бейнитных сталях:
/—Оо2/Ов Разно 0,9; 2 — то же, 0,8; 3 — 0,7; 4—0,6; 5. — охлаждение на воздухе;
6— охлаждение на воздухе и отпуск; 7 — по данным Яницкого и Баернца; 8—сталь
0,5 % Мо—В, отпущенная; 9 — сталь 1 % Сг—Мо—В, отпущенная
76
рующих элементов значительно затормаживает бейнитную реакцию. В этом
случае мартенсит образуется при более низкой скорости охлаждеия, т. е. уве-
личивается прокаливаемость стали на мартенсит. Таким образом, при повы-
шенной концентрации углерода стали становятся заэвтектоидными, в которых
вместе с потерей влияния бора на прокаливаемость ускоряется перлитная ре-
акция. Возможность реализации таких последовательных процессов показана
на диаграммах изотермического превращения (рис. 81 и 82) при непрерывном
охлаждении, построенных для сталей с 1,0 Сг, 0,5% (Мо+В) при различных
содержаниях углерода. В результате анализа этих диаграмм обозначается об-
ласть скоростей охлажде-
ния, при повышении кото-
рой бейнит может образо-
ваться при непрерывном
охлаждении (см. рис. 82).
Например, в стали с 1,0%
С, 1,0% Сг, 0,5% (Мо + В)
бейнит при непрерывном
охлаждении на воздухе бу-
дет образовываться толь-
ко тогда, когда диаметр
заготовки будет >5 и
<12 см. В заготовках диа-
метром <5 см будет обра-
зовываться мартенсит, а
Рис. 81. Влияние содержания
углерода на диаграмму изотер-
мического превращения сталей
1 % Сг—0,5 % (Мо-В):
1— 0,12% С; 2 — 0,22; 3-0,32;
4—0,42; 5-0,55; 6 - 0,65; 7 —
0,82: 8 - 1,04 % С
>12 см — перлит. Для такой стали характерна весьма ограниченная приме-
нимость.
Проблема разработки сталей с учетом выбора легирующих элементов
очень важна. Необходимо использовать такие легирующие элементы, которые
бы существенно снижали температуру Вя, но при этом не тормозили сколько-
нибудь заметно бейнитную реакцию при более высоком содержании углерода.
Такое легирование снизило бы температуру бейнитного превращения, т. е. по-
зволило получить стали с более высоким уровнем прочности и тем самым ми-
нимизировать содержание углерода в стали, а также способствовало бы опти-
мизации пластичности и свойств при ударном нагружении. В итоге бейнит об-
разовывался бы в широком интервале скоростей охлаждения, так что перлит-
ная реакция скорее затормаживалась, чем ускорялась, Марганец и хром —
самые дешевые и в сущности самые эффективные элементы для снижения тем-
пературы Вв. Гораздо меньше количественных данных о влиянии легирующих
элементов на торможение бейнитной реакции, в частности при высоком со-
держании углерода, но, судя по общей прокаливаемости и учитывая стоимость,
марганец следовало бы предпочесть хрому. Очевидно, углерод следует под-
держивать на том минимальном уровне, который еще позволяет получить тре-
буемую прочность, поскольку углерод значительно затормаживает бейнитную
реакцию и резко снижает температуру Ms, что в свою очередь увеличивает
риск появления закалочных трещин. Кроме того, высокое содержание углерода
снижает пластичность и ударную вязкость сталей.
Наиболее вероятная область использования таких сталей — там, где они
могли бы конкурировать со сталями, имеющими структуру отпущенного мар-
тенсита, т. е. для изготовления деталей больших сечений. После охлаждения
77
на воздухе эти детали не подвержены различным искривлениям и растрески-
ванию и не требуют специального дорогостоящего оборудования для закалки.
Для получения структуры отпущенного мартенсита в деталях большого сече-
ния требуется легирование металла большим количеством различных элементов,
чтобы получить необходимую прокаливаемость на мартенсит. Бейнитные ста-
ли, вероятно, дешевле, поскольку их не нужно так легировать, но в них дол-
800
600
Рис. 82. Влияние содержания углерода на вид диаграммы превра-
щения аустенита при непрерывном охлаждении сталей с 1 % Сг—
0,5% Мо—В:
а —0,42% С; 6 — 0,65% С; в — 0,96 % С; 1 — Вн расчетная: 2 —
начало превращения; 3— Мп расчетная; 4—10%; 5 — 50%; б —
90 %; 7 — конец превращения
жно быть более высокое содержание углерода. Таким образом, если сваривае-
мость и вязкость не являются главными требованиями, предъявляемыми к
стали, высокоуглеродистые бейнитиые стали могут быть экономически выгод-
ней, чем отпущенные мартенситные стали. Типичные области использования
таких бейнитных сталей — большие детали установок, предназначенных для
деформации металла, дорны для производства труб, опорные валки прокат-
ных станов и детали машин, работающие при статической нагрузке. В буду-
щем возможно применение высокоуглеродистых бейнитных сталей в качестве
буров, высокопрочной арматуры, там, где требуется высокое сопротивление
износу, например для изготовления колес и колесных бандажей железнодо-
78
рожных вагонов. Тем не менее применение сталей со структурой высокоугле-
родистого бейнита, вероятно, более ограничено, чем низкоуглеродистых бей-
нитных сталей.
Глава VII
Высокопрочные стали
Введение
Для высокопрочных сталей обычно величина условного предела текучести со-
ставляет >1400 МПа. Основными областями их применения [1] являются
шасси самолетов, высокопрочные болты и крепежные детали, некоторые типы
котлов высокого давления, о’болочки ракетных двигателей, корпуса ракет,
Рис. 83. Зависимость твердости мартенсита от содержания углерода и легирую-
щих элементов (а) и связь между температурой Мн и твердостью (б):
/ — легированный мартенсит; 2 —обычный углеродистый; 3 —с остаточным аусте-
нитом; 4 — стали с 0,4 % С; 5—то же, с 0,2 % С; б — 0,1 % С; 7 — 0,02 % С;
------ — простые углеродистые стали;----------легированные
.пружины, высокоскоростные роторы, подшипники и валы, детали машин и дру-
гие детали. Эти стали применяют там, где важно уменьшение массы при со-
хранении высокой прочности. Стимулом к созданию таких сталей послужило
развитие космической и авиационной промышленности, поскольку разработан-
ные и применяемые в этих отраслях алюминиевые сплавы максимальной проч-
ности все-таки уступали сталям в модуле упругости, ударной вязкости и свой-
ствах при повышенных температурах.
Основные требования, предъявляемые к стали такого типа, сводятся
к следующим: необходимая прочность; достаточная пластичность; сопротивле-
ние удару и хорошая ударная вязкость; повышенная усталостная прочность;
достаточно хорошая свариваемость, особенно листов, предназначенных для ра-
кетных двигателей и оболочек ракет.
Помимо металловедческих принципов, которые положены в основу созда-
ния таких сталей и описанных ниже, наилучшей гарантией хороших усталост-
ной прочности и пластичности является чистота по неметаллическим включени-
ям. Эти включения играют особенно большую роль в тех случаях, когда пре-
79
дел прочности > 1200 МПа, так как при этом повышается чувствительность
металла к надрезу и любые источники напряжений оказывают отрицательное
влияние. В связи с этим появилась тенденция использовать сверхчистые мате-
риалы и плавку в вакууме [2, 3], что значительно удорожает сталь. Для хо-
рошей свариваемости имеет значение чистота, главным образом по сере и фос-
фору. Чем выше содержание углерода, тем более затруднена сварка, содер-
жание водорода также должно быть минимальным [4]. Особую трудность
представляет водородное охрупчивание. Например, при электролитическом по-
крытии для повышения коррозионной стойкости самолетных шасси происхо-
дит водородное охрупчивание, которое приводит к замедленному хрупкому
разрушению [5, 6]. Прочность мартенситной стали зависит преимущественно от
содержания углерода (рис. 83), и металлические легирующие элементы ока-
зывают на' нее сравнительно небольшое влияние при условии, что сталь пол-
ностью мартенситная и не подвергнута отпуску [7]. Металлические легирующие
элементы вызывают очень незначительное повышение прочности вследствие
образования твердого раствора, но могут слегка повысить прочность вследст-
вие понижения Мн, так что самоотпуск развивается в меньшей степени и уг-
лерод может полностью реализовать свое упрочняющее влияние на мартенсит
[7, 8].
Таким образом, упрочнение достигается главным образом под действием
углерода, за исключением мартенситно-стареющих или дисперсионно-старею-
щих сталей, но содержание углерода должно быть по возможности низким,
поскольку необходимо обеспечить определенную свариваемость, особенно тон-
ких листов, максимально возможные пластичность и вязкость, избежать зака-
лочного растрескивания, так как чем выше содержание углерода, тем ниже
Мп и больше вероятность растрескивания.
Прочность при отпуске снижается тем быстрее, чем выше содержание
углерода [7], так что отпуск контролировать труднее. Поскольку мартенсит
закалки хрупок, необходим отпуск. Поэтому легирующие элементы выбирают
такими, чтобы они обеспечивали как хорошую прокаливаемость, так и соот-
ветствующую устойчивость к отпуску. Существуют два основных метода дос-
тижения сверхвысокой прочности сталей, обработанных обычным способом:
использование температур отпуска <350° С и вторичного твердения при от-
пуске в интервале температур 550—650° С.
Последний из указанных методов обладает тем преимуществом, что полу-
ченный уровень прочности сохраняется при более высоких температурах эк-
сплуатации; его недостаток заключается в необходимости повышенного леги-
рования стали. Ниже также рассмотрены другие методы придания стали сверх-
высокой прочности: термомеханические обработки; быстрая аустенитизация;
холодная обработка или деформационное старение мартенсита; холодное
волочение перлита; старение мартенсита с очень низким содержанием углеро-
да, т. е. получение мартенситно-стареющих сталей.
1. Стали, отпущенные при низких температурах
Для получения предела прочности 1500—2100 МПа содержание углерода дол-
жно составлять 0,3—0,4%, даже если отпуск проводят при температуре 200° С.
Следовательно, это минимальное содержание углерода, которого следует при-
держиваться. Температура отпуска должна быть по возможности более высо-
кой, чтобы в соответствии с требованиями прочности максимально восстановить
пластичность и вязкость. Для легированного мартенсита с 0,3—0,4% С можно
применить отпуск при 300—350° С и тем не менее получить предел прочности
>1500 МПа. Однако высокие температуры отпуска в этой области использо-
вать' нельзя, так как в процессе отпуска при 250—300° С в мартенситных ста-
лях снижается ударная вязкость [9]. Если для того, чтобы избежать этого
охрупчивания, отпуск проводят при температурах ниже 250° С, то общая
пластичность получается низкой вследствие недостаточного отпуска мартенси-
та. Если же проводить отпуск при температурах >350° С, чтобы обеспечить
соответствующие ударную вязкость и пластичность, то не соблюдаются тре-
80
бования, предъявляемые к прочности (рис. 84). Предложено несколько возмож-
ных механизмов для объяснения охрупчивания, которое имеет место в мар-
тенсите, отпущенном при 250—300° С [3, 10—14]. К ним относятся: образование
цементитных пленок по границам пластин мартенсита [10, 11]; ферритные
пленки, связанные с пленками цементита по границам мартенситных пластин
(хорошо известно, что тонкая ферритная сетка приводит к ярко выраженно-
му охрупчиванию прочной матрицы мартенсита отпуска [14]); загрязняющие
примеси, особенно вызывающие охрупчивание, такие, как олово и фосфор, ко-
торые повышают температуру хрупкого перехода и инициируют межкристал-
Температура
отпуска ° С
Рис. 84. Влияние отпуска на механи-
ческие свойства стали SAE 4340:
Рис. 85. Схематическое представление
[13] причины охрупчивания среднеугле-
родистого мартенсита (наибольшего
после отпуска при 300 °C):
/ — область охрупчивания; 2 — высокая
плотность дислокаций; 3 — крупные
карбиды
/ — твердость; 2 — предел прочности;
3 — предел текучести; 4 — относитель-
ное сужение площади поперечного се-
чения; 5 — относительное удлинение;
6— энергия разрушения прн ударном
нагружении
литное охрупчивание; присутствие крупных карбидов при сохраняющихся
высокой плотности дислокаций и прочности матрицы [13]. При этом охрупчи-
вание имеет место при температурах, достаточно высоких, чтобы осуществился
рост карбидов по границам пластинок мартенсита, карбиды превратились
в возможные центры зарождения трещин [15—18]. Однако эти темпера-
туры не настолько высоки, чтобы снизилась плотность дислокаций и матрица
могла вновь обрести достаточную вязкость (рис. 85).
Очевидно, что если с помощью легирующих элементов, задерживающих
образование карбидов, можно повысить устойчивость против отпуска, то по-
является возможность проводить его при температурах, превышающих 300° С,
что позволяет миновать область охрупчивания и вместе с тем получить соот-
ветствующий уровень прочности. Элементом, обеспечивающим такой эффект,
является кремний — он заметно замедляет отпуск при температурах >200° С
[19,20]. Подобным образом ведут себя другие элементы, например алюминий,
фосфор, а также некоторые карбидообразующие элементы.
Выбор правильной комбинации легирующих элементов определяется сле-
дующими условиями: достижением заданной прокаливаемости; обеспечением
требуемой степени замедления отпуска при температурах >300° С; не слиш-
ком сильным понижением температуры Л4П во избежание закалочного растрес-
6—786
81
кивания. В связи с этим рекомендуют по возможности низкое содержание уг-
лерода, насколько это совместимо с требованиями прочности.
Из этих требований следует, что’ отношение замедления отпуска к пони-
жению температуры Л4П, приходящееся на 1 % легирующего элемента, должно
быть максимальным; соответствующие данные представлены в табл. 2.
Таблица 2
Элемент Замедление отпуска в единицах HV на 1% (по массе) Понижение Мн, ’С/% (по массе) Отношение замедления отпуска к понижению AfH -S’ Элемент Замедление отпуска в единицах НВ на 1% (по массе) Понижение мн, ’С/% (по массе) Отношение замедления отпуска к по- нижению мн
С —40* 474 —12 W 10 И 0,9
Мп 8 33 0,24 Мо 17 21 0,8
Si 20 И 1,8 V 30 Нет. св. >1
Сг 0 17 0 Со 8- Неболь- >8
Ni 8 17 0,48 шое по- вышение
* Углерод ускоряет отпуск.
Из приведенных данных следует, что углерод оказывает отрицательное
влияние, и его содержание должно быть минимальным в соответствии с тре-
буемым уровнем прочности (необходимое содержание углерода составляет
примерно 0,3—0,4%); содержание хрома должно быть ограничено, хотя
~ 1 % Сг может быть необходим для получения заданной прокаливаемости;
добавки кремния и кобальта весьма эффективны и полезны; из таких элемен-
тов, как молибден, вольфрам и ванадий, молибден является более предпочти-
тельным, чем вольфрам, так как он дешевле; молибден предпочтителен и по
сравнению с ванадием, поскольку для растворения его карбидов, перед закал-
кой не требуются такие высокие температуры аустенитизации (высокая тем-
пература аустенитизации повлекла бы за собой укрупнение аустенитного зер-
на и значительное ухудшение вязкости).
Разработано много сталей сверхвысокой прочности [21—23], и в некото-
рые из них специально добавляют кремний.
1. Модифицированная SAE 4330 или 4340 (0,30—0,40% С; 0,7—0,9% Мп;
1,8% Ni; 0,85% Сг; 0,20—0,40% Мо) с кремнием до 1,5% [24, 25].
2. Различные стали с более высоким содержанием кремния (0,3—0,4% С;
Ni—Сг—Мо или Сг—Мо—V стали, содержащие до 2,5%Si [24, 25]).
3. SAE 4137 + Со, содержащая 0,4% С, 1% Si, 1% Сг, 1% Со, 0,25% Мо,
0,15% V; интересно отметить одновременное присутствие 1% Si и 1% Со [26].
Имеются и другие, менее распространенные сорта стали, кЬторые харак-
теризуются высоким содержанием никеля и кобальта [27—30]; повышенным
содержанием кремния и меди (молибденованадиевая сталь) с целью сниже-
ния внутренних напряжений, сопровождающих мартенситное превращение,
предотвращение искажения формы и закалочное растрескивание [31—33].
Медь не только улучшает прокаливаемость, но также замедляет отпуск и спо-
собна вызвать процессы дисперсионного твердения.
2. Вторично твердеющие стали
Если свойства должны быть обеспечены при более высоких температурах эк-
сплуатации, то необходимо настолько повысить сопротивление отпуску, чтобы
эти свойства достигались после отпуска при 550—650° С. Это означает необ-
82
ходимость использования процесса вторичного твердения, включающего выде-
ление в процессе отпуска карбидов легирующего элемента. Содержание угле-
рода, необходимое для обеспечения разрушающего напряжения >1550 МПа,
по-прежнему составляет 0,3—0,4%.
Прежде всего, необходимо определить содержание хрома, который обес-
печит требуемую прокаливаемость и необходимую устойчивость против корро-
Рис. 86. Влияние хрома на твердость от-
пущенных сталей с 0,3 % С и 1 % Мп:
19—24 — номера сталей, содержащих соот-
ветственно 0; 2; 4; 6; 8; 10 % Сг
T(20+lgt)*10~3
900 950 500 550 500 650 700 750
1 и при температуре. °C
Рис. 87. Влияние молибдена на твердость
отпущенных сталей с 0,4 % С, I % Мп,
1 % Сг:
5—8 — номера сталей, содержащих соот-
ветственно 0,48; 0,98; 2,92; 4,60 % Мо
зии и окисления при температурах эксплуатации. Следует также учитывать
влияние хрома на устойчивость против отпуска. Содержание 6% Сг может
обеспечить достаточную устойчивость против отпуска (рис. 86), не вызывая
вторичного твердения [8], но повышение
концентрации хрома >6% дает неболь-
шие дополнительные преимущества в
случае отпуска при 550° С и выше. Хо-
рошо известную сталь с 5% Сг исполь-
зуют для изготовления горячих штам-
пов, и ее состав может быть принят в
качестве исходного, хотя содержание
хрома можно и снизить. Карбид, выпа-
дающий в сталях с 0,3—0,4% С, 5% Сг,
представляет соединение
стали характеризуются
ООО 500 600 700 800
1ч при температуре, °C
73 74 15 16 17 18 10 20 21
T(20+lQt)*W3
।. । 1 । I । । : ।__
Сг7С3. Такие
замедленным
отпуском, ио в них отсутствует настоя-
щее вторичное твердение, а Сг7С3 быстро
перестраивается. Отпуск максимально
замедляется приблизительно при 500° С,
но по мере повышения температуры до
700° С эффективность влияния хрома
снижается.
Вторичное твердение в результате
добавок молибдена и ванадия сущест-
венно повышает сопротивление отпуску.
Для обеспечения необходимого вторич-
ного твердения требуется > 1 % Мо, но
Рис. 88. Влияние ванадия на твердость
отпущенных сталей с 0,4 % С, I % Мп,
I % Сг:
13—16 — номера сталей, содержащих
соответственно 0,15; 0,51; 0,98; 1,98 % V
6*
83
повышение его концентрации свыше 3% дает небольшой дополнительный вы-
игрыш (рис. 87). Оптимальной, экономически приемлемой добавкой является
~2,5% Мо [34, 35]; вторичное твердение обеспечивается в результате выпа-
дения Мо2С, который в сталях с 5% Сг образуется вместо СГ7С3 вследствие
большей склонности молибдена к образованию карбидов.
Использование 0,5% V также может вызвать вторичное твердение. При
этом образуется V4C3 (рис. 88). Добавка 0,5% V к стали с 2% Мо недостаточ-
на для образования V4C3, так как ванадий растворится в Мо2С и стабилизиру-
ет этот карбид. Так что он образуется при более высоких температурах и пе-
рестаривается не так быстро. Это повышает устойчивость против отпуска. Об-
разование V4C3 могло бы начаться при добавках ванадия, превышающих
0,5%, но только если бы богатый ванадием карбид полностью растворился
при повышении температур аустенитизации. В этом случае росло бы зерно аус-
тенита и снижалась пластичность и ударная вязкость. Таким образом, добав-
ку ванадия ограничивают и она не превышает 0,5%.
Эти стали, легированные Сг, Мо и V, обладают достаточной прокаливае-
мостью для большинства областей применения. Они несколько избыточно
легированы для прокаливаемости, но легирующие добавки необходимы для
обеспечения требуемой устойчивости против отпуска. Поэтому такие стали
дороги. При выборе карбидообразующей добавки руководствуются следующи-
ми критериями: повышение склонности к образованию карбидов (Cr<Mo<V);
повышение устойчивости против роста и перестаривания карбидов, СггСз<
<Мо2С<У4С3; температура, при которой возникает максимальная задержка
разупрочнения во время отпуска или при которой происходит вторичное твер-
дение, а именно СГ7С3 (500°С), Мо2С (575°С), V4C3 (600—625°С); влияние
элементов на скорость снижения количества дислокаций в мартенсите во вре-
мя' отпуска, определяемое влиянием элемента на самодиффузию железа
(Cr<Mo<V).
Для дальнейшего улучшения свойств могут быть использованы некоторые '
общие принципы, определяющие интенсивность вторичного твердения. Улучше-
ние сопротивления отпуску и, таким образом, более высокую прочность при
данной температуре отпуска (или повышение температуры отпуска для дости-
жения заданной прочности в сочетании с лучшей пластичностью) можно полу-
чить, подняв всю кривую отпуска, увеличив интенсивность вторичного тверде-
ния, понизив скорость перестаривания карбида вторичного твердения или
повысив температуру вторичного твердения. Поднять всю кривую отпуска мож-
но, просто увеличив содержание углерода, но это приводит к снижению вяз-
кости, пластичности и свариваемости. Кроме того, это влияет на повышение
скорости перестаривания. Следовательно, углерод для таких целей использо-
вать нельзя. Другие упрочняющие элементы, образующие растворы внедрения,
также отпадают „по той причине, что для получения заметного эффекта тре-
буются очень большие и дорогостоящие их добавки. Однако интенсивность
вторичного твердения можно повысить, увеличив структурное несоответствие
между выделившимся карбидом и матрицей. Хотя это и ведет к более быстро-
му перестариванию, конечный эффект получается положительным, так что
после отпуска достигается более высокая прочность. Повышенного структурно-
го несоответствия достигают путем увеличения параметра решетки выделивше-
гося карбида и уменьшения параметра решетки матрицы.
В карбиде Мо2С могут растворяться и хром, и ванадий. Атом хрома мень-
ше, чем атом молибдена, и поэтому уменьшает параметр решетки Мо2С, а
ванадий увеличивает его. Поэтому хром имеет тенденцию снижать интенсив-
ность вторичного твердения и, кроме того, уменьшает стабильность Мо2С, так
что максимальное вторичное твердение проходит при более низких температу-
рах отпуска и перестаривание ускоряется (рис. 89). Таким образом, присутствие
хрома нежелательно, но он необходим в количестве 1—2% для обеспече-
ния нужной прокаливаемости. В таких количествах он не оказывает выражен-
ного отрицательного влияния на твердость после отпуска. Ванадий увеличи-
вает параметр решетки Мо2С и стабилизирует его. Следствием является
большая интенсивность вторичного твердения, которое имеет место при более
высоких температурах отпуска. Таким образом, ванадий повышает устойчи-
84
вость против отпуска, и поэтому его присутствие желательно. Однако вследст-
вие низкой растворимости ванадия и связанной с этим необходимости повыше-
ния температуры аустенитизации, ванадий нельзя использовать в слишком
больших количествах (<0,5%). Большинство элементов увеличивают параметр
решетки ферритной матрицы, но одним из немногих понижающих его элемен-
тов является кремний. Этот элемент обладает дополнительным преимущест-
вом — он дешев. Кроме того, что кремний повышает интенсивность вторичного
твердения, он ускоряет перестаривание и приводит к тому, что максимальная
твердость достигается при значительно более низких температурах отпуска
(рис. 90). Общий эффект от
легирования кремнием, одна-
ко, достигается положитель-
ный — повышенная твердость
после отпуска при 550—650° С.
Слишком большое количество
кремния настолько ускоряет
перестаривание, что его стано-
вится трудно контролировать,
поэтому оптимальное содер-
жание вводимого кремния со-
ставляет ~0,75% Si.
С учетом вышеизложенно-
го была разработана сталь,
содержащая 0,4% С, 0,75% Si,
1,5% Сг, 2% Мо, 0,5% V, у
которой после отпуска при
600° С предел прочности со-
ставлял 1800 МПа, а при
650°С— 1560МПа [8,34]. До-
полнительное преимущество
этой стали заключается в повы-
шенном сопротивлении отпус-
ку, что позволяет использовать
предельно пониженные содер-
жания углерода. Это в свою
очередь в сочетании с пони-
женным содержанием хрома
обеспечивает более высокую
температуру Мв и меньшую
склонность к закалочному рас-
трескиванию. Достигаемая ве-
личина прокаливаемости дос-
таточна для большинства на-
значений. Как и следовало ожи-
Рис. 89. Влияние хрома на твердость отпущенных
сталей с 0,45 % С, 1,75 % Мо, 0,75 % V:
/ — без хрома; 2 — 2,17% Сг; 3 — 3,05% Сг;
4— 4,17% Сг; 5 — 5,21 % Сг
дать, вторичнотвердеющие ста-
ли, отпущенные при температурах 600—650° С, сохраняют свою прочность при
температурах эксплуатации до 500—550° С [35]. Однако если отпуск осуществ-
ляется при температурах максимального вторичного твердения е целью получе-
ния максимальной прочности, то это сопровождается снижением до миниму-
•ма ударной вязкости (рис. 91) [8, 34, 36]. Поэтому отпуск таких сталей все-
гда проводят так, чтобы возникало легкое перестаривание, которое, хотя и
понижает несколько прочность, но при этом обеспечивает гораздо лучшую
ударную вязкость.
Уже было отмечено, что склонность сверхвысокопрочных сталей к водо-
родной хрупкости и чувствительность к загрязнениям приводят к тому, что
для производства этих сталей часто используют вакуумную плавку, хотя это
значительно удорожает сталь. Однако плавка в вакууме обеспечивает сни-
жение содержания неметаллических включений, в результате чего значитель-
но повышается усталостная прочность. Стали с пределом прочности
>1550 МПа обладают повышенной чувствительностью к надрезу, особенно
85
при усталостных испытаниях. До предела прочности 1550 МПа, коэффициент
усталости остается постоянным, равным ~ 0,5, но при более высоких значе-
ниях предела прочности он снижается до 0,4 [35]. Таким образом, в этих ста-
лях может резко проявляться влияние включений, которые действуют по-
добно надрезам или концентраторам напряжений, и вполне возможно, что
значения предела усталости сталей с временным сопротивлением при растяже-
нии 1860 МПа будут такими же или даже худшими, как и соответствующие
показатели сталей с временным сопротивлением 1550 МПа. Примером такого
Рис. 91. Влияние отпуска на характе-
ристики сталей с 0,4 % С, 5 % Сг, 2 %
Мо, 0,5 % V:
1 — твердость; 2 — энергия разрушения
по Шарпи
Рис. 90. Влияние кремния на твердость
отпущенных сталей с 0,45 % С, 5 % Сг,
2 % Мо:
1 - 1 % Si; 2-0,07 % Si
отрицательного влияния включений на сопротивление усталости служат стали
для роликовых подшипников типа 1% С—Сг, чистота которых обеспечивается
специальной технологией раскисления [37]. При исследовании таких сталей
получена четкая зависимость между усталостной долговечностью и содержа-
нием включений [38—40].
3. Термомеханическая обработка
Низкотемпературная термомеханическая обработка
Этот процесс представляет собой хорошо известный процесс аусформинг, при
котором метастабильный аустенит деформируется ниже ACi после аустенити-
зации при обычных температурах [7, 41—52]. Закалку осуществляют непос-
редственно после деформации, с последующим отпуском мартенсита. Прове-
дение такого процесса возможно при наличии области метастабильного аусте-
нита, где можно осуществить деформацию, и при достаточной величине
инкубационного периода, в течение которого проводится деформация, а также
при условии, что она не слишком ускоряет превращение. Естественно, что сталь
должна обладать достаточной прокаливаемостью с учетом используемых раз-
меров сечений. Закалка деформируемого метастабильного аустенита проходит
прежде, чем совершается какая бы то ни было рекристаллизация и даже воз-
врат (отдых) может осуществиться лишь частично вследствие низких темпера-
тур деформации.
Обычные температурные деформации колеблются от 450 до 600 °C, и чтобы
получить достаточное упрочнение, необходимо осуществить обжатие ~70%.
Установлены следующие закономерности [8, 43, 50]: прочность возрастает
линейно при увеличении степени деформации со скоростью примерно 6 МПа
86
на 1% обжатия; она возрастает также при увеличении содержания углерода,
но возможно, что фактический рост прочности в результате аусформинга в зна-
чительной степени не связан с содержанием углерода [47]; пластичность сни-
жается по мере увеличения содержания углерода; с уменьшением температуры
аусформинга обнаруживается тенденция к линейному возрастанию прочности.
Выбор легирующих элементов [53] диктуется необходимостью получения
достаточно метастабильного аустенита для обеспечения протекания деформа-
ции [47]. Имеются данные, свидетельствующие о том, что кремний оказывает
желаемое воздействие, так как препятствует возврату (отдыху); подобным об-
разом действует и молибден, в то время как никель улучшает ударную вяз-
кость. Хром, по-видимому, нежелателен для аусформинга. Температура пер-
вичной аустенитизации должна быть достаточной для растворения карбидов,
но не выше. Поскольку для сталей, подвергнутых аусформингу, характерна
большая прочность, можно выбрать несколько пониженное содержание угле-
рода, что позволит улучшить пластичность и вязкость и снизить склонность к
закалочному растрескиванию.
Нередко высказывают мнение, что стали после аусформинга обладают
лучшими характеристиками — вязкостью и пластичностью по сравнению со ста-
лями, подвергнутыми стандартной термической обработке. По-видимому, в
этом вопросе имеется некоторая неясность, так как если провести тщательное
сравнение металла с одним и тем же содержанием углерода и одинаковой проч-
ностью [43, 50], то оказывается, что стали с <0,45 % С после аусформинга
обладают худшей пластичностью, чем стандартно обработанные стали. Для
сталей, содержащих >0,45 % С, по-виДимому, характерно обратное. Несомнен-
но, в результате аусформинга можно получить очень высокую прочность,
приближающееся к 3000 МПа временное сопротивление при растяжении, о чем
свидетельствуют данные [8], приведенные ниже:
Содержание углерода, % . .
Предел текучести, МПа:
обычная термообработка .
аусформннг (91%, 540°C)
0,30 0,40 0,50 0,60
1700 1900 2080 2280
2080 2320 2620 2880
Стали, подвергнутые аусформингу, также обладают значительно лучшей
способностью сохранять прочность, чем обычно обработанные стали, даже при
самых высоких температурах отпуска [7, 50]. Однако при высоких температу-
рах отпуска значения прочности стали после аусформинга и стандартно обра-
ботанной стали имеют тенденцию сближаться. Аусформинг можно применять
также для бейнитных сталей [54] при условии, что начинать деформацию сле-
дует выше температуры Вп. Если бейнитное превращение проходит при высо-
ких температурах, то упрочнение получается меньшим, чем при низких темпе-
ратурах, вследствие того, что в деформированном аустените уменьшается
количество дислокаций, а это приводит к более низкой плотности дислокаций
в бейните [55].
Эффект упрочнения сталей, подвергнутых аусформингу [53, 56—60], счи-
тается в настоящее время связанным со следующими основными обстоятель-
ствами: очень мелкими пластинками мартенсита (деформация аустенита пре-
пятствует росту мартенситных пластин, но это сравнительно малозаметный
эффект); мелкими карбидами, которые образуются в аустените при деформа-
ции и закрепляют дислокации. Аустенит вследствие этого становится менее
склонным к отдыху и обнаруживает большую способность к деформационному
твердению, сохраняющемуся в продукте превращения. Таким образом, стали,
в которых выделяется карбид, более чувствительны к аусформингу, о чем сви-
детельствуют данные [8], приведенные ниже:
Содержание углерода, % . . . . . . 0,30 0,40 0,50 0,60
Увеличение предела текучести, % ... 22 22 26 27
В сталях с более высоким содержанием углерода эти мелкие выделения
карбидов снижают количество углерода, растворенного в мартенсите, умень-
87
шают степень тетрагональности и, возможно, вносят свой вклад в повышение
пластичности высокоуглеродистых сталей. Однако с этими выделившимися
при деформации карбидами может быть и не связано заметное дисперсионное
упрочнение. Эффект упрочнения может быть вызван высокой плотностью дис-
локаций, сохраняющейся в продукте превращения и связанной с увеличенной
плотностью дислокаций в деформированном аустените до превращения.
Что касается ранее предложенных механизмов упрочнения, а именно:
инициируемого деформацией выделения карбидов, влияния текстуры и пони-
жения Мн, то в настоящее время их роль считают малосущественной.
Из сталей [47, 50], подвергнутых аусформингу, изготовляют рессоры для
легковых и грузовых автомобилей, торсионные валы, штампы для холодной
высадки, различные инструменты, прессформы, обшивку ракетных двигателей,
броневые плиты, стволы винтовок и минометов, высокопрочные крепежные де-
тали и т. д. Стали не получили широкого применения вследствие дорогостоя-
щей технологии их получения и трудностей, заключающихся в необходимости
точно соблюдать технологию. Кроме того, лишь стали немногих составов могут
быть использованы с получением оптимальных эффектов. При этом нагрузки
на оборудование очень велики. Значительна также изнашиваемость валков про-
катных станов и матриц для прессования; связана с большими трудностями
и окончательная механическая обработка деталей, подвергнутых аусформингу.
Механическая обработка может свестись к использованию криоформинга
[47] — обработки, при которой состав стали подбирают таким образом, чтобы
температура Мн была ниже комнатной. В этом случае аустенит можно дефор-
мировать при комнатной или выше комнатной температуре. Если температура
Мя не слишком высока, то детали будут обрабатываться при комнатной тем-
пературе, затем подвергаться закалке путем интенсивного охлаждения с пос-
ледующим отпуском. Помимо повышенной стоимости применения более высо-
колегированного материала, трудности обусловлены сложной технологией,
нестабильностью размеров и искажениями в процессе превращения и после
него.
Высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО)
По этому процессу много сделано как в США [52, 61], так и в СССР [49].
Различные виды высокотемпературной термомеханической обработки пред-
ставляют собой, по существу, развитие обычной прокатки или горячего де-
формирования, протекающих при более низких, чем обычные, температурах
конца прокатки, т. е. как при контролируемой прокатке. Непосредственно пос-
ле горячей обработки давлением осуществляется закалка с последующим от-
пуском. Горячая обработка обычно заканчивается при температурах не ниже
АСз , что позволяет достичь значительного измельчения зерна первичного
аустенита [47, 62]. Этот эффект получается более выраженным в присутствии
таких элементов, как ниобий, молибден или кремний, которые задерживают
рекристаллизацию.
Прочность возрастает с повышением' степени обжатия, которая для обес-
печения рекристаллизации должна составлять 25—30 % за один проход, а так-
же с понижением температуры деформации. Свойства, получаемые после
ВТМО, занимают промежуточное положение между обычной прокаткой и аус-
формингом, о чем свидетельствуют данные табл. 3, в которой приведены свой-
ства стали (0,6 % С; 1,4% Si; 0,6 % Мо; 0,2 % V) после одинакового об-
жатия.
Можно полагать, что высокотемпературная термомеханическая обработка
будет весьма эффективной, если создать условия для рекристаллизации стали
после каждого прохода, при условии, что за последний проход обеспечивается
обжатие 25—30 %. Такое обжатие, по-видимому, необходимо для получения
в результате рекристаллизации мелкозернистого аустенита. Несмотря на то что
с уменьшением размеров пластинок мартенсита в результате измельчения зер-
на первичного аустенита связано частичное упрочнение, понижение температу-
ры конца прокатки может также сопровождаться неполной аннигиляцией дис-
локаций, которые усваиваются мартенситом. Имеются данные о том,
88
Таблица 3
Обработка Предел теку- чести, МПа Предел проч- ности, МПа Относительное удлиннение, %
Обычная прокатка 2000 2510 —
Контролируемая при температуре
конца, °C:
750 2110 2570 4,0
730 2130 2590 4,0
680 2130 2610 4,8
650 . . 2170 2530 5,0
Аусформинг 2280 2880 3,0
что если проводить закалку не непосредственно после горячей деформации, а
с некоторым запозданием, то происходит дополнительный возврат, который
приводит к повышению пластичности, хотя уровень прочности при этом зна-
чительно понижается.
Влияние состава сплава изучено недостаточно, но, видимо, иаилучшие
результаты показывают вторично твердеющие стали, содержащие молибден,
ванадий и ниобий. При этом прочность сохраняется при более высоких темпе-
ратурах эксплуатации. Это может быть связано с выпадением карбидов леги-
рующих элементов, инициируемых деформацией в процессе деформирования
при пониженной температуре. Сообщалось также о положительном влиянии
процесса на величину усталостной прочности [63]. Однако сомнительно, чтобы
такое влияние могло иметь место, когда речь идет о больших деформациях.
Основное преимущество высокотемпературной термомеханической обработки
по сравнению с аусформингом—это отсутствие ограничений, накладываемых
характеристиками превращения, поскольку в общем случае деформация осу-
ществляется в области стабильного аустенита. Это, однако, не всегда так,
деформация может проходить и при более низких температурах — до 650 °C.
Процесс, по-видимому, не очень широко используют, но испытания на инстру-
ментах и штампах в условиях эксплуатации показали, что он способен обес-
печить желательное в этих случаях повышение стойкости (продолжительности
службы) по сравнению с обычными методами обработки сталей [64].
Термомеханическая обработка в процессе превращения
Один из применяемых в последнее время видов термомеханической обработки
такого типа является изоформинг [47, 65—67] —деформация, осуществляемая
в ходе изотермического превращения в перлит. Вместо структуры пластинча-
того перлита в матрице, состоящей из мелких субзерен, являющихся следстви-
ем полигонизации при температуре изоформинга, образуются мелкие сферои-
дальные карбиды. Состав стали следует подбирать таким образом, чтобы
обеспечить необходимые характеристики превращения: инкубационный пери-
од — достаточный, чтобы начать деформацию и вместе с тем чтобы превраще-
ние завершилось за приемлемый отрезок времени. При этом следует учитывать
ускорение превращения деформацией. Температура, при которой происходят
деформация и перлитное превращение, должна быть достаточно высокой для
сфероидизации карбидов и полигонизации феррита. Вследствие этих требова-
ний область применения процесса ограничивается высокоуглеродистыми ста-
лями, и хотя получаемые уровни прочности отнюдь нельзя отнести к сверхвы-
соким, имеется существенное улучшение вязкости по сравнению с вязкостью
структуры пластинчатого перлита. Оно, несомненно, связано в первую очередь
с образованием мелких субзерен феррита. В исследовании, выполненном в
89
США, показано, что теплая деформация структуры пластинчатого перлита
дает подобный эффект и гораздо легче поддается контролю [68].
Вариантом такого процесса, способным привести к повышению (но не к
сверхвысокому) уровней прочности, является деформация до начала или в
течение бейнитного превращения [47, 54, 55]. Но и в этом случае необходи-
мость тщательного контроля характеристик превращения ограничивает выбор
сталей, которые могут быть подвергнуты такой обработке.
4. Методы быстрой аустенитизации
Преимущество структуры мелкого зерна первичного аустенита заключается в
том, что после превращения в ней образуются мелкие пластинки мартенсита.
В результате не только повышается прочность, но улучшаются пластичность
и вязкость. Значительного измельчения зерна первичного аустенита можно до-
стичь при очень высокой скорости нагрева до температуры аустенитизации и
очень коротких выдержках .при температуре чуть выше температуры ACj
[47, 51]. В таком случае для растворения карбидов можно использовать лег-
ковесный пиковый перегрев, который не приводит к укрупнению аустенитного
зерна.
В результате такой обработки, измельчения мартенсита и увеличения
плотности дислокаций после закалки величина предела текучести возрастает
примерно на 10 %. Причина увеличения плотности дислокаций не ясна, но
отпуск при температурах <200 °C оказывается недостаточным для аннигиля-
ции этих дислокаций, и в результате получаются плохие характеристики вяз-
кости. Плотность дислокаций может быть уменьшена путем повышения тем-
ператур отпуска. В этом случае свойства определяются главным образом очень
мелкими пластинами мартенсита отпуска. Таким образом, вязкость улучшается
путем использования быстрой термообработки при температурах отпуска
>400 °C. Однако этот эффект сравнительно невелик. Имеются доказательства
того, что быстрая термообработка, предшествующая аусформингу, хотя и дает
лишь незначительное повышение'прочности по сравнению с обычной аустени-
тизацией перед началом аусформинга, но обеспечивает значительное увели-
чение вязкости. Это связано главным образом с большим измельчением зерна
в процессе быстрой аустенитизации. Применение методов быстрой аустенити-
зации для получения значительных улучшений прочности и вязкости сверхвы-
сокопрочных сталей до сих пор ограничивалось в основном лабораторными
исследованиями. Эти методы трудно контролировать. Кроме того, они приме-
нимы к деталям ограниченных поперечных сечений, что определяется терми-
ческими константами стали, за исключением тех случаев, когда требуется обес-
печить свойства в тонком поверхностном слое.
5. Другие виды термической обработки
высокопрочных мартенситных сталей
Исследовались различные, довольно специфические методы повышения проч-
ности мартенсита или мартенсита отпуска с целью получения сочетания особо
высоких значений прочности и вязкости. Ни один из описываемых ниже мето-
дов не получил еще, по-видимому, широкого промышленного применения и не
только вследствие технологических трудностей, но и ввиду ограничений раз-
меров и форм сечений деталей, которые могут быть получены этими способами.
Холодная обработка
Обработка мартенсита путем холодного волочения может обеспечить очень
высокую прочность [50, 69—71], но даже в случае мартенсита отпуска обжа-
тия при волочении ограничиваются и доставляют ~10 %. Серьезную проблему
представляет износ волок, а также трудность получения однородных свойств
во всех случаях, за исключением совсем малых сечений.
90
Таблица 4
Обжатие при хо- лодном волочении, % Предел текучести (ТО,2 • МПа Предел прочнос- ти, МПа Относительное удлинение, % Относительно сужение, %
0 1660 2110 3,0 35,3
3 2370 2540 5,5 31,5
6 2560 2730 4,5 25,5
9 2670 2750 2,0 10,5
В табл. 4 приведены свойства стали 0,4 % С—Ni—Сг—Мо (SAE 4340)
отпущенной до Оо,2 1660 МПа после холодного волочения.
Из приведенных данных следует, что уже 10 %-ное обжатие увеличивав!
предел текучести на 60 %, но это происходит в результате значительного сни|
жения пластичности. Диаметр деталей, для которых получены такие свойст
ва, составляет ~ 12 мм.
Деформационное старение и отпуск
С одной стороны, подвергая мартенсит или отпущенный мартенсит холодному
волочению при температурах 100—300 °C, можно получить деформационное
старение, с которым связаны очень высокие значения прочности [72—76]
Этот процесс, по-видимому, не вышел за рамки лабораторных исследований
Рис. 92. Влияние температуры дефор-
мации на прочность углеродистой ста-
ли (0,2 % С) прн применении динами-
ческого деформационного старения н
деформационного отпуска [48а]:
/—динамическое деформационное ста-
рение; 2 — отпуск под нагрузкой; 3 —
обычный отпуск
С другой стороны, имеются данные о том, что деформационный отпуск, кото'
рый включает отпуск мартенсита с последующей деформацией и повторные
отпуском, также позволяет получить значительное увеличение прочности
[48,76].
На рис. 92 изображены кривые типичного изменения предела текучестг
сталп с 0,2 % С, обработанной перечисленными выше способами, по сравнении:
со свойствами той же стали, подвергнутой обычной обработке. Совсем недав
по разработанные стали «ТРИП» (сокращение английского названия «Пластич
кость, наведенная превращением») [48] будут рассмотрены ниже.
6. Связь структуры
со свойствами отпущенного мартенсита
Mhoihmh исследователями изучались механизмы упрочнения, обеспечивающие
высокую прочность мартенсита [72, 77—85]. К факторам, определяющим уп
рочпение стали, относятся: углерод в твердом растворе; высокая плотное^
дислокаций, особенно в реечном мартенсите; выпадение зон или собствен™
карбидных частиц, причем последнее имеет место в структурах'отпуска; огра
пичение свободного движения дислокаций двойниковыми границами в высо
м«углеродном мартенсите с внутренним двойникованием; взаимодействие меж!
9
ду атомами углерода и дислокациями; мелкие пластины или рейки мартенсита.
Несмотря на многочисленные попытки количественно определить влияние
каждого из механизмов на общую прочность мартенсита и мартенсита отпуска,
вследствие сложности получаемых структур не удалось установить четких
взаимосвязей между свойствами и микроструктурными параметрами так, как
это было сделано применительно к феррито-перлитным (и в меньшей степени
к бейнитным) структурам.
Для структур отпущенного мартенсита попытки связать величины напря-
жения течения и предела текучести с измеряемыми параметрами микрострук-
туры привели к уравнениям следующих типов, которые довольно успешно
применяют для расчета напряжений течения [86], МПа:
(Т/= 16,3-Юз (pV2 + X-x+ 1,1Ш1/3), (VII. 1)
где р — плотность дислокаций, число пересечений дислокациями площади
о
1 см2; %—расстояние между частицами выделившейся фазы, A; w — содержа-
ние углерода в растворе, °/о (по массе).
По-видимому, в уравнение не входит размер зерна и соотношение опреде-
ляется расстоянием между частицами, т. е. частицы вторичной фазы закрепля-
ют границы зерен отпущенного мартенситного феррита, и по сути дела рас-
стояние между частицами % является определяющим параметром, поскольку
оно всегда меньше, чем средние линейные отрезки между границами зерен
[87]:
<т0>2 = 343 -[-9,8
+ k2p1/2
(VII.2)
где k} и #2 — константы; Ь — вектор Бюргерса дислокаций. Прочность, МПа,
и в этом случае зависит от %-1 и pi/2 [88]:
ст012 = 550 4- 1,23-10-1 4,1-10-?Л-1, (VII.3)
где d — размер пластины мартенсита.
Очевидно, что в соответствии с этим уравнением прочность зависит как от
расстояния между частицами %, так и от размера пластин мартенсита d.
7. Перлитные стали,
полученные методом холодного волочения
Обычным методом получения сверхвысокой прочности (предел прочности зна-
чительно >1600 МПа) является холодное волочение проволоки из эвтектоид-
ной углеродистой стали. Ежегодно производятся тысячи тонн такого материала,
который применяют для проволочных канатов, в качестве пружин арматуры
для предварительно напряженного железобетона и т. д. Уровни прочности, по-
лучаемые после такого процесса, зависят от начальных значений прочности,
предшествующих волочению [89], и от применяемых степеней обжатия. Ис-
ходная микроструктура при этом должна быть способна вытягиваться, не раз-
рушаясь. Поэтому для того, чтобы слои перлита были по возможности более
тонкими, это должна быть патентированная структура. При этом пластинки
перлитного карбида очень тонкие, при волочении проволоки они не ломаются,
инициируя разрушение, а изгибаются [90]. Минимальное расстояние между
слоями перлита получаемое после патентирования в свинце, составляет поряд-
О
ка 1000 А. Структура, характеризуемая минимальным расстоянием между
слоями перлита, обладает дополнительным преимуществом — высокой прочно-
стью до волочения. Поэтому для получения, заданного предела прочности
требуются меньшие обжатия. Кроме того, чем выше начальная прочность, тем
больше степень деформационного упрочнения ввиду малых расстояний между
слоями. Поэтому для достижения заданного уровня прочности при волочении
проволоки требуются меньшие обжатия.
В процессе волочения проволоки феррит испытывает деформационное уп-
рочнение и образует дислокационную структуру [91—93], а карбид проявляет
92
склонность к образованию волокнистой структуры. Вначале слои перлитного
карбида располагаются параллельно направлению волочения [90], а в местах
пересечения с полосами скольжения часто образуют изгибы. Впоследствие
слои перлитного карбида могут деформироваться и сближаться, по мере того
как феррит вытесняется из промежутков между ними [90]. Это приводит к
значительному повышению степени деформационного упрочнения [94].
Было показано [91], что напряжение течения перлита после холодного
волочения описывается уравнением
/ 6 \
а/ = а04--=ехр — , (VII.4)
г 2Jq
где Of — напряжение течения; Оо — напряжение трения решетки; d0 — расстоя-
ние между дислокациями; ky — константа пропорциональности Холла —
Петча; е — истинная деформация при волочении проволоки.
Это общее соотношение в некоторой степени подтверждается недавними
работами [95],
Фактическое значение предела прочности, которое может быть достигну-
то, возрастает с уменьшением конечного размера проволоки. Например, для
проволоки диаметром 0,15 мм после обжатия ~98 % можно получить предел
прочности 3000 МПа, но для производства проволоки диаметром 5 мм такую
степень обжатия использовать нельзя, так как это потребовало бы слишком
больших начальных размеров и невозможно высоких усилий при волочении.
Поэтому предел прочности проволоки диаметром 5 мм ограничивается
~ 1650 МПа. Максимально возможные значения прочности, по-видимому, со-
ставляют ~4600 МПа; их удается получить на изготовленной по специальной
технологии проволоке диаметром 0,08 мм из эвтектоидной стали. Продольное
расположение слоев карбида в таком материале приводит, очевидно, к волок-
нистому упрочнению. Пластичность при этом получается очень низкой, вели-
чина относительного удлинения обычно значительно <2 %. Предел прочности
продукта волочения возрастает также с повышением скорости волочения про-
волоки, и поэтому чем большее число фильер используется для обеспечения
заданного обжатия, тем ниже предел прочности. Было показано, что предел
прочности холоднотянутых углеродистых сталей зависит от содержания угле-
рода и в еще большей степени азота, а также от величины истинной дефор-
мации при волочении проволоки 8 [90].
Предел прочности, МПа:
<тв = 315-Ь720[С] + 17,68-103 [N] + 1761ne. (VII.5)
В проволоке, подвергнутой холодному волочению с большой степенью
обжатия для получения высокого предела прочности, разрушающее напряже-
ние очень низкое, так что отношение испытываемых величин составляет 0,7—
0,8. Разрушающее напряжение повышается после старения при комнатной
температуре, но этот эффект довольно трудно контролировать [94]. Для полу-
чения лучше поддающихся контролю изменений в величине разрушающего на-
пряжения и предела прочности применяют вторичную термическую обработку,
или снятие напряжений при температуре 100—450 °C, что расширяет интервал
изменения пластичности. Так, например, снятие напряжений при 200 °C в про-
волоке диаметром 0,37 мм из стали с 0,8 % С вызывает эффект деформацион-
ного старения, который приводит к повышению предела прочности от 1700 до
1850 МПа, при этом разрушающее напряжение возрастает от 1150 до
1700 МПа, хотя и сопровождается понижением пластичности [8]. Ввиду на-
личия эффектов деформационного старения необходимо следить, чтобы про-
волока в процессе волочения оставалась достаточно холодной. Однако была
разработана технология, при которой сталь подвергалась волочению при тем-
пературах ~300°С, в результате чего под влиянием эффекта динамического
старения возрастают как разрушающее напряжение, так и предел прочности.
8. Мартенситно-стареющие стали
Другой возможностью применения материалов с высокой прочностью в со-
четании с удовлетворительной вязкостью и пластичностью является исполь-
зование мартенситно-стареющих сталей. Вследствие того что в многочислен-
ных литературных источниках описаны эти стали [96—100], краткость изло-
жения комплекса свойств и перспектив их практического применения затруд-
нена. Получение мартенситно-стареющих сталей основано на обеспечении очень
низкого содержания углерода, вредных примесей, что достигается выплавкой
в вакууме, и большого содержания никеля в составе сталей. В этих сталях
можно реализовать мартенситное превращение при очень низком содержании
углерода и малой скорости закалки. Вышеприведенные особенности химичес-
кого состава определяют очень высокое сопротивление импульсным нагрузкам
и высокую ударную вязкость. Этому также способствует малый размер аусте-
нитного зерна и морфология пластинчатого мартенсита. Для такого мартенсита,
имеющего высокую плотность дислокаций, характерна, однако, относительно
низкая прочность и высокие характеристики пластичности: Оо,2 = 650-4-800 МПа;
пв=950-4-1050 МПа; HV290—320; 6=174-19%; ф=70-75%.
Прочность низкоуглеродистого высоконикелевого мартенсита существенно
возрастает при нагреве вследствие дисперсионного твердения, обусловленного
выделением интерметаллидных фаз, -которое определяется суммарным содер-
жанием в стали кобальта и молибдена при малых добавках титана и алюми-
ния, или общим высоким содержанием двух последних элементов.
Ниже приведена характеристика трех основных типов мартенситно-старе-
' ющих сталей.
Стам с 18 % Ni
К ним относятся сплавы на основе Fe—18 °/о Ni, дисперсионное твердение ко-
торых обусловлено большим содержанием молибдена и кобальта в сочетании
с малыми добавками титана и алюминия.
Мартенситно-стареющие стали, типичные для данной трупы, их состав и
предел текучести приведены в табл. 5.
Таблица 5
Предел текучести, МПа Химический состав, % (по массе)
С Мп Si S р Ni Со Мо 11 А1
1350 0,03 0,10 0,10 0,01 0,01 17—19 8-9 3—3,5 0,2 0,1
1650 0,03 0,10 0,10 0,01 0,01 17—19 7-8,5 4,6-5,1 0,4 0,15
1960 0,03 0,10 0,10 0,01 0,01 17—19 8,5—9,5 4,7-5,2 0,6 0,15
Они имеют низкое количество примесей, производятся одинарным или двойным
вакуумным переплавом и содержат 0,003 % В, 0,02 % Zr, 0,05 % Са, способст-
вующих связыванию вредных примесей и улучшению высокотемпературной
деформируемости сталей. Как было отмечено, их прочность возрастает с уве-
личением количества Мо и Т1 при малой концентрации примесей.
Термическая обработка сталей включает аустенитизацию при температуре
850—870 °C, нормализацию или закалку в воду и последующее старение при
480 °C в течение 3 ч. Типичный цикл термической обработки изображен на рис.
93. Большинство легирующих элементов, за исключением кобальта, понижает
температуру Мя, однако температуру Мк поддерживают таким образом, чтобы
она превышала комнатную и чтобы после охлаждения от температуры аусте-
нитизации весь сплав или его большая часть претерпевала мартенситное прев-
ращение. Фазой, обеспечивающей дисперсионное твердение в основном явля-
94
орторомбическая N13M0 [103—109], имеющая форму малых пластин,
ко также выделяется и NigTi. По данным работы [ПО], в сильно пере-
ется <.
Однако также выделяется и . _
старенном состоянии образуется FesMo. Роль кобальта заключается в интен-
сификации дисперсионного твердения за счет выделения N13M0, но и само до-
бавление молибдена существенно влияет на упрочнение при старении (рис. 94)..
Выбором температуры и времени старения можно реализовать требуемый уро-
вень прочности. Однако при слишком вы-
сокой температуре старения образуется
аустенит, который зачастую далее не прев-
ращается в мартенсит, так как имеет тем-
пературу Мп ниже комнатной. EcrfH требу-
ется повысить прочность, то можно приме-
нить холодную пластическую деформацию
.исходного низкоуглеродистого мартенсита
примерно на 50%, которую осуществляют
перед старением [102]. Типичные механи-
ческие свойства приведены в табл. 6.
Рис. 93. Схема типичного цикла
термической обработки мартенсит-
но-стареющей стали с 18 % Ni
Таблица 6
Предел проч- ности, МПа Ор 2» МПа Ojj, МПа 0, % Ф, % ан при 20° С, Дж/см2
1350 1290-1430 1350—1500 14—16 65-70 100—185
1650 1650—1850 1730—1900 10-12 48-52 30—44
1950 1950—2080 2040—2100 12 60 18—34
При очень высокой прочности имеются превосходные ударные характери-
стики, а отношение прочности образца с надрезом к прочности ненадрезанного
Продолжительность старения, ч
Рис. 94. Влияние молибдена и кобальта на увеличение твердое™ мартенситно-стареющих
сталей с 18 % Ni в процессе изотермического нагрева при 455 °C (а) и на величину
максимальной твердости этих сталей после старения при 480 °C (б):
J-Fe-18% Ni—5 % Мо—3, % Со; 2-Fe-18% Ni—5 % Мо; 3-7% Со; 4 -без ко-
бальта; 5 — закалка от 870 °C
95
образца составляет 1,35—1,65 [98, 102]. Холодная пластическая деформация
на 50 % и последующее старение увеличивают предел текучести до 1700, 2000
и 2100 МПа для сталей с вышеуказанной номинальной прочностью [102].
Стали с 20 % Ni
По содержанию примесей эти стали подобны сплавам 18 % Ni—Мо—Со, но
содержание никеля увеличено до 20 %. Взамен молибдена и кобальта для обес-
печения дисперсионного твердения вводится ~ 1,5 % Ti, 0,25 % AI и 0,5 % Nb.
Температура МИ несколько ниже, чем в сталях с 18 % Ni, однако сплав в ос-
Рис. 95. Схема типичных циклов тер-
мической обработки мартенситно-старе-
ющих сталей с 20 % Ni
Рис. 96. Схема типичных циклов тер-
мической обработки мартенситно-ста-
- реющих сталей с 25 % Ni
новном превращается в мартенсит после аустенитизации и охлаждения до
комнатной температуры. Если превращедие проходит не полностью, то может
быть применена обработка холодом при —78 °C или холодная пластическая
деформация, которая повышает температуру Мн. Старение осуществляют при
480 °C в течение 3 ч после предварительной обработки холодом и без нее. Об-
работка холодом, однако, слабо влияет на прочность, поскольку в сплаве прев-
ращение в основном уже прошло. Прочность может быть увеличена, если сплав
перед старением подвергнуть холодной пластической деформации. Типичные
циклы обработки показаны на рис. 95.
Выделениями, обеспечивающими упрочнение, являются Nis(Al, Ti) и Ni3Nb.
Характерные механические свойства приведены ниже:
Показатели
Свойства после аус-
тенитизации*
(Ув, МПа............................. 1750/1880
Сто,2» МПа........................... 1750/1850
б, %................................ 11/12
ф, %................................45/57
аа при 20 °C, Дж/см2 ............... 25—35/ —
* Числитель — прй 820’ С+480° С, 3 ч; знаменатель — то же, но
после аустенитизации холодная деформация иа 50%.
Считают, что эти сплавы не найдут широкого практического применения,
так как они очень дорогие.
96
Стали с 25 % Ni
Эти стали содержат ~ 1,5% Ti, 0,25% Al и (или) 0,5% Nb. Температура
Мн ниже или очень близка к комнатной температуре, и стали после аустенити-
зации остаются преимущественно в аустенитном состоянии. Поэтому перед уп-
рочняющим старением их необходимо превратить в мартенсит, для чего приме-
няют два вида обработки.
Старение аустенита. При температуре 700 °C такое старение сопровождает-
ся образованием выделений у—Ni3(Al, Ti) и (или) Ni3Nb. Содержание леги-
рующих элементов в аустените уменьшается и вследствие этого температура
Мн возрастает настолько, что при последующем охлаждении до комнатной
температуры сплав в основном превращается в мартенсит., Для обеспечения
полного превращения сплав можно обработать холодом при —78 °C перед уп-
рочняющим З-ч нагревом при 480 °C. Старение аустенита при 700 °C приводит
к его твердению вследствие образования выделений у'—Ni3(Al, Ti), которые,
однако, теряют когерентность при превращении аустенита в мартенсит. Вмес-
те с тем уменьшается наличие титана и алюминия, необходимых для последу-
ющего старения мартенсита, вследствие чего, как показывает изучение свойств,
прочность получается ниже. Выделения, образующиеся при старении мартен-
сита, идентифицированы как ii-Ni3Ti [111, 112].
Холодная пластическая деформация и обработка холодом. Аустенит дол-
жен быть подвергнут деформации в холодном состоянии не менее чем на 25 %,
для того чтобы подъем интервала Мп—Мк был достаточным для полного пре-
вращения при —78 °C. Более глубокое охлаждение до —196 °C необязательно.
Холодная пластическая деформация и обработка холодом обеспечивают интен-
сивное дисперсионное твердение вследствие выхода элементов из твердого
раствора. При этом достигается более высокая прочность, чем при старении
аустенита.
Типичные циклы обработки мартенситно-стареющих сталей с 25 % Ni по-
казаны на рис. 96.. Производство и обработка этих сплавов обходятся дорого;
кроме того, эти сплавы имеют малое практическое применение. Их типичные
механические свойства приведены ниже*:
бв, МПа . . . • . 1850/2000 6, %.................... 12/13
%,2, МПа .... 1730/1950 ф, % ................... 53/58
* Числитель — аустеннтизация + старение при 700’С+обработка холодом
при — 78’ С+старенне при 480’С, 3 ч; знаменатель—аустенитизация 4-хо-
лодная деформация 60% 4-обработка холодом при —78° С4-старение 480’С,
3 ч.
9. Другие мартенситно-стареющие стали
Вследствие высокой стоимости мартенситно-стареющих сталей пытаются по-
лучить более дешевые варианты другого состава, где никель частично или пол-
ностью заменен марганцем, кобальтом, медью, хромом и другими элементами
[114, 117]. И несмотря на то что при этом может быть получен тот же уро-
вень прочности, что и в сплавах на Fe—Ni основе, их пластичность и особенно
вязкость заметно ниже [114]. Путем добавления к обычной комбинации ко-
бальта с молибденом других элементов, вызывающих дисперсионное твердение,
можно понизить их стоимость. [96, 99—101, 114, 118].
Подходящими добавками являются те, которые обеспечивают прочность,
такую же, как в сталях с комбинацией кобальта с молибденом. Сильное уп-
рочнение при старении вызывает легирование титаном и алюминием, титаном
или бериллием; умеренное — легирование алюминием, ниобием, марганцем,
кремнием, танталом, ванадием и вольфрамом; слабое упрочнение при старе-
нии обеспечивает введение меди, кобальта и циркония [100]. При легировании
такими относительно недорогими элементами, как алюминий, алюминий с ти-
таном, кремний и медь, прочность, однако, может быть достигнута лишь при
определенном снижении вязкости [98] (рис. 97). Особенно интересным являет-
ся влияние выделений в сталях с кремнием и бериллием. Выделения имеют
7—786
97
о. ц. к. решетку, и благодаря очень малому отличию от матричной решетки
a-Fe они когерентны с матрицей, очень дисперсны и не склонны к росту. При-
мером такого типа выделений служит NiBe, способный обеспечить высокую
прочность. Необходимое количество вводимого бериллия мало (0,2%), но его
стоимость высока.
Мартенситно-стареющие стали с 18—25 % Ni не являются коррозионностой.
кими, что ограничивает их
сплавы, в которых никель
Лре#ел текучести б02,МПа
97. Влияние различных
Рис.
легирующих элементов, вы-
зывающих дисперсионное
твердение, иа соотношение
предела текучести и удар-
ной вязкости по Шарпи для
мартенситно-стареющей ста-
ли с 18 % Ni:
/ — Мо; 2 —Nb; 3-Al, Ti,
Мп, Si
использование. Вследствие этого были разработаны
частично заменен хромом [38, 115, 117, 120]. Эти
сплавы должны иметь состав, обеспечивающий
отсутствие б-феррита, не слишком низкую темпе-
ратуру Мн и вместе с тем содержать хром в ко-
личестве, достаточном для получения высокого
сопротивления коррозии. Ниже приведены два
типичных сплава:
1. 0,02% С; 10% Ni; 10% Сг; 2% Мо; 0,3%
А1; 0,2% Ti [120]. Этот сплав не очень значитель-
но упрочняется при старении, и его предел теку-
чести достигает всего 1170—1400 МПа. Однако
его ударная вязкость сравнима с таковой для
сталей типа 18% Ni—Со—Мо при том же уровне
прочности.
- 2. 0,02% С; 7% Ni; 10% Сг; 10% Со; 5,5% Мо
[117]. Этот сплав значительно более легирован
и-дорог, однако в состаренном состоянии он имеет
предел текучести ~ 1500—1600 МПа.
Оба сплава высоко коррозионностойкие вслед-
ствие повышенного содержания хрома. Во вто-
ром сплаве вместо фазы Nis'Mo выделяется ^-фа-
за, в состав которой входят Сг—Со—Мо и кото-
рая подобна фазе, образующейся в сталях типа
12% Сг—Со—Мо.
10. Основные свойства и применение
В основных типах мартенситно-стареющих сталей, описанных выше, не обеспе-
чиваются свойства, которые превосходят свойства стали 18 % Ni — 5%
Мо—Со стандартного состава. Основные механические свойства этих сталей
[114] приведены ниже:
ств, МПа.................. 770 920 1080 1230 1540 1850 2000
а0,2 МПа.................. 620 790 950 ИЗО 1460 1800 1950
ан при 20°С, Дж/см2 ... 237 170 135 85 34 25 19J
Стоимость мартенситно-стареющих сталей высока, и она определяется не
только стоимостью легирующих элементов, но также и необходимостью при-
менения материалов с высокой степенью чистоты для получения лучшей вяз-
кости и использования однократного или двойного вакуумного переплава.
Кроме того, необходимость многократной термической обработки также увели-
чивает стоимость сплавов.
Сплав 18 % Ni —5% Мо —8% Со является единственным, который на-
шел промышленное применение в значительных масштабах. Он обладает очень
высокой вязкостью по сравнению с обычными закаленными и отпущенными
сталями (рис. 98 и 99). Падение вязкости происходит при очень низкой темпе-
ратуре (—260 °C) [98]. Сталь также прекрасно сваривается [121, 122].
Широкое использование сверхпрочных сталей, обладающих высокой удель-
ной прочностью, имеет место в случае, когда необходима высокая вязкость и
стоимость не является лимитирующим факторов. Типично применение стали
для легковесных военных мостов, корпусов ракет, высоконапряженных кон-
струкций и арматуры, для экструзионных прессов и штампов, специальных от-
ветственных механизмов и валов, литейных форм, для держателей штампов и
98
1000 1350 1700 2050.
Пседел текучести, МПа
Рис. 98. Соотношение значений преде-
ла текучести и ударной вязкости по
Шарли для мартенситно-стареющсй
стали с 18 % Ni (/) в состаренном со-
стоянии и для сверхпрочной стали
SAE 4340 после закалки и отпуска (2)
Рис. 99. Соотношение между парамет-
рами вязкости разрушения и пределом
текучести для мартенситно-стареющсй
стали с 18 % Ni (/) и сверхпрочной
стали после закалки и отпуска (2)
легковесных высокопрочных шасси вертолетов, крюков авиационных лееров
и др. Как и для всех сверхпрочных сталей, их механическая обработка явля-
ется проблемой, но не более трудной, чем у обычных закаленных и отпущенных
сталей.
Глава VIII
Нержавеющие стали с 12% Сг
Главы VIII—XI посвящены нержавеющим сталям с 12% Сг, сталям с
контролируемым превращением, ферритным и аустенитным нержавеющим ста-
лям. Прежде чем рассмотреть подробно стали с 12% Сг, имеет смысл обсудить
некоторые важные особенности, характерные для всех нержавеющих сталей,
и показать их взаимосвязь.
Введение
Основным и наиболее важным свойством высокохромистых нержавеющих ста-
лей является их стойкость против коррозии. По общему же уровню механичес-
ких свойств и способности к деформированию огГи эквивалентны или уступают
многим сталям других типов, гораздо более дешевым. Содержание хрома
>12%. также обеспечивает значительное сопротивление окислению. Подоб-
ные нержавеющие стали используют, кроме того, как жаропрочные и жаро-
стойкие, причем температура эксплуатации, как правило, возрастает с повы-
шением содержания х-рома. Для применения сталей в качестве жаропрочных
они должны быть легированы элементами, обеспечивающими требуемый пре-
дел ползучести. Важными факторами, которые должны быть уточнены при
разработке различных типов нержавеющих сталей, являются сопротивление
коррозии и окислению при эксплуатации; механические и физические свойства;
технологичность при горячей и холодной деформации; свариваемость (которая
требуется от многих нержавеющих сталей, причем сварка не должна ухудшать
стойкость против коррозии, сопротивление ползучести и основные механичес-
кие свойства).
Имеется много различных нержавеющих сталей. Основные их типы рас-
смотрены ниже:
1. Мартенситные стали, содержащие 12—17 % Сг и 0,1 —1,0 % С, часто
легируют так, чтобы обеспечить прочность и теплостойкость. Они аустенитны
при 950—1000 °C, но превращаются при охлаждении в мартенсит. Их высокая
7* 99
прокаливаемость приводит к мартенситной структуре после охлаждения на
воздухе даже деталей больших сечений. Это может вызвать трудности в про-
ведении разупрочняющей термообработки для облегчения последующей ме-
ханической обработки, особенно, если сталь при соответствующем легировании
обладает очень высокой теплостойкостью. Стали, как правило, подвергают
отпуску для получения оптимального сочетания прочности, пластичности и
вязкости, а также иногда для упрочнения вследствие дисперсионного тверде-
ния [1].
2. Нержавеющие стали с контролируемым превращением содержат 14—
17 % Сг, а также легированы никелем. Температуру Мв таких сталей регули-
руют подбором соответствующих термической и деформационной обработок,
так что они могут быть метастабильными аустенитными или мартенситными
при комнатной температуре. По многим свойствам эти нержавеющие стали
аналогичны мартенситно-стареющим сталям с 25 °/о Ni. После превращения
в мартенсит требуется отпуск сталей, во время которого может происходить
дисперсионное твердение.
3. Ферритные стали с 15—30 % Сг и малым количеством углерода без ни-
келя часто содержат некоторое количество молибдена, ниобия или титана.
Они обладают очень высокой стойкостью против коррозии, не имеют совсем
или имеют в малом объеме фазовые превращения и, будучи целиком феррит-
ными, проявляют умеренную способность к изменению формы. Несмотря на
некоторые недостатки, эти стали могут в не очень ответственных случаях
заменять более дорогие аустенитные нержавеющие стали.
4. Аустенитные стали с 18—25 % Сг, 8—20 °/о Ni и малым количеством
углерода также нередко содержат молибден, ниобий или титан. Они преиму-
щественно находятся в аустенитном состоянии при всех температурах, хотя
при высокой концентрации ферритообразующих элементов могут иметь неко-
торое количество б-феррита. Аустенит может иметь различную стабильность по
отношению к образованию мартенсита и при некоторых составах претерпевать
превращения в результате холодной деформации при комнатной температуре.
При других составах стали стабильны даже при —196 °C и не превращаются
в условиях самых жестких режимов деформации.
1. Низкоуглеродистые мартенситные
нержавеющие стали с 12% Сг
Основные положения
При содержании около 12,5% Сг замыкается петляу-облаети в системеFe—Cr
[2], но углерод и другие аустенитообразующие элементы, такие как никель,
расширяют эту область вплоть до 18 % Сг при 0,6 % С [3]. Если стали в ос-
новном используют как нержавеющие высокопрочные, то необходимо, чтобы
они обладали свариваемостью, деформируемостью и имели хорошую ударную
вязкость. Следовательно, содержание углерода в них должно быть около
0,1% и, как следует из диаграмм, изображенных на рис. 100 и 101, при 0,1 %
С и 12 % Сг температура образования б-феррита находится >1050 °C [4].
Для достижения максимальной прочности сталь должна быть полностью
аустенитной при 1050 °C и целиком мартенситной после охлаждения на возду-
хе, поскольку, как было установлено [5—10], любое содержание б-феррита
снижает ее прочность. Однако предел текучести мартенсита при 0,1 % С не
превышает 1300 МПа, и поэтому сталь должна быть легирована так, чтобы ее
теплостойкость при последующем отпуске была увеличена и реализован вы-
сокий уровень прочности.
Наиболее сильное влияние, как будет показано далее, оказывают ферри-
тообразующие элементы, такие как молибден и ванадий. Однако они способ-
ствуют образованию б-феррита при 1050° С, что уменьшает их прочность.
Поэтому следует поддерживать соответствующее содержание аустенитообра-
Зующих элементов, таких как никель, кобальт, марганец и медь. В результате
этого достигается полностью аустенитная структура при 1050 °C и полностью
100
мартенситная после охлаждения перед отпуском. Чтобы установить выше-
сказанное соотношение, необходимо зиать количество б-феррита, образующе-
гося при введении одного процента легирующего элемента. Для сталей с 0,1 % С
и 12% Сг эти данные приведены ниже:
Элемент Изменение количества N С Ni Со Си Мп Si
б-феррита, %, на % (по массе) легирующего эле-
мента —220 —210 -20 —7 —7 —6 6
Элемент Изменение количества Мо Сг V А1 Nb Ti
б-феррита, %, на % (по массе) легирующего эле- мента 5 14 18 54 12 14
Влияние таких элементов, как титан и ниобий, установить трудно, так как,
будучи ферритообразующими, они также образуют соединения с аустенитооб-
разующим углеродом и азотом и вместе с ними выходят из твердого раствора.
Их влияние на образование б-феррита также указано выше.
Содержание хрома, %
Рис. 100. Фазовая диаграмма для ста-
ли Fe—Ст — 0,1 % С
Рис. 101. Фазовая диаграмма для стали Fe—
12 % С г—С
Суммарное влияние различных элементов описывается хорошо известной
диаграммой Шеффлера, усовершенствованной Шнайдером [11] (рис. 102).
Хромовый (ХЭ) и никелевый (НЭ) эквиваленты'следующим образом зависят
от содержания различных элементов (значения в скобках в процентах по
массе):
ХЭ = [Сг] 4- 2 [Si] 4-1,5 [Мо] 4- 5 [V] 4- 5,5 [А1] 4- 1,75 [Nb] 4-
4-l,5[Ti]4-0,75[W]; (VIII. 1)
НЭ = [Ni] 4- [Со] 4- 0,5 [Мп] 4- 0,3 [Си] 4-25 [N] 4- 30 [С]. (VIII.2)
101
В качестве наиболее дешевого аустенитообразующего элемента мог бы
служить углерод, если бы его высокое содержание не приводило к ухудшению
вязкости, свариваемости, сопротивления коррозии и не требовало высокой
температуры нагрева под закалку для растворения карбидов, в результате
чего увеличивалось бы аустенитное зерно и снижалась вязкость. Никель—
наиболее сильный аустенитообразующий элемент после углерода и азота, и,
если не учитывать его высокую стоимость, ему свойственно меньше недостат-
ков, чем другим аустенитообразующим элементам. Кроме того, его нужно
л
Рис. 102. Влияние величины нике-
левого и хромового эквивалентов
на фазовый состав нержавеющих
сталей (диаграмма Шеффлера):
О 10 20 30 W А - аустенит; М — мартенсит *
Хромовый эквивалент,°/а
вводить меньше, чтобы получить требуемый эффект. Однако как будет ука-
зано далее, использование никеля ограничено. Кобальт, несмотря на то что
он экономически невыгоден, имеет ряд преимуществ, поскольку уменьшает
тенденцию к образованию б-феррита, не снижая при этом температуру Мв
Влияние превращений
Стали с 0,1 % С и 12 % Сг имеют температуру Л4н>300°С, а температуру
Мк-100-ь 150°C. Любой из легирующих элементов, за исключением кобальта,
вводимый для улучшения теплостойкости и предотвращения образования
б-феррита, понижает интервал Мв—Мк [5, 10] и создает условия для обра-
зования остаточного аустенита, что приводит к формоизменению при превра-
щении аустенита; пониженной прочности в неотпущенном состоянии; появле-
нию после отпуска неотпущенного мартенсита, образовавшегося при охлаж-
дении из остаточного аустенита после выделения из него карбидов и
повышения температурного интервала мартенситного превращения выше ком-
натной температуры.
Таким образом, состав сплава должен обеспечивать температуру Мв "вы-
ше комнатной. Характерное влияние различных элементов на снижение тем-
пературы Мн в сталях с’ 12% Сг [5] приведено ниже:
Элемент................ С Mn Ni Сг Мо W Si
Снижение Л4Н, °C на 1% .
(по массе) легирующего
элемента............... —474 —33 —17 —17 —21 —11 —11
Другие данные о снижении температуры Мв, но не конкретно для сталей
с 12% Сг, опубликованы в работах .[12—15]. Очевидно, что присутствие угле-
рода, как и марганца, нежелательно, но никель может быть использован, по-
скольку он эффективно уменьшает содержание б-феррита, не слишком сильно
снижая температуру Мв. Критерием пригодности легирующего элемента яв-
ляется по возможности большая величина отношения уменьшения содержа-
ния б-феррита к уменьшению температуры Мв на 1 % (по массе) содержания
элемента. Никель вполне удовлетворяет этому критерию, кобальт также спо-
собен улучшить фазовый состав стали, поскольку он снижает содержание
б-феррита, хотя несколько и повышает температуру Мв [8, 9].
Однако никель снижает температуру АС1 и тем самым ограничивает верх-
ний предел температуры отпуска, при котором еще не происходит обратное
102
а->у-превращение, приводящее к образованию остаточйогб аустенита или
неотпущенного мартенсита. Как будет показано далее, для достижения наи-
лучшего сочетания вязкости и пластичности при заданном уровне прочности,
а также для достижения лучшего сопротивления коррозионному растрески-
ванию под нагрузкой следует проводить отпуск при возможно более высокой
температуре [7]. Влияние легирующих элементов на температуру АС1 приве-
дено ниже:
Элемент.................... Ni Mn Со Si Al Мо V
Изменение Ас , °C на 1 %
(по массе) легирующего
элемента............... —30 —25 —5 25 30 25 50 ‘
Можно заметить, что для предотвращения образования аустенита в ре-
зультате обратного превращения при отпуске на 650 и 700° С стали должны
содержать соответственно <3 и 2% никеля. Такие способствующие теплостой-
кости элементы, как молибден и ванадий, повышают температуру ДС1 и тем
самым компенсируют влияние-никеля.
Устойчивость к отпуску
Поскольку низкоуглеродистые стали с 12% Сг для получения оптимального
сочетания пластичности, вязкости и сопротивления коррозии под напряжением
следует отпускать при высокой температуре, то для получения большей проч-
ности их устойчивость к отпуску должна быть
повышенной. Отпуск стали с 0,1% С и 12% Сг
при разных температурах не приводит к ее
разупрочнению вплоть до 500° С, выше кото-
рой, однако, оно резко выражено (рис. 103).
Температура, °C
103. Влияние температуры
Рис. 104 Влияние содержания молибдена
и температуры отпуска (1 ч) иа твердость
стали с 0,1 % Си 12 % Сг:
1 — без молибдена; 2 — 1 % Мо: 3 — 2 %
Мо; 4—3,1 % Мо
Рис. г: - ...
отпуска (1 ч) на твердость ста-
ли с 0,1 % С и 12% Сг
13 14 15 16 17 18 19
T(20+igt)*i0'3
Рис. 105. Влияние содержания ванадия
температуры отпуска (1 ч) на твердость
тали с 0,1 % С и 12 % Сг:
1 - • 0,9 % V; 2 — без ванадия
и
103
Задержка разупрочнения тем сильнее, чем более интенсивен процесс рторич-
ного твердения, обусловленный образованием дисперсных выделений фаз
Сг7С3 [16] и М2Х [5, 6, 10, 17, 18], последняя из которых имеет г. п. у. ре-
шетку и, вероятно, основу Сг2 (С, №) [10]. Наличие азота и особенно молиб-
дена и ванадия приводит к преимущественному образованию М2Х в ущерб
Сг7С3 [10, 19, 20]. Этим обусловлено увеличение вторичного твердения (рис.
104 и 105). В перестаренном состоянии фазу М2Х сменяет более стабильный
карбид Л42зСб с частицами гораздо большего размера [20—22]. Поскольку мо-
либден и ванадий стабилизирует М2Х, то образование М23Сб замедляется и
устойчивость к отпуску стали возрастает. Их влияние аналогично тому, кото-
рое было описано применительно к высокопрочным сталям со вторичным
твердением. Молибден как легирующий элемент предпочтительнее ванадия для
увеличения устойчивости стали к отпуску. М2Х, образующийся в стали с
12% Сг—Мо—V, имеет тип (Сг, Мо, V)2(C, N) [19].' Кроме того, молибден
в меньшей степени способствует образованию б-феррита, чем ванадий, и,
следовательно, требуется меньшее содержание никеля в стали. Это является
преимуществом, поскольку никель ускоряет перестаривание и снижает устой-
чивость к отпуску [5, 23].
2. Разработка высокопрочных
низкоуглеродистых сталей с 12% Сг
Можно суммировать следующие критерии, важные для разработки высоко-
прочных нержавеющих сталей с 12% Сг: максимальная теплостойкость; пол-
ное отсутствие б-феррита; температура
Мк должна быть выше комнатной, а
температура ЛС( как можно выше.
200-
\ 150
1ОО
50
I"
100
£
' 50
О 200 ООО 600 800
Температура, °C
' Рис. 106. Влияние температуры отпуска
интервале вторичного твердения на удар-
ную вязкость сталей: 12 % Сг—Мо—Ni—V
(а) и 12 % Сг—1,5 % Мо — 2% Ni— 0,3 %
V (б):
1 — 1,5 % Мо;
Г *• * Л
0,20 %С;’7 -0^26 %
1 — 1,5 % Мо; 2 — 2 % Ni — 0,3 %
2% Ni; 4-0,13% С; 5 — 0,15%
0,20 % С; 7 — 0,26 % С
3 —
С; 6-
Рис. 107. Влияние
(1 ч) в интервале
отпуска
температуры
вторичного твердения
йа предел прочности (а) и предел текучес-
ти (б) сталей при содержании С. %:
1 - 0,13; 2 - 0,16; 3 - 0,20; 4 — 0,26
1680 -
^1380
1080
Й 1380
£ 1080
WO 500 600 7UI
Температура отпуска, С
В
Основания для этих критериев уже описаны ранее. Использование данных
сталей подробно освещено в литературе [1]. Их применяют в нефтехимической
и химической Промышленности, для изготовления газовых турбин и электро-
генераторов, лопаток турбин, компрессоров, различных деталей и механизмов
в авиационной технике. Сочетание свойств для конструирования этих ответст-
104
венных объектов должно соответствовать жестким требованиям: вязкость и
пластичность в качестве важнейших характеристик при возможно большей
прочности. Очевидно, что содержание углерода при этом составляет <0,1%,
причем сталь должна быть дешевой, т. е. содержать минимальное количест-
во дорогих легирующих элементов: никеля, молибдена, ванадия. Преимущест-
вом этих сталей является возможность регулирования их свойств путем от-
пуска при разных температурах.
• Из опубликованных данных об отпуске таких сталей [1, 5] следует, что
их высокая прочность достигается при отпуске <400° С, хотя пластичность и
вязкость могут быть не очень высокими. Отпуск при температуре, соответст-
вующей максимуму вторичного твердения, приводит к достижению более вы-
сокой прочности, однако сверхпрочные стали с вторичным твердением имеют
при этом минимальную ударную вязкость (рис. 106) и, кроме того, очень низ-
кий предел текучести (рис. 107), что обусловлено внутренними напряжения-
ми, возникающими в процессе вторичного твердения. При перестаривании
предел текучести снова увеличивается, а также заметно возрастает ударная
вязкость. Во многих из отмеченных случаев применения стали для повыше-
ния сопротивления коррозии под напряжением предпочтительной является
более высокая температура отпуска. Выбор оптимальной величины теплостой-
кости является очень важным обстоятельством. Поэтому эти стали могут
быть отпущены либо при низких температурах (~300°С) для получения на-
ибольшей прочности [15], но малой вязкости и сопротивления коррозии под
напряжением, либо при более высоких температурах (~600—650° С) для
достижения хорошей вязкости при меньшей прочности и оптимальном сопро-
тивлении коррозии под напряжением [5]. Принципы создания низкоуглеродис-
тых сталей с 12% Сг основываются на тщательной отработке их состава, а это
накладывает определенные ограничения на его вариации. Оптимальным соста-
вом является следующий, %: 0,1 С; 12 Сг; 2 Ni; 1,5 Мо; 0,3 V [7]. Эту сталь
закаливают от температуры 1050° С и отпускают при 300 или 650° С в тече-
ние 1 ч. Если требуется улучшить ударные характеристики путем некоторого
снижения прочности, то может быть использована сталь с 0,1% С, 12% Сг,
1,5% Ni, 1,5% Мо. Следует заметить, что уменьшение в этой стали содержания
никеля повлекло за собой устранение из ее состава ванадия. Характерные
свойства этих сталей приведены в табл. 7.
Таблица 7
Показатель Свойства сталей состава*
0,1 % С; 12 % Сг; 2 %’Ni; 1,5% Мо; 0,3 % V 0,1 %С; 12 % Сг; 1,5 % Ni; 1,5 % Мо
ов, .МПа Оп,2» МПа 6, % Ударная вязкость при 20°С, ан, Дж/см2 . . . 1310-1390/925-1000 940—1040/740—820 16—20/17—21 >50/>85 1250—1330/570—650 925—1000/570—650 18—22/21—24 >85/>135
* Числитель — отпуск при 300° С, 1 ч; знаменатель — 650° С, 1 ч.
3. Пути повышения прочности низкоуглеродистых сталей
с 12% Сг [6, 24]
Интенсификация вторичнбёо твердения
Интенсивное вторичное твердение, проходящее при более высоких темпера-
турах отпуска, требует увеличения теплостойкости и сохранения при этих тем-
пературах прочности. Интенсификация вторичного твердения в результате’
105
увеличения количества выделений Ме2Х может быть достигнута простым по-
вышением содержания углерода и азота (рис. 108). Однако это повышение,
конечно, не может быть безграничным, так как вследствие их ограниченной
растворимости оно ведет к пористости слитков. Тем не менее некоторое улуч-
шение свойств может быть получено (рис. 109). Так после отпуска при 650° С
(1 ч) предел текучести стали, МПа, зависит от содержания углерода и азо-
та следующим образом:
ao,2 = 71O + 77O{[C] + 2[N]}. * (VIII. 3)
Значение <То,2=9ОО МПа может быть получено при 0,15% С и 0,05% N. Од-
нако этому соответствует низкая ударная вязкость при 20° С, равная
41 Дж/см1 2.
Рис. 108. Влияние содержания углерода и
азота на предел текучести сталей Fe —
12 % Сг—Мо—V после закалки от 1050 °C
и отпуска при 650 °C (1 ч):
1 — 0,1% С; 2 — 0,13% С; 3-0,14-
0,155% С
Рис. 109. Зависимость предела текучести
сталей Fe — 12 % Сг—Мо—V после закалки
от 1050 °C и отпуска при 650 °C (1 ч) от
содержания углерода и азота:
7—0,1% С; 2 — 0,13; 3 — 0,14; 4 — 0,166
Для увеличения эффекта вторичного твердения возможно также исполь-
зовать те же принципы, что и в высокопрочных сталях со вторичным твердением
[10], т. е. увеличить период решетки Ме2Х и уменьшить период решетки матри-
цы. Это может быть достигнуто увеличением до предела содержания- молиб-
дена и ванадия, введением 1%, Si и регулированием фазового состава и ха-
рактеристик превращения изменением количества никеля, азота и кобальта.
Кобальт отчасти полезен, так как не понижая температуры и увеличи-
вая температуру Л4Н, он несколько упрочняет твердый раствор. Малые добав-
ки ниобия стабилизируют Ме2Х и очищают границы наследственных аусте-
нитных зерен, что улучшает пластичность и вязкость. Для стали, содержащей
0,12% С, 1,2% Si, 12% Сг, 2% Ni, 3% Мо, 0,35% V, 0,4% Nb,
4% Со и 0,05% N, после отпуска при 650° С (1 ч) реализуются свойства, при-
веденные ниже:
сгв= 1350 МПа; ст0,2=1Ю0 МПа; 6 = 18%; ф=44%; ан = 10 Дж/см2.
Дополнительное использование эффекта дисперсионного твердения
Для увеличения прочности могут быть использованы различные добавки, вы-
зывающие дисперсионное твердение, что, однако, сопровождается снижением
сопротивления' ударным нагрузкам. Такими добавками является медь [25]
(рис. НО), выделения которой при 3—4% Си могут увеличить предел теку-
чести на 75—150 МПа, и алюминий в совокупности с титаном или без него,
что требует некоторого увеличения содержания никеля (рис. 111). Отработка
составов таких сталей затруднительна, поскольку максимум упрочнения под
влиянием выделения частиц меди, NiTi или NiAl достигается обычно в резуль-
106
тате отпуска при ~500°С, температура которого низка для получения хоро-
шей вязкости. При более высокой температуре отпуска происходит разупроч-
нение в результате перестаривания. Однако основные трудности связаны с не-
обходимостью обеспечения нужного фазового состава и температур фазовых
превращений. Это мешает промышленному применению подобных сталей.
Рис. 110. Влияние содержания меди и тем-
пературы отпуска (1 ч) иа твердость ста-
лей 0,1 % С— 12 % Сг —2% Ni, демонст-
рирующее эффект дисперсионного тверде-
ния:
1 — без меди; 2 — 1,21 % Си; 3 — 2,1 % Си;
4 - 4,0 % Си
Рис. Ill; Влияние содержания алюминия
и температуры отпуска (1 ч) на твердость
сталей 0,1 % С — 12 % Сг — 3 % Ni, демон-
стрирующее эффект дисперсионного твер-
дения' (исходное состояние — охлаждение
на воздухе от 1050 °C):
/ — без алюминия; 2 — 0,5% АГ, 3—1,0%
А1; 4- 1,5 % А1
Рис. 113. Влияние температуры изохрон-
ного отпуска (1 ч) на твердость сталей
Fe—12% Сг—Со—Мо, демонстрирующее
высокотемпературное старение при >4 %
Мо; исходное состояние — охлаждение иа
воздухе от 1050 °C:
1 - 6% Мо - 10% Со; 2 - 9% Мо - 15%
Со; 3 — 4% Мо—7% Со; 4 — 3% Мо—
10 % Со; 5-2 % Мо - 5 % Со
Рпс. 112. Влияние содержания молибдена,
кобальта и температуры отпуска (1 ч) на
твердость сталей с 12 % Сг, демонстриру-
ющее увеличение эффекта дисперсионного
пк-рдеппя с повышением содержания мо-
лвлена:
/-8% Мо — 15% Со; 2-6% Мо - 10 %
Со; 3 - 2 % Ni - 8 % Мо — 10% Со; 4 —
2 % Ni - 4 % Мо - 10 % Со; 5-2 % Ni -
•I % Мо-5% Со; 5-2% Ni - 4% Мо-
2 % Со; 7, 8 - 2 % Ni
I %
107
При увеличении содержания молибдена и введения кобальта длй умень-
шения склонности к образованию б-феррита без понижения температуры Ма
образование выделений происходит при более высокой температуре. Темпе-
ратура отпуска таких сплавов равна 600—650° С. С увеличением содержания
молибдена и кобальта общий уровень твердости после отпуска повышается
(рис. 112) и обычное вторичное твердение под влиянием Ме2Х постепенно за-
меняется упрочнением вследствие выделения интерметаллидного соединения
[6,10,25,26] иа основе 7?-фазы Мо—
Сг—Со [27, 28]. Образование интер-
металлидов происходит при содержа-
нии молибдена более 4% (рис. ИЗ)
в процессе отпуска при 600—650° С,
температурах >500—550° С, при ко-
торых образуется М2Х (рис. 114).
Выделение интерметаллидов не зави-
сит от содержания углерода, и по-
следнее может быть уменьшено до
0,03—0,04% для сохранения пластич- .
ности и вязкости при более высоком
уровне прочности. Недостатком яв-
ляется тенденция к перестраиванию с
i ^18000
& £ ? -
№
B'S * S 16000
17000 -
I
!
|4J
0 2 4 Б 8 10
Содержание молибдена,
%
114. Влияние содержания молибдена
Рис.
на изменение положения максимума дис-
персионного твердения от низкой до высо-
кой температуры отпуска для сталей с
12 % Сг:
h
1 — низкотемпературный процесс; 2 — вы-
сокотемпературный
115. Соотношения механических
сталей Fe — 12 %
Рис. ____ __________
свойств (а — г) для _______ _ _ ___
Ст—Со—Мо и Fe — 12 % Cr-Co-W:
/ — сталь с Мо; 2 — сталь с W; 3—суже-
ние, %; 4 — удлинение, %
£
| 5 15000 - 1
образованием больших частиц Fe2Mo или %-фазы, что приводит к охрупчива-
нию. Однако аналогичное упрочнение при старении может быть получено, если
молибден заменить вольфрамом. При этом вольфрама требуется несколько
больше, чем молибдена [10]. Преимущество вольфрама заключается в ослаб-
лении склонности к образованию крупных интерметаллических выделений
при перестаривании, что дает лучшую, чём при легировании молибденом,
ударную вязкость при пределе прочности до 1400 МПа (рис. 115).
Таким образом, путем введения Мо и Со, Мо и W могут быть получены
стали с нужным фазовым составом и значением температур Мн и АС1> при
которых можно достичь очень высокого уровня свойств. Их составы и типич-
ные свойства после отпуска при 650° С (1 ч) приведены ниже:
Сталь
I II
Содержание, % (по массе):
С............................ 0,04 0,10
103
Сг..............................
Мо..............................
Со..............................
n...........................: .
W...............................
вв, МПа.............................
cr0,2i МПа................. . . .
б, %................................
йн при 20 °C, Дж/см2................
12,2 12,0
6,3 —
10,0 5,0
0,05 0,03
— 6
1800 1450
1300 1100
10 15
18 25
Продолжение
Отсюда следует, что стали с Со- и Мо обеспечивают более высокую проч-
ность, но наибольшая прочность может быть получена на стали с Со и W
при повышенном содержании этих элементов. Были разработаны две промыш-
ленные стали такого'типа с повышенным содержанием кобальта и уменьшен-
ным содержанием молибдена. Это сталь AFC77 с 0,16% С, 14% Сг, 5% Мо,
13% Со и AFC260 с 0,08% С, 15% Сг, 4,5% Мо, 13% Со,. 2% Ni. У стали
AFC260 более высокое сопротивление ударным нагрузкам, чем у стали AFC77,
и оно даже может быть улучшено путем очищения границ зерен при введении
ниобия [29] и получения остаточного аустенита после соответствующей тер-
мической обработки [29].
Другими способами увеличения прочности низкоуглеродистых сталей яв-
ляются: ВТМО [6, 24, 31] и двойной отпуск, который приводит к образованию
основной части выделений при более низкой температуре, чем температура
предварительного отпуска. При этом предел текучести стали может быть уве-
личен примерно на 150 МПа. Такую термическую обработку обычно применя-
ют для сталей, в которых выделяется М2Х. Однако сопротивление ударным
нагрузкам заметно уменьшается.
4. Высокоуглеродистые стали с 12% Сг
Увеличение содержания углерода в сталях с 12% Сг повышает прочность, что
как можно полагать, связано с большим карбидообразованием. Однако тре-
буется повышение температуры аустенитизации и имеется тенденция к сни-
жению свойств при ударном нагружении. Свариваемость и вязкость заметно
ухудшаются при высоком содержании углерода. Такие сплавы применяют для
клапанов в паро- и нефтеочистительных устройствах. Хорошо известная, при-
меняемая для режущего инструмента, нержавеющая сталь содержит 0,3% С
и 12% Сг и в отпущенном состоянии имеет твердость HV~400. Эта сталь мо-
жет быть использована в‘приборах, для нержавеющих подшипников, игольча-
тых клапанов и деталей, работающих при повышенной температуре. Однако
более высокое содержание углерода приводит к образованию выделений
Сг23С6 по границам наследственных аустенитных зерен в процессе нагрева при
температуре 550° С и выше. Вследствие этого происходит локальное обедне-
ние хромом и ухудшение сопротивления коррозии, приводящее к питтингу.
Дальнейшее увеличение содержания углерода до 0,6—0,7% способствует
значительному повышению твердости, и такие стали широко используются
для нержавеющих бритв. Можно применять стали с 1% С, но поскольку в них
много хрома связано в карбиды, то содержание хрома увеличивают до 16—
17% для обеспечения стойкости против коррозии. Эти стали в отпущенном
состоянии имеют твердость HV 600—700. Их применяют для шарикоподшип-
ников, работающих при высокой температуре, нержавеющего хирургического
инструмента, деталей отбойных молотков. Такие стали при увеличении содер-
жания углерода до ~2% переходят в класс инструментальных.
5. Высокохромистые стали
Если требуется очень высокая стойкость против коррозии, например для ра-
боты в морской воде, содержание хрома в стали может быть увеличено до
16—17%. Это ведет к появлению в микроструктуре б-феррита, и для получе-
ния наибольшего количества мартенсита требуется введение никеля. Однако
109
нельзя вводить его >2%, поскольку вследствие понижения температуры М„
при комнатной температуре фиксируется остаточный аустенит. Такой аусте-
нит, который возможен в очень большом количестве, может быть превращен
различными способами, как и в сталях с контролируемым превращением, со-
держащих ~4% Ni. Модификация этих сталей привела к разработке сталей
с повышенной пластичностью в результате мартенситного превращения —
трип-сталей. Этот вид стали будет описан ниже.
Глава IX
Нержавеющие стали с контролируемым превращением
Введение
Потребность авиационной промышленности в высокопрочной стали, которую
можно было бы использовать в качестве обшивки скоростных самолетов, ус-
тойчивой при температурах >200° С, явилась тем толчком, который стиму-
лировал разработку сталей с контролируемым превращением. Такая сталь
должна была обладать повышенными технологическими свойствами и свари-
ваемостью, сохраняя при этом прочность в сваренном состоянии и при тем-
пературах до 400° С. Чтобы отношение прочности к массе у такой стали было
эквивалентно наиболее высокопрочным алюминиевым сплавам, она должна
была иметь минимальный предел прочности 1100 МПа. Такие значения проч-
ности можно получить для сталей с 12% Сг после превращений, но эти стали
обладают низкой технологичностью в термообработанном состоянии и еще
хуже поддаются термической обработке после получения из них изделий
сложной конфигурации. Кроме того, холоднодеформированные аустенитные
или ферритные стали могут обеспечить требуемую прочность, но величина
пучности может претерпевать изменения в процессе различных операций из-
готовления и снижать после сварки или в течение длительной эксплуатации
при 400° С.
Таким образом, сталь должна бы^ь мягкой и пластичной в прокатанном
состоянии и способной к равномерному упрочнению после изготовления. Эти
условия могут быть выполнены в случае дисперсионно твердеющей аустенитной
стали, но получаемые при этом значения, прочности недостаточно высокие;
кроме того, для таких сталей часто требуются высокие температуры термооб-
работки на’твердый раствор, не говоря о том, что они дорогие. Поэтому вни-
мание привлекла аустенитная структура, которая может превратиться в мар-
тенсит после изготовления деталей в результате их термообработки при срав-
нительно низкой температуре, не вызывающей короблений деталей сложной
конфигурации. Сталь должна также обладать способностью к дальнейшему
упрочнению путем дисперсионного твердения, которое обеспечивается низко-
температурной термической обработкай мартенсита.
1. Принципы, лежащие в основе создания
нержавеющих сталей с контролируемым превращением
Такие стали должны отвечать ряду требований [1, 2]:
1. Сталь после обработки на твердый раствор и воздушного охлаждения
от температур, не превышающих 1050° С, должна иметь мягкую аустенитную
структуру, необходимую для обеспечения холодной прокатки и разлйчных
операций изготовления.
2. Температура Мн должна быть значительно ниже комнатной, чтобы в
процессе изготовления не могли произойти сколько-нибудь заметные превраще-
ния, но не настолько низкой, чтобы стало невозможным превратить аустенит
в мартенсит путем сравнительно простых операций, не связанных с нагревом
до высоких температур, которые влекут за собой проблемы коробления и
окисления.
3. Существенное сопротивление отпуску, чтобы сохранить прочность до
температур 400° С.
НО
4. Способность претерпевать дисперсионное твердение при относительно
низких температурах (<500°С).
5. Свариваемость; зона теплового влияния должна реагировать на тер-
мообработку так же, как и основной металл.
о. Низкое содержание углерода — для максимума деформируемости и ус-
тойчивости против коррозии в сварном шве. Состав должен быть таким, что-
бы можно было добавлять титан или ниобий. Это дает возможность свести
к минимуму разрушение шва.
7. Достаточное содержание хрома, чтобы обеспечить соответствующую
коррозионную стойкость и стойкость против коррозии под напряжением.
8. Ограниченное количество б-феррита, чтобы обеспечить наибольшую
возможную прочность и предотвратить анизотропию свойств, а также низкую
пластичность в зонах теплового влияния сварных швов.
Эти требования к сплавам очень жесткие, и из дальнейшего следует, что
на практике в ряде случаев приходится прибегать к компромиссным реше-
ниям.
Содержание Сг,%
Рис. 116. Влияние хрома на со-
держание 6-феррита в сталях
с 0,1 % С (обработка на твердый
раствор при 1050 °C)
2. Разработка нержавеющих сталей
с контролируемым превращением
Одним из требований, предъявляемых к этим сталям, является низкое содер-
жание углерода и 16—19 % Сг. Для получения структуры, достаточно сво-
бодной от б-феррита при температуре обработки на твердый раствор, равной
1050° С, необходимы значительные количества
аустенитообразующих элементов — никеля,
кобальта, марганца или меди.
Температура Мн ввиду высокого содержа-
ния хрома низкая и важно, чтобы аустенитооб-
разующие элементы не понижали ее слишком
сильно (значительно ниже комнатной), иначе
мартенситное превращение становится прак-
тически невозможным. Более того, те элементы',
которые обеспечивают устойчивость против
отпуска, т. е. молибден, ванадий и.т. д., также
понижают температуру Ж [3—6], а так как
они являются ферритообразующими элемента-
ми, то для уравновешивания их влияния тре-
буется дополнительное количество аустенито-
образующих добавок.
Возможность создания сбалансированных структур с низким содержани-
ем б-феррита и достаточно просто регулируемой температурой Ма требует
тщательного контроля химического состава. Важно знать, какое влияние раз-
Рис. 117. Нлпнние различных элементов на содержание 6-феррита в
стилях с 0,1 % С п 17% Сг (обработка иа твердый раствор при 1050’С)
111
личные элементы оказывают на количество б-феррита и на температуру Мн.
На рис. 116—118 изображены кривые
держание б-феррита в сталях с 17%
' О 2,0 -4,0 0,0 80
Легирующие элементы, %
Рис. 118. Влияние различных легирующих
элементов на содержание б-феррита в
сталях с 0,1 % С, 17 % Сг и 4% Ni.(об-
работка на твердый раствор при 1050 С)
влияния различных элементов на со-
Сг и 17% Сг + 4% Ni. Ниобий и ти-
тан также являются ферритообра-
зующими элементами, но их влияние
трудно оценить количественно, по-
скольку они одновременно вступают
в соединения с аустенитообразующи-
ми элементами — углеродом и азо-
том, удаляя их таким образом из
раствора. Очень приблизительно эф-
фект такого взаимодействия может
быть рассчитан с использованием
стехиометрических соотношений для
карбонитридов титана и ниобия. Эти
кривые (см. рис. 116—118) могут
быть аппроксимированы в линейные
зависимости, обобщенные ниже (здесь
приведены также данные о влиянии
легирующих элементов на температу-
ру М'н):
Легирующий элемент
Изменение содержания
б-феррита, % иа 1% (по
массе) легирующего эле-
мента
Азот . .
Углерод .
Никель .
Кобальт .
Медь . .
Марганец .
Вольфрам .
Кремний .
Молибден .
Хром . . .
Ванадий .
Алюминий .
—200
— 180
— 10
—6
—3
—1
+8
+8
4-11
4-15
4-19
4-38
Изменение темпера-
туры Л(н, °C иа 1%
(по массе) легирую-
щего элемента
—450
—450
—20
+10
—35
—30
—36
—50
-45
—20
—46
—53
Таблица 8
Схаль Содержание элементов,
С Мп Si Сг Ni |
Армко 17-4 0,04 0,5 • 0,2 16,5 3,5
Р. Н.((а) Армко 17-4 0,10 0,5 0,2 17,0 4,0
Р. Н. (б) А.М. 350 0,10 0,5 0,2 17,0 4,2
'л
А.М. 355 0,15 0,75 0,3 15,5 4,25
А.М. 367 0,03 0,15 0,15 14,0 3,5 .
U. S. S. (а) 0,10 3,0 0,2 17,0 3,0
U. S. S. (б) U. S.S. 0,10 0,5 0,2 16,0 17,0 17,0 6,0 7,0 7,0
Нержавеющая W Армко 17-7 Р. Н. 0,07 0,07 0,5 0,5 0,2 0,2
Армкб 15-7 Р. Н. 0,07 0,5 0,2 15,0 7,0
F.V. 520 0,07 2,0 1,0 16,0 5,0
F. 80Т 0,07 2,0 0,2 17,0 3,5
112
Кобальт особенно ценен как элемент, уравновешивающий состав н харак-
теристики превращения, так как, будучи аустенитообразующим элементом, о»
н то же время является единственным элементом, повышающим температуру.
Поскольку по вполне очевидным причинам углерод и азот нельзя исполь-
зовать неограниченно для регулирования количества б-феррита, в качестве
следующего наиболее эффективного аустенит©образующего элемента можно-
использовать никель. Но никель недостаточно эффективно понижает темпе-
ратуру Мн. Поэтому если бы для регулирования температуры Мн использо-
вали только один никель, его потребовалось бы слишком много, что сильно
удорожило бы сплав. •
Поэтому для контроля и регулирования температурного интервала
Мн — Мк часто используют более дешевый элемент, такой как марганец. Для
достижения правильно сбалансированной структуры и соответствующей тем-
пературы Мн можно использовать различные комбинации легирующих доба-
вок, но в пределах каждой композиции очень важен точный контроль хими-
ческого состава, чтобы обеспечить контроль характеристик превращения. Как
следствие, такие стали трудны в производстве и дороги не только ввиду вы-
сокой стоимости шихтовых материалов, которые используют при их выплав-
ке, но вследствие необходимости очень строго контролировать плавку.
Чтобы стали обладали- хорошей устойчивостью к отпуску, т. е. чтобы пос-
ле отпуска на 400—500° С величина разрушающего напряжения достигала
>1100 МПа, а предел прочности >1250 МПа, применяют легирование мо-
либденом или ванадием. Эффект дисперсионного твердения обеспечивается
путем дополнительного легирования кобальтом в сочетании с молибденом,
медью, алюминием или титаном. Все эти элементы усложняют структуру и
затрудняют контроль температуры Мн, что значительно повышает трудность
разработки сплава. Несмотря на это, были предложены различные компози-
ции нержавеющих сталей с контролируемым превращением [1,7—21]. Неко-
торые такие стали представлены в табл. 8.
3. Методы, стимулирующие превращения
Задача сводится к превращению аустенита в структуру низкоуглеродистого
мартенсита с величиной разрушающего напряжения ~ 1100 МПа с последую-
щим отпуском или дисперсионным твердением. Для этого используют два
основных метода.
% (по массе) Литературный источник
| Мо 1 v | Си I Со А1 Ti
— — 3,5 — — — [7-10]
— — ' 2,0 — — — [7—9,11]
2,75 — — — — — П2, 13]
2,75 — — — — — [12-14
2,0 — — 15,5 — — [15]
— — —— — — [1]-
— 1.0 — — — — [1]
— — — 0,2 0,7 го f16l
— — — — 1,1 [8, 17, 18}
2,5 — — —— 1,2 — [9, 19]
2,0 — — 0,5 [2, 20, 21}
2,0 '— 1,2 2,0 — — Hl
и 7Н6
113
Обработка холодом
Температурный интервал Мв — Мк составляет ~ 100—140° С, и если темпера-
тура Мя слегка ниже комнатной, то Мк будет колебаться между —80 и
'20. Легко достигаемое охлаждение до —78° С во многих случаях будет
. .зывать достаточно полное превращение (рис. 119). Охлаждение до —196° С
более сложно и связано с большими расходами, но оно обеспечивает полное
превращение. Превращение
НО
М„
М10
М50
Мдо
' о
1050 0
м50
Мдо
Мп
М50 ~
Мдо ~
Мк .
950
М10
М$0 "
М* -
925
Мн ~
Mw -
М50 "
Mjm-
Мк о
9000
М1О
М50
Мдо
"к
' 950 °C, Охлаждение
на воздухе
7006С. 2и
Мдр_-_________________
HiK L
350°0, Охлаждение на воздухе
Рис. 119. Схематическая диаграмма, иллюстриру-
ющая влияние различных термообработок на тем-
пературный интервал мартенситного превраще-
ния:
путем охлаждения позволя-
ет полностью использовать
углерод аустенита для уп-
рочнения мартенсита, и, как
следствие, сталь, превра-
щенная охлаждением, при-
обретает наивысшую проч-
ность.
Предварительный отпуск
при 700° С
Отпуск аустенита' при
700° С ведет к обильному
выпадению карбида М23С6.
При этом углерод и хром
выводятся из аустенита, что
повышает температуру Мн,
так что при последующем
охлаждении от температу-
ры первичного отпуска до
комнатной сталь в значи-
тельной степени превраща-
ется в мартенсит (см. рис.
119). В результате снижения
содержания углерода в ау-
стените и следовательно, в
образовавшемся из него мар-
тенсите достигаемая при
этом прочность несколько
ниже, чем та, которую полу-
чают после обработки холо-
дом. Механизм процесса по-
добен тому, который имеет
место при старении мартен-
ситно-стареющих сталей с
25% Ni. Карбиды М2зСд об-
разуются преимущественно
по границам аустенитных зе-
а — температуры обработки иа твердый раствор;
б — первичного отпуска
рен, но если в микрострук-
туре присутствует б-феррит,
то границы между ним и
аустенитом служат эффек-
тивными зародышами для выпадения карбидов, так как высокохромистый
феррит контактирует с высокоуглеродистым аустенитом. Следовательно, ско-
рость выпадения М2зСе увеличивается, и процесс предварительного отпуска
более эффективен для развития превращения. Поэтому, если превращение в
стали должно осуществляться после первичного отпуска при ~700°С, жела-
тельно чтобы сталь содержала ~ 10 % б-феррита в'возможно более дисперс-
ной форме, так как это способствует выпадению карбидов и таким обра-
зом — превращению аустенита. Поэтому следует избегать слишком высокого
содержания б-феррита, когда требуется Особо высокая прочность.
Холодная деформация
Холодной деформацией можно значительно повысить температуру Л4Н. По-
этому аустенит можно превратить именно этим способом. Однако этот про-
цесс обычно не применяют, так как он не гарантирует равномерного превра-
щения в структуре, полученной после холодной деформации. Тем не мег' -
его можно использовать в случае изготовления плоского листа или провода?
ки, поскольку дефекты структуры, вызванные деформацией, наследуются
мартенситом. При этом можно получить очень высокие значения прочности.
Так, например, у стали, содержащей 0,1 % С, 17 % Сг, 4 % Ni, 3 % Мп после
более или менее полного превращения (путем 40 °/0-ного обжатия.) разрушаю-
щее напряжение составляло 1700 МПа. Использование мартенситного пре-
вращения, стимулированного холодной деформацией, будет рассмотрено ниже.
Влияние температуры аустенитизации
Было отмечено, что одновременный контроль состава металла и температуры
Мн представляет сложную проблему. Однако ее можно отчасти облегчить,
изменяя температуру аустенитизации или обработки на твердый раствор с
целью оказать некоторое воздействие на температуру Мн. Если понижать
температуру обработки на твердый раствор, то не все карбиды М2зСб будут
растворяться, и чем ниже будет эта температура, тем больше карбидов бу-
дет оставаться вне раствора. Карбид МгзСв, богатый хромом, понижает со-
держание хрома и углерода в аустените, температура Мн которого, следова-
тельно, повышается.
Поэтому чем ниже температура обработки на твердый раствор, тем вы-
ше температура Мн, как показано на рис. 119. Таким образом, изменение
температуры обработки на твердый раствор может служить средством конт-
роля характеристик превращения, но при этом следует учитывать, что чем
ниже температура обработки на твердый раствор, тем ниже будет получен-
ная прочность, даже в случае, когда превращение достигнуто путем охлаж-
дения.
Влияние состава на температуру Мя может быть очень тонким. Так, при
производстве нержавеющих сталей с контролируемым превращением было,
например, обнаружено, что температура обработки на твердый раствор, не-
обходимая для получения соответствующей температуры Ми, часто меняется
от плавки к плавке, так что иногда ее приходится определять отдельно для
каждой плавки. Это может привести к различию свойств разных плавок.
Именно поэтому во многих случаях вместо сталей с контролируемым пре-
вращением производят дисперсионно твердеющие нержавеющие стали с пол-
ным превращением.
4. Влияние вторичного отпуска или старения
Чтобы улучшить пластичность и получить высокие значения разрушающего
напряжения и запаса надежности, мартенсит, полученный превращением ау-
стенита, следует подвергнуть отпуску, который должен проходить при воз-
можно более высокой температуре, чтобы вернуть структуре максимум пла-
стичности.
Для этого используют элементы, повышающие температуру отпуска, та-
кие как молибден и ванадий. Стали должны сохранять свойства примерно до
400° С, поэтому отпуск следует проводить при 400° С или выше. Однако верх-
ний температурный предел отпуска сильно снижается при высоком содержа-
нии никеля и марганца, так как оба элемента понижают температуру АС1,
приблизительно на 25—30°С на 1 % (по массе). Поскольку содержание (N1 +
+Мп) часто достигает 6—7 %, температура ЛС1 может снижаться до 500°C.
Поэтому отпуск становится невозможным при температурах вцше 500° С в
связи с опасностью реаустенизации. Обычно стали отпускают при 400—450° С,
8*
115
и удачным является то, что в мартенсите многие процессы дисперсионного
твердения протекают примерно в этом температурном интервале [22].
Требуемое замедление отпуска, которое осуществляется в присутствии
молибдена (рис. 120) также как и ванадия, связано с выпадением М2Х [23],
что рассматривалось применительно к сталям с 12% Сг. Добавка кобальта
может интенсифицировать этот процесс (рис. 121), но повысить содержание
Со, необходимого для образования /?-фазы, невозможно. Обычно не удается
одновременно получить необходимый состав и температуру Мв. По этой при-
чине не рекомендуют стремиться к особенно интенсивному дисперсионному
твердению, при котором в низкоуглеродистых сталях разрушающее напряже-
1ч при температуре, С 7 у при температуре, °C
Рис. 120. Влияние молибдена иа характе-
ристики отпущенной стали с контролируе-
мым превращением:
1 — 17 % Сг — 4 % N1; 2 — то же, с 1 % Мо;
3 - с 2 % Мо
рис. 121. Влияние кобальта на твердость
отпущенной стали с контролируемым пре-
вращением;
/—17% Ст, 4% N1; 2-то же, с 1% Со;
3 - 2 % Со; 4-3 % Со; 5 — 4 % Со
ние получается значительно >1500 МПа, и сохранить характеристики конт-
ролируемого превращения.
Широко используют дисперсионное твердение путем добавки меди — до
2 % Си. На рис. 122 показано, что прочность после старения повышается на
~150 МПа. Выпадающую фазу принято считать металлической медью, в ко-
торой может присутствовать некоторое количество никеля в виде твердого
Рис. 122. Влияние меди на дисперсионное твердение нержавеющей стали с контролируе-
мым превращением, содержащей 0,1 % С, 17 % Сг, 3 % N1, 3 % Си, 2 % Si (а) и 0,1 % С,
17 % Сг, 4 % N1, 2 % Си' (б) (исходное состояние 1050 °C, охлаждение на воздухе, отпуск
700d С)
116
Время старения, ч
Рис. 123. Влияние алюми-
ния на дисперсионное твер-
дение нержавеющей стали с
контролируемым превраще-
нием, содержащей 0,1 % С,
17 % Сг, 4 % Ni, 3 % Мп, I %
А! (исходное состояние
1050 °C, отпуск 700 °C)
раствора. Высказывали также предположение о возможности образования
богатой хромом а'-фазы, подобной той, которая вызывает охрупчивание вы*
сокохромистых ферритных сталей. Дисперсионное твердение может также
быть вызвано добавками алюминия (обычно до 1%), и происходит оно при
400—500° С (рис. 123). В этом случае дисперсионное твердение несколько
более эффективно, чем то, которое протекает в присутствии меди, и выпада-
ющие при этом дисперсные соединения представляют собой маленькие сфе-
рические частицы NiAl, когерентные с о. ц. к.
матрицей и имеющие очень близкие к матрице
параметры решетки [22, 25, 26].
Возможно, подобным образом протекает дис-
персионное твердение в сталях, содержащих ти-
тан,—путем выпадения о. ц. к. NiTi [22] и в ста-
лях, дисперсионно твердеющих под влиянием
алюминия и титана, в которых может образовы-
ваться о. ц. к. Ni(AiTi).
Хотя различные процессы дисперсионного
твердения могут обеспечить значительное повы-
шение прочности, при этом неизбежно происхо-
дит падение пластичности. Различные добавки,
вызывающие дисперсионное твердение, при дан-
ном уровне прочности, по-видимому, по-разному
понижают пластичность (рис. 124). Это следует
учитывать при выборе добавок для обеспечения
дисперсионного твердения. Из рис. 124 следует,
что молибден, вызывающий -интенсификацию вы-
падения Л42Х, очевидно, наименее вреден, хотя
получаемая при этом прочность не столь высока,
чем в случае других добавок того же назначе-
ния. Для достижения максимально возможной прочности в сочетании
с приемлемым снижением пластичности предпочтительными кажутся добавки
алюминия, и многие стали с контролируемым превращением содержат алю-
миний как добавку, обеспечивающую дисперсионное твердение.
25--------------------------------------60
1100 1200 1300 1400 1500 1100 1200 1300 1400 1500
Предел прочности, МПа
Гис. 124. Влияние различных добавок, вызывающих дисперсионное твердение, на пла-
< шчность при растяжении (а, б) нержавеющих сталей с контролируемым превращени-
м, содержащих 10—14 % Сг, 5—10 % Ni, при различных уровнях прочности [2]
Типичные свойства и области применения сталей
с контролируемым превращением
'1.ля получения максимальной прочности необходимо, чтобы превращение
проходило достаточно полно, и если после соответствующей обработки сохра-
ни гея ~10% остаточного аустенита, то разрушающее напряжение и запас I
117
Таблица 9
Состав, % (по массе) Условия термообработки я Е g и t> я Е 1 б, % I
0,1 С, 17 Сг, 4 Ni, 3 Мп 925 °C, отп. 450 °C— 3 ч 950 620 10
925 °C, хол. деф. 20%, отп. 1340 1300 5
450 °C — 3 ч
925 °C, хол. деф. 40%, отп. 1700 1670 3,5
450 °C — 3 ч
0,1 С, 17 Сг, 4 Ni, ЗМп 950 °C, 700 °C —2 ч, 450°C — 1280 1110 15
2 ч
925 °C, —78 °C, 400 °C — 1 ч 1440 1200 19
0,1 С, 17,5 Сг, 3 Ni, ЗМп, 1050 °C, 700 °C —2 ч, 400 °C — 1120 940 5
2 Си 24 ч
975 °C, —78 °C, 400 °C —24 ч 1500 1260 11
0,1 С, 17,5 Сг, 4Ni, ЗМп, 950 °C, —78 °C, 450 °C —4 ч 1450 1260 13
1 А1
0,1 С, 17 Сг, 4 Ni, 2Мо, 2 Со 1000 °C, —78 °C, 450 °C —6 ч 1340 1150 23
0,06 С, 16,5 Сг, 2 Мп, 1050 °C, 700 °C —2 ч, 450 °C — 1430 1270 3
5 Ni, 5 Мо, 2 Со, 1 А1 4 ч
950 °C, —78 °C, 450 °C — 4 ч 1520 1240 21
1050 °C, 700 ° С —2 ч, 450 °C — 1250 1110 16
4 ч
0,07 С, 17,5Сг, 3Ni, 950 °C, —78 °C, 450 °C —4 ч 1360 1240 20
2 Мп, 2 Мо, 2 Со, 1 Си
надежности будут пониженными. Это может быть связано с количеством ос-
таточного аустенита или карбидов, выпадающих после вторичного отпуска и
дестабилизирующих остаточный аустенит, который при охлаждении до ком-
натной температуры превращается в мартенсит. Внутренние напряжения,
связанные с этим превращением, могут приводить к пониженным значениям
разрушающего напряжения.
Для получения максимальной прочности в етали не должно быть также
б-феррита, но, как уже отмечалось, для некоторых сталей необходимо ~10%
б-феррита, чтобы превращение проходило после первичного отпуска.
В табл. 9 приведены некоторые свойства сталей. Из нее следует, что в
общем случае охлаждение позволяет получить более высокую прочность, чем
превращение после первичного отпуска. Кроме того, следствием первичного
отпуска неизбежно является более низкая пластичность, связанная с охруп-
•чивающим влиянием карбидов, выпадающих по границам зерен исходного
аустенита.
Нержавеющие стали с контролируемым превращением [7, 8, 15, 17, 18, 27]
используют в авиации и ракетостроении, где их применяют в обшивках само-
летов и оболочках ракет. Кроме того, из них выполняют облегченные высо-
копрочные элементы конструкций для использования в коррозионно-агрес-
сивных средах, таких как фильтры (проволочные сетки) или движущиеся
части ткацких станков. Однако в целом эти стали не получили широкого рас-
пространения, несмотря на очень высокие уровни прочности: причиной этого
являются значительные трудности контроля химического состава, который
должен обеспечить заданные структуру и характеристики превращения. В ре-
зультате этого многие из первоначальных композиций были модифицирова-
ны, и их применяют как дисперсионно твердеющие с полным превращением
(с 17 % Сг) без возможности учета их контролируемого превращения. Это
расширило также области применения высокопрочных конструкционных ста-
лей с 12 % Сг, сделав возможным их использование в более агрессивных
средах.
118
6. Стали с пластичностью^
обеспечиваемой превращением (трип-стали)
Разработанные в последнеее время трип-стали получают в результате контро-
лируемого превращения, а именно такого подбора температур Мн и Мд, что
мартенсит образуется из аустенита в результате деформации при изготовле-
нии или во время испытаний. Таким образом может быть получена сверхвы-
сокая прочность особенно при повышенном (до ~0,3 %) содержании угле-
рода, которая сопровождается значительно лучшей пластичностью [28—32].
Процесс производства аустенитных трип-сталей, обладающих высокой
прочностью в Сочетании с хорошей пластичностью, основан на том, что в
случае образования мартенсита в процессе деформации скорость наклепа
увеличивается, а это значительно повышает равномерную пластичность, пред-
шествующую пластической нестабильности. В то же время образующийся
мартенсит существенно повышает прочность, особенно в случае, когда он об-
разуется из аустенита, подвергнутого термомеханической обработке в про-
цессе, подобном аусформингу. Хотя прочность может быть значительно увели-
чена путем повышения содержания углерода (до 0,3 %), последние исследо-
вания показали, что этот процесс применим и для сталей с более низким со-
держанием углерода (от 0,05 до 0,20 %) [23].
Имеются два основных метода, которые можно использовать, хотя ис-
следовали многие основанные на них варианты [28, 34]:
1. Состав стали подбирают таким образом, чтобы при комнатной темпе-
ратуре' ее структура была аустенитной, а температура была выше ком-
натной. Затем сталь подвергают термомеханической обработке при темпера-
туре выше температуры 2ИД, причем в интервале температур 250—550° С ис-
пользуют высокие степени деформации (~80 %). Такая деформация аусте-
нита повышает температуру Мв, а следовательно, и температуру Мл, но де-
формированный аустенит все еще остается стабильным при охлаждении до
комнатной температуры. В процессе же деформации при комнатной темпера-
туре значительная часть аустенита превращается в мартенсит, причем превра-
щение обеспечивает хорошие пластические характеристики, а мартенсит —
высокую прочность. Этот тип обработки применим к сталям разных групп, но
в пределах каждой группы может быть металл критического состава, кото-
рому соответствует строго определенная термомеханическая' обработка. Со-
держание углерода можно повышать до 0,3 %, что обеспечивает необходимый
интервал прочности. Сталь, содержащая 0,3 % С, 2 % Мп, 2 % Si, 9 % Сг,
8,5 % Ni и 4,0 % Мо, после прокатки на лист (полосу) со степенью обжатия
80 % при 425° С приобретает предел прочности, равный 1500 МПа, ст0,2=
= 1430 МПа и относительное удлинение 50 %.
Термомеханически обработанный материал можно подвергать холодной
прокатке со степенью обжатия — 15,%. При этом прочностные характеристи-
ки повышаются (предел прочности до 1750, сг0,2 до 1620 МПа), но пластич-
ность ухудшается.
2. Требованиями второго метода являются присутствие в стали карбидо-
ибразующих элементов и содержание углерода '—0,3 %, а также такой со-
став, при котором температуры Мя и Мд ниже комнатной. После обработки
на твердый раствор сталь приобретает аустенитную структуру. Затем ее под-
вергают ТМО при 250—550 °C со степенью деформации — 80 %. При этом
наряду с деформацией аустенита происходит выпадение карбидов; оба фак-
юра повышают температуры Мя и Мд. Температура" Мн может еще оставать-
ся ниже комнатной, но Мд уже .выше комнатной температуры. В этом случае
деформация при комнатной температуре вызовет превращение аустенита
и мартенсит с соответствующим повышением прочности и высокой пластич-
ностью, являющейся следствием превращения. После деформации сталь мо-
/кст быть подвергнута холодной прокатке при комнатной температуре со сте-
пенью обжатия 15 %. Эти процессы позволяют получить <т0,2С2000 МПа
н пластичность, обеспечивающую относительное удлинение 20—25 %.
Из приведенного выше следует, что процесс предполагает ТМО сплава
119
тщательно подобранного состава, чтобы обеспечить в нем возможность конт-
ролируемого* превращения. Его достигают далее в результате обработки хо-
лодом при —196 °C, в результате чего аустенит после деформации превра-
щается в мартенсит; за охлаждением следует отпуск или старение при
400 °C. По сути дела, процесс можно представить как сочетание аусформинга
и контролируемого превращения.
В то время как явление пластичности, обеспечиваемое* превращением
в процессе деформации, широко известно и изучалось в течение многих лет
[35—40], возможность значительного повышения пластичности при сохране-
Рис. 125. Значения прочности и пластичности трип-сталей по сравнению'с другими высо-
копрочными сталями [28] с микроструктурой до испытания:
/ — высокопрочные низколегированные стали; 2 — аустенит; 3 — аустеиит+отпущеииый
(или неотпущенный) мартенсит; 4 — стали после ТМО; 5 — стали после ТМО с дефор-
мационным старением; 6 — мартенситностареющие сплавы; 7 — верхний предел для
трип-сталей
нии высоких уровней прочности не получила широкого практического приме-
нения. На рис. 125 изображено изменение прочности и пластичности, которое
можно получить для трип-сталей, по сравнению с другими сталями. Здесь же
показано, что значительно улучшается ударная вязкость [41, 42].
Несмотря на повышенную прочность и хорошую пластичность, которые
характерны для этих сталей, им присущи следующие недостатки:
1. Высокая стоимость — они содержат значительное количество никеля, •
иногда до 20% [28]. Кроме того, они могут обладать меньшей коррозионной
стойкостью, чем нержавеющие стали с 17 % Сг.
2.. Трудность точного контроля состава, который должен обеспечивать
'необходимые характеристики превращения.
3. Дорогостоящая технология обработки, связанная с повышенным изно-
сом оборудования вследствие использования высоких степеней обжатия при
низких температурах (деформации).
4. Ограничения по сортаменту — металл можно выпускать лишь в виде
плоского проката, либо проволоки [43].
Потенциально областями применения таких сталей [43] являются обшив-
ка аппаратов с ракетным двигателем, высокопрочные крепежные детали из
нержавеющей стали, броня из нержавеющей стали, высокопрочный кабель
и проволока.
120
Глава X
Ферритные нержавеющие стали
Введение
Ферритные нержавеющие стали с 17—26% Сг, дополнительно легированные
другими элементами, составляют группу материалов, значение которых все
более возрастает [1—3]. В частности^ ферритные стали все чаще используют
вместо давно известных аустенитных нержавеющих сталей в тех областях,
где условия эксплуатации недостаточно жесткие. Несмотря на то что корро-
зионная стойкость, штампуемость и вязкость ферритных нержавеющих ста-
лей ниже, чем аустенитных, они имеют значительное преимущество перед
последними, являясь более дешевыми.
1. Основная характеристика и составы
В ферритных нержавеющих сталях содержится 11—26% хрома (чаще 17—
26%). Эти стали фактически не содержат никеля. Железохромистые сплавы
этих составов обычно полностью ферритные вплоть до температуры плавле-
ния [4, 5], т. е. не имеют а^у-превращения. Однако при наличии 0,1 % С
структура стали с 17% Сг при ____________________________________,
температуре 1000 С состоит из
феррита и небольшого количест-
ва аустенита (рис. 126) [6 7], Ко-
личество аустенита существенно
зависит от содержания углерода
и азота в стали [6], а также от
соотношения концентраций аусте-
нито- и ферритообразующих эле-
ментов [7, 8]. При нагреве ста-
ли количество аустенита перво-
начально увеличивается и затем
ум-еньшается с повышением тем-
пературы, что согласуется с диа-
граммой состояния. При темпера-
турах >1150° С сталь с 17% Сг
обычно становится полностью
ферритной и ферритное, зерно име-
ет ярко выраженную тенденцию к
быстому росту. При охлаждении,
однако, часто выделяется аусте-
нит в виде сетки по границам
ферритных зерен и видманштетто-
вой структуры внути их. Это яв-
ление имеет непосредственное от-
Содермание хрома, °/о
Рис. 126. Равновесная диаграмма состояния
железо—хром—углерод при 0,1 % С:
Ci—МзС; Сз—М7С3; Сз—МззСд
ношение к сварке этих сплавов,
так как аустенит, присутствующий при нагреве на' твердый раствор или
образующийся в процессе охлаждения до комнатной температуры, пре-
вращается в мартенсит. Мартенсит затем может быть отпущен с образова-
нием феррито-карбидной смеси при нагреве <780°C, при которой вновь об-
разуется аустенит. При высоком содержании хрома и высоких температурах
। габильным карбидом является карбид СггзСв. Карбид Сг?С3 образуется пре-
имущественно в сталях с низким содержанием хрома [7]. Азот присутствует
мавным образом в виде Cr2N [8], карбиды и нитриды начинают растворять-
<я при нагреве >850 °C, причем нитрид растворяется быстрее, чем карбид,
в растворение в основном завершается >1000 °C.
Согласно равновесной диаграмме состояния Fe—Сг о-фаза должна об-
p. । ювываться в сплавах, содержащих значительно >17 % Сг, В действитель-
121
ности сг-фаза может выделяться при низких температурах (<600°C), но
скорость выделения очень небольшая. Холодная деформация, однако, уско*
ряет образование сг-фазы [9], как и ферритообразующие элементы, такие как
кремний и молибден [10, 11], которые растворяются в сг-фазе и расширяют
температурный интервал ее существования. Кроме того, молибден может
вызвать образование железо-хром-молибденового соединения х-фазы [12],
которая стабильна в более широком температурном интервале, чем сг-фаза.
Необходимо также упомянуть о случаях образования комплексов на.основе
богатой хромом а'-фазы, что является следствием существования в системе
Fe—Сг широкой области «расслоения» при температурах <600°C [13]. Об-
разование этих комплексов предопределяет развитие хрупкости в хромистых
ферритных нержавеющих сталях.
Стандартные ферритные стали серии AISI 400 содержат различные, до-
бавки: молибден — сильный ферритообразующий элемент, подобный-кремнию
и алюминию; углерод и азот — аустенитообразующие элементы (аналогично,#
но в меньшей степени действует марганец); ниобий и титан, являющиеся
сильными ферритообразующими элементами. Кроме того, они удаляют угле-
род и азот из твердого раствора, образуя нерастворимые карбиды и нитриды
[13, 14], и дополнительно стабилизируют феррит.
Типичные составы сталей данной группы приведены в табл. 10.
Таблица 10
Марка, сплава Химический состав, % (по массе)
С Si Мп Сг А1 | Хао Ni Ti
-AISI 405 0,06 0,25 0,40 13,5 0,20
AISI 409 0,06 0,25 0,40 11,0 — .—. 0,50
AISI 429 0,06 0,40 0,40 15,0 — — — —
AISI 430 0,06 0,40 0,40 17,0 — — — —
AISI 430 Ti 0,07 0,25 0,40 17,0 — — — 0,50
AISI 430 Nb 0,05 0,25 0,40 17,0 — — 0,50
AISI 434 0,05 0,25 0,40 17,0 —. 0,90 — —
AISI 436 - 0,05 0,25 0,40 17,0 — 0,80 0,50 —.
AISI442* 0,08 0,25 0,40 21,0 — — — —
AISI 446* 0,08 0,25 0,40 25,0 — — — —
18/2 0,02 0,40 0,40 18,0 —. 2,0 — — .
18 SR* 0,05 1,0 0,50 18,0 2,0 — — —
Сихромаль 10* 0,07 0,40 0,40 18,25 — — — 0.85
HWI* ' 0,10 1,00 0,40 18,0 1,0 — .—, —
E — Брайт 26-1 0,02 — — 26,0 1,0 — — —
Высокохромнстые стали с большим содержанием кремния, алюминия или титана
обычно используют как жаростойкие.
Молибден добавляют с целью увеличения сопротивления коррозии, в то
время как ниобий и титан вводят в сталь для повышения сопротивляемости
ее межкристаллитной коррозии в результате снижения содержания углерода
и азота в твердом растворе. Последнее явление также способствует улучше-
нию пластичности и сопротивления ударным нагрузкам, в связи с чем эти
стали пригодны для изготовления химической аппаратуры. Современная тех-
нология выплавки ферритных сталей основана на получении в них очень
низкого содержания углерода и азота — элементов, образующих твердые
растворы внедрения, путем применения аргонокислородного рафинирования
жидкого металла и электроннолучевого переплава [16]. До недавнего вре-
мени высокохромнстые стали использовали главным образом как жаро-
стойкие. ' , .....
122
2. Производство феррйтных нержавеющих сталей
В связи с многообразием используемых вариантов производства ниже кратко
суммированы основные ‘технологические операции, которые могут быть при-
менены при производстве стального листа.
1. Стали обычно выплавляют в электрических дуговых печах часто с по-
следующим аргоно-кислородным рафинированием жидкого металла для сни-
жения в нем содержания углерода и азота. Для получения в стали низкого
содержания азота обычно используют основную сталеплавильную печь с про-
дувкой ванны кислородом. Однако и разливка на воздухе может вновь при-
вести к насыщению металла азотом вследствие высокого содержания в нем
хрома. При выплавке различными методами обычно достигают следующего
уровня содержания углерода и азота в металле, %:
Основная электрическая дуговая печь .... 0,05 0,03
Аргоно-кислородное рафинирование .... 0,01—0,02 0,02
Электроннолучевой переплав ................ 0,002 0,008
2. Слитки имеют крупнозернистую структуру, и поэтому не должны под-
вергаться тепловым ударам. Их обычно прокатывают в слябы, и так как
сталь с 17 %Сг является мягкой и легко обрабатываемой, то слябы часто
шлифуют, медленно нагревают и прокатывают из них полосу. Рулоны горя-
чекатаной полосы затем обычно подвергают отжигу, обрезке кромок и трав-
лению.
3. В случае холодной прокатки при получении промежуточных размеров
часто проводят зачистку поверхности и светлый отжиг при. 820—860 °C.
После обычных отжигов окалину удаляют электролитическим травлением
в азотнокислой ванне,.
За последними обжатиями в холодном состоянии часто следует светлый
отжиг прн 820—860 °C с использованием окончательного пропуска в дресси-
ровочной клети. Такой лист используют для штамповки.
3. Связь между структурой и свойствами
Предел текучести ферритных нержавеющих сталей выше, чем аустенитных
нержавеющих сталей; он соответственно составляет 280—460 и 230 МПа.
Ферритные стали, однако, наклепываются значительно медленнее аустенитных
(рис. 127), в то'же время пластичность
при растяжении и особенно ударная вяз-
кость ферритных нержавеющих сталей
ниже, чем аустенитных нержавеющих.
Высокохромистый феррит является за-
ведомо хрупким;* он имеет переход от
пластичного к хрупкому разрушению.
^1200
£
^.1000
g
О 20 40 60
Степень холодной
деформации, %
Рис. 127. Характеристики деформацион-
ного упрочнения ферритных нержавею-
щих сталей с 17% Сг (2) и 26 % — 1 %
Мо (3) по сравнению с аустенитной
нержавеющей сталью 304 (/)
Рис. 128. Влияние величины ферритного
зерна на порог хладноломкости про-
мышленной стали с 17 % Сг (ударная
вязкость определялась по Шарли)
123
' Таблица 11
Марка стали Свойства
сг0,2 МПа ств, МПа 6. %
AISI405 280—380 400-510 20-30
AISI409 250-280 450—480 25—30
AISI 430 280—450 450—580 20—35
AISI 430 Nb 340 550 30
AISI434 340—450 490—570 25—27
AISI 436 340—370 520—560 27—30
AISI 442 310—420 520—580 20—30
AISI 446 340 550 23
В та’бл. 11 приведены механические свойства некоторых ферритных нержаве-
ющих сталей в. отожженном состоянии при испытании на растяжение.
Связь между структурой и свойствами является сложной [17], не пол-
ностью объясненной, и количественно ее трудно определить, однако важ-
ность данного вопроса подтверждает ряд факторов.
Величина зерна
У многих ферритных нержавеющих сталей в связи с однофазностью их
структуры зерно растет быстро. Вследствие большей диффузионной подвиж-
ности атомов в ферритной структуре у ферритных хромистых сталей обнару-
isuaHxdotfo (мэ) qbj И1ГИ (ЫЭ)П евФ хнньидшя Пихэвн ‘вхинэюХв эияюхлэ
-ис!ц ‘Эо 006 Ю — дэктхэ хмн1инэ1эЛв А яви виэёя oi а ‘э0 009 10 вэювниьвн
внйэе xood цнняиэнэхни xbiteio xIчнlиddэф g ’[gj ‘|] хннхинэюХв X кэь ‘вин
-airgXdJO олэ radXiEdsnwsi эияеин ээтгор и BHdae xood nradiorag ээтгор логеяиж
рост зерна и повышает температуру его огрубления. Недавно опубликова-
ны [1] обобщенные данные по росту зерна и рекристаллизации.
Уменьшение размера ферритного зерна повышает пределы текучести
и прочности согласно соотношению Холла — Петча, т. е. прочность является
линейной функцией d~^2. Однако размер макрозерна феррита не может быть
единственным определяющим фактором, ибо само зерно феррита состоит из
субзерен, оказывающих влияние на прочностные свойства. Следовательно,
пределы прочности и текучести зависят от величины субзерен, в то время
как ударные свойства зависят главным образом от величины легко наблюдае-
мого макрозерна, так как границы субзерен не оказывают существенного
препятствия распространению хрупких трещин.
У ферритных нержавеющих сталей имеется переход из вязкого состояния
в хрупкое, температура порога хладноломкости их значительно выше, чем
малоуглеродистой стали, что связано с хрупкостью хромистого феррита [19].
Температура порога хладноломкости снижается (рис. 128) по мере уменьше-
ния размера зерна. Крупнозернистость, характерная для этих сталей и обу-
словленная отсутствием фазовых превращений, является одной из важных
проблем.
Влияние состава твердого раствора
Эффекты упрочнения твердого раствора в полностью ферритных нержавею-
щих сталях подобны таковым в низкоуглеродистых сталях [17]. Однако,
когда в структуре имеется некоторое количество аустенита (мартенсита), эф-
фекты упрочнения зависят также от природы легирующих элементов. Аусте-
нитообразующие элементы повышают прочность вследствие увеличения коли-
чества аустенита, впоследствии превращающегося в мартенсит.
124
Ферритообразующие элементы первоначально снижают прочность в ре-
зультате уменьшения количества аустенита, и только, когда структура стано-
вится полностью ферритной, прочность возрастает с увеличением их содер-
жания (рис. 129). Упрочнение твердого раствора вследствие растворения в
% (по массе)
Рис. 130. Влияние содержания молибдена
и температуры закалки на порог хладно-
ломкости сталей:
/ — 25% Сг, 1150 °C; 2—18% Сг, 1150сС;
3-25 % Сг, 815 °C; 4— 18 % Сг, 815 °C
Рис. 129. Влияние содержания хрома иа
предел прочности при содержании С, %:
/ — 0,10; 2 — 0,15; 3 — 0,015; 4 — 0,05 % C+N
Содержание титана или - о,01 о,оз 0,05 0,07 0,09
ниодил, °/о (по массе) Содержание (С+Н),°/о
Рис. 131. Влияние содержания титана или Рис. 132. Влияние содержания (C+N) на
ниобия и температуры закалки на порог предел прочности предел текучести
хладноломкости стали 18 % Сг-2 % Мо: с и е стали с 18 % gr_2 % Мо
/ —Nb, 1150 °C; 2 —Ti, 1150 °C; 3 —Nb,
815 °C; 4 —Ti, 815’С
нем молибдена ограничено ввиду возможного охрупчивания под влиянием
образующихся %- и а'- или ст-фаз. Элементы, образующие твердые растворы
замещения, также повышают температуру порога хладноломкости [19]
(рис. 130), но такие элементы, как Титан или ниобий, при малых содержа-
ниях могут оказывать полезное действие в связи с уменьшением растворимо-
125
стн элементов, образующих твердые растворы внедрения (рис. 131), и отри-
цательное— при увеличении их количества.
Элементы, образующие твердые растворы внедрения — углерод и азот,
повышают прочность [1, 17, 20], по-видимому, пропорционально их концент-
рации [17] (рис. 132). Азот более эффективен, чем углерод, в связи с боль-
шей его растворимостью. Углерод и азот особенно вредны, так как повышают
температуру порога хладноломкости [1, 2, 17, 19—21] (рис. 133). Вместе
Рис. 134. Влияние содержания мартенси- О 10 20 30 40 50
стали с 17 % Сг Содержание мартенсита,
при содержании 70 •
/-0,05; 2—0,10; 3—0,15 /в
с тем в- комбинации с элементами, образующими нитриды и карбиды, угле-
род и азот обычно полезны для образования выделений, препятствующих
росту зерна, и, таким образом, улучшающих ударную вязкость.
Мартенсит
С увеличением количества аустенита, который превращается в мартенсит,
предел прочности линейно возрастает [17] (рис. 134).
, Увеличение количества мартенсита, однако, первоначально снижает пре-
дел текучести, возможно, вследствие внутренних напряжений, но при содер-
жаниях более 15—20% мартенсита предел текучести растет (рис. 135).
С увеличением количества аустенита при температуре закалки или отжига
уменьшается размер зерна феррита (рис. 136). Измельчение зерна осложняет
эффекты упрочнения и уменьшает вредное влияние мартенсита на ударную
вязкость. Мартенсит на пластичность при растяжении влияет сложно [17],
минимум пластичности отмечают при содержании приблизительно 40 % мар-
тенсита в структуре стали (рис. 137).
Выделения
Как будет показано ниже> дисперсионное твердение в ферритных нержавею-
щих сталях может развиваться при условии специального их легирования
[22—25]. В большинстве ферритных нержавеющих сталей стандартных марок
выделения карбидов и нитридов увеличивают прочность [1, 26, 27], умень-
шая, однако, при этом ударную вязкость и пластичность. Выделение карби-
дов по границам ферритных зерен может также привести к охрупчиванию.
Охрупчивание, вызываемое карбидом хрома, может быть уменьшено путем
стабилизации стали титаном или ниобием, однако нагрев таких сталей может
вызвать выделение TiC или NbC [17], которые в свою очередь снижают по-
ложительный эффект, получаемый от стабилизирующей обработки. Упрочне-
ние, вызываемое выделениями а'-фазы, представляющей собой богатый хро-
мом твердый раствор^при температурах порядка 400—500 °C обусловливает
развитие хорошо известной хрупкости прн 475°C (см. ниже).
Рнс. 135. Влияние содержания мартен-
сита на предел текучести стали с 17 %
Сг прн содержании С, %:
/ — 0,05; 2 — 0,10; 3 — 0,15
Рнс. 136. Влияние содержания мартенсита
(аустенита прн температуре нагрева под
закалку) иа величину зерна феррита при
содержании С, %:
/ -0,05; 2-0,10; 3-0,15
Рис. 137. Влияние содержания мартен-
сита на относительное сужение сталей
с Сг:
/-18% Ст; 2-18% Сг—Мп; 3 —
18% Сг—Ni; 4 — 24% Сг—Ni; 5-18%
Сг—Со
• 4. Эффекты охрупчивания
Высокохромистый феррит по своей природе хрупок, но, кроме этого, стали
с 17—25 % Сг проявляют склонность к хрупкости при 475 °C после нагрева
в интервале температур 400—550 °C [28—37]. Это охрупчивание снижает
пластичность и особенно заметно ухудшает сопротивление удару. Развитие
хрупкости при 475 °C обусловлено выделением когерентных частиц высоко-
хромистой а'-фазы вследствие «расслоения» твердого раствора в системе
Fe—Сг. Область расслоения твердого раствора, впервые описанная Вильям-
сом [38], теоретически доказана [39]. а'-фаза образуется путем спинодаль-
ного распада и наблюдается в виде дисперсных сферических зон, которые
при высоких температурах преобразуются в диски с габитусом, параллель-
ным плоскости {100} феррита. Эффект выделения и связанное с ним охруп-
чивание более резко проявляются с увеличением содержания хрома.
127
Утверждают, что при очень низком содержании элементов внедрения раз-
витие хрупкости при 475 °C замедляется, но не устраняется [35]. Причиной
этого могут быть немногочисленные кластеры атомов хрома/соединяющиеся
с атомами углерода и азота, чтобы образовать зародыши (ядра) зон, бога-
тых хромом.
В высокохромистых ферритных сталях может образовываться ст-фаза, ко-
торая заметно охрупчивает сплав. Охрупчивание может встречаться в про-
мышленных сталях, по содержанию хрома не попадающих в область сущест-
вования ст-фазы на равновесной диаграмме, под влиянием молибдена и тита-
на, способствующих образованию фаз типа х-фазы или ускоряющих образо-
вание ст-фазы.
В аустенитных нержавеющих сталях также образуется* ст-фаза, но они
не склонны к хрупкости при 475 °C.
5. Способность к формоизменению
Ферритным нержавеющим сталям может быть придана форма, особенно в хо-
лодном состоянии, большинством существующих методов, но способность их
к формоизменению не аналогична способности аустенитных нержавеющих
сталей вследствие их более высокой исходной прочности и более низкой
общей пластичности. При применении ферритных нержавеющих сталей для
изготовления кухонных раковин, торгово-пищевого оборудования и других
конструкций штамповочные уклоны должны быть меньше и должен быть
более полный радиус закруглений, чем в случае аустенитных нержавеющих
сталей [2].
Обладая низкой скоростью нагартовки, ферритные нержавеющие стали,
подобно малоуглеродистым сталям, хорошо деформируются, когда под дей-
ствием приложенной силы металл течет. Они легко калибруются, гофрируют-
ся, штампуются, куются, прокатываются и подвергаются волочению. Аусте-
нитные стали с другой стороны лучше, чем ферритные стали, ведут себя при
вытяжке с растяжением. Основные характеристики холодной штамповки
ферритных нержавеющих сталей сопоставимы с аналогичными характеристи-
ками аустенитных сталей [2, 21].
Ферритные стали обнаруживают резко выраженные линии скольжения
при волочении или свободной ковке, если после окончательного отжига ме-
талл не пропускали через дрессировочную клеть [1; 2]. На характеристики
глубокой вытяжки влияет и кристаллографическая текстура [40—42].
Более серьезной проблемой является так называемое «карандашное
скольжение», которое оставляет следы на поверхности металла. Эти следы
скольжения прежде всего определяются кристаллографической текстурой
[42—51]. Они параллельны направлению прокатки и этим отличаются от
_ обычных линий скольжения. Нежелательная текстура, способствующая воз-
никновению карандашного скольжения, формируется во время горячей де-
формации, которую следует тщательно контролировать, вследствие ориента-
ции полос с низкой анизотропией пластичности. К основным способам предот-
вращения возникновения карандашного скольжения относятся:
1. Низкие температуры томления и строгое соблюдение режима дефор-
мации.
2. Легирование аустенитообразующими элементами для ускорения рекри-
сталлизации и получения нетекстурованного металла. Но этот прием вызы-
вает образование мартенсита и повышение твердости, для предотвращения
которых материал нужно тщательно отжигать. Все это повышает стоимость
стали, особенно если в качестве аустенитообразующего элемента используют
никель.
3. Введение ниобия для образования Nb(CN), что способствует разви-
тию рекристаллизации и получению мелкозернистой нетекстурированной
структуры. Для этого требуется ~1 % Nb, который удорожает металл.
4. Использование процессов порошковой металлургии, которые являются
дорогими и могут быть осуществлены лишь на специальных заводах.
128
Несмотря на недостатки, которые имеют ферритные нержавеющие стали
по сравнению с аустенитными сталями, они ведут себя аналогично при холод-
ной деформации, но при условйи более простой калибровки валков.
На поверхности недеформированного металла или даже на поверхности
холоднокатаных штрипсов часто наблюдают так называемую «ребристость»,
которую не следует смешивать с карандашным скольжением. По-видимому,
причиной ребристости является карбидная полосчатость с предпочтительным
распределением и ориентацией ее в листовой стали [52].
Наконец, для ферритных нержавеющих сталей характерны очень низкие
напряжения пластического течения при высоких температурах. Поэтому они
легко обрабатываются в горячем состоянии и имеют при этом превосходную
пластичность. Эти стали легко маркируются при горячей деформации. Однако
с увеличением аустенита, присутствующего при температуре горячей дефор-
мации, резко ухудшается деформируемость [1, 53], минимум которой дости-
гается при равном количестве аустенита и феррита в структуре.
6. Сварка
Сварку обычно рассматривают как одну из главных проблем [20, 54—56],
потому что отсутствие фазового превращения приводит к интенсивному росту
зерна феррита в металле шва и в зоне термического влияния. Огрубление
ферритного зерна вызывает охрупчивание. Если температура нагрева стали
Рис. 138. Влияние отжига после сварки
на ударную вязкость по Шарпн стали
с 17 % Сг типа 430:
1 — термообработка после сварки,
750 °C (2 ч), охлаждение на воздухе;
2 —основной металл; 3 — сварное сое-
динение; /, 3 — в зоне термического
воздействия
становится выше температуры замкнутой у-области, то отмечается рост зерна
феррита. При последующем охлаждении аустенит выделяется в виде видман-
штеттовой структуры, затем превращается в мартенсит, в результате чего
сталь становится очень хрупкой.
Отпуск после сварки может уменьшить хрупкость, обусловленную мар-
тенситом (рис. 138), но не может измельчить ферритное зерно. Однако он
может вызвать выделение карбидов, что приведет к повышению твердости
и развитию хрупкости. Рост ферритйого зерна можно подавить введением
в сталь титана и ниобия [17, 57, 58], которые образуют труднорастворимые
карбонитриды. Однако отжиг таких сталей после сварки может вызвать вы-
деление NbC и Т1С, что приведет вновь к повышению твердости и охрупчи-
ванию, хотя титан в этом отношении оказывается менее вредным, чем
ниобий.
Ацетилено-кислородную сварку обычно не рекомендуют. Лучшие резуль-
таты получают при дуговой сварке, особенно в среде инертного газа, либо
с использованием неплавящегося вольфрамового электрода (метод TIG), ли-
бо металлического плавящегося (метод MIG). t Полностью ферритные высо-
кохромистые сплавы наиболее целесообразно сваривать электроннолучевым
и плазменным методом [1]. Составы основного и присадочного металла обыч-
но аналогичны, но вследствие того, что металл шва имеет очень крупное зер-
но и повышенную хрупкость, в качестве присадочного металла обычно ис-
пользуют аустенитную нержавеющую сталь [1, 17]. Это должно способство-
вать предотвращению выделения карбидов по границам зерен (если исполь-
зовать термообработку после сварки), но при этом возникают трудности
9—786
129
в связи с различием коэффициентов линейного расширения феррита и аусте-
нита, что может вызвать- поводку и термическую усталость при термических
циклах. Для сваривания тонких листов из ферритных нержавеющих сталей
можно использовать автогенную сварку, но зерно в металле шва обычно по-
лучается очень крупным. Предполагают, что присутствие в защитном газе
азота может привести к измельчению зерна металла шва в результате обра-
зования нитридов. В связи с тем что в металле шва и в зоне термического
влияния часто образуется мартенсит, водород должен быть удален из инерт-
ного газа для предотвращения водородного растрескивания. Также полезным
является подогрев заготовок большой толщины до температуры 300 °C. Хотя
сварка высокохромистых сталей затруднена, использование мер предосторож-
ности позволяет их успешно сваривать, но нестабилизировэнные стали с 17 %
Сг следует отжигать после сварки для предотвращения развития межкристал-
литной коррозии. Если отжиг невозможен, то нужно использовать стабили-
зированные стали.
7. Коррозия
Сопротивление коррозии высокохромистых ферритных нержавеющих сталей,
по-видимому, является одним из наиболее важных свойств. Увеличение со-
держания хрома в стали улучшает сопротивляемость коррозии, расширяя об-
ласть агрессивных сред, в которых пассивные пленки являются стабильными
[1]. Пассивность и коррозионная стойкость могут быть увеличены в резуль-
тате легирования стали молибденом, способствующим образованию более
стабильной защитной пассивной пленки [60].
Ферритные нержавеющие стали имеют хорошую сопротивляемость общей,
коррозии, они обладают высокой сопротивляемостью атмосферной коррозии
в сельской местности и городе. Однако эти стали быстро корродируют в оп-
ределенных промышленных условиях и морской атмосфере, где скорость
коррозии сильно зависит от концентрации хлорида, действие которого прояв-
ляется через обогащенный хлоридом конденсат [1]. Также увеличивает кор-
розию сернистый ангидрид, присутствующий в конденсате.
При воздействии морской атмосферы часто рекомендуют регулярно про-
мывать поверхности ферритных нержавеющих сталей, используемых в качест-
ве декоративной облицовки. Присутствие хлорида в среде способствует так-
же развитию питтинговой коррозии, против которой весьма благотворно ле-
гирование молибденом, который повышает сопротивляемость данному виду
локального разрушения (рис. 139) [61].
В средах восстановительного характера ферритные нержавеющие стали
с 17 % Сг менее коррозионностойки, чем аустенитные нержавеющие стали,
легирование молибденом улучшает сопротивление коррозии в этих средах
[62]. Кроме того, в окислительных средах, вызывающих пассивацию, высоко-
хромистые ферритные стали имеют высокую коррозионную стойкость, особен-
но, когда они легированы молибденом [63, 64]. В случае стабилизированных
сталей выделения, присутствующие в структуре, уменьшают сопротивляемость
коррозии в ’азотной кислоте. Особенно чувствительны к этому стали, стаби-
лизированные титаном [64, 65]. Выделения карбидов хрома и нитридов сни-
жают коррозионное сопротивление, особенно в хлоридсодержащих средах.
Подтверждено также вредное влияние включений оксидов [66] и сульфи-
дов [67] на коррозионную стойкость. Уменьшение содержания углерода по-
вышает обпТую коррозионную стойкость этих сталей [17] (рис. 140).
Ферритные нержавйощие стали склонны к межкристаллитной коррозии
(МКК),- например, в зоне термического влияния сварного соединения [68].
Это обусловлено выделением карбидов хрома по границам ферритных зерен,
что ведет к обеднению приграничных зон хромом и снижению сопротивления
их коррозии. Этот недостаток аналогичен такому же недостатку аустенитных
сталей [69, 70], но если аустенитные стали становятся чувствительными
к МКК после нагрева до 650—700 °C, то ферритные стали чувствительны
только после нагрева до температуры >900 °C. При таких температурах
130
растворимость углерода и азота в высокохромистом феррите достаточно вы-
сока, так что при охлаждении карбиды хрома выделяются по границам фер-
ритного зерна. Межкристаллитная коррозия может быть устранена либо пу-
тем отжига при 650—850 °C, способствующего дцффузии хрома в обедйенные
хромом области, либо стабилизацией стали ниобием или титаном. Однако
титан не является столь эффективным для предотвращения развития МКК
в окислительных средах [64, 65], так как TiC и TiN сильно корродируют
в данных условиях и часто располагаются по границам зерен.
Рйс. 139. Влияние содержания мо-
либдена иа потенциал питтингооб-
разоваиия стали типа 430 с 17 %
Сг (вакуумной выплавки)
Рис. 140. Влияние содержания углеро-
да на критическую плотность коррози-
онного тока ферритных нержавеющих
сталей:
/ — 0,02 % N; 2 — 0,08 % N
Таким образом, в сильно агрессивных средах ферритные нержавеющие
стали обычно менее коррозионностойки, чем аустенитные нержавеющие стали.
Вместе с тем во многих случаях в атмосферных условиях или в умеренно
агрессивных средах применение сталей на основе 17 % Сг равноценно приме-
нению аустенитных нержавеющих сталей и при этом они дешевле.
8. Коррозия под напряжением
Одно, из основных преимуществ ферритных нержавеющих сталей перед аусте-
нитными нержавеющими сталями — их высокая сопротивляемость и фактиче-
ский иммунитет к транскристаллитному коррозионному растрескиванию под
напряжением [71—73]. Это позволяет использовать эти стали в средах, в ко-
торых возможно развитие коррозии под напряжением, особенно в химической
промышленности. Трудности использования ферритных нержавеющих сталей
в химической промышленности, однако, связаны с их низкой ударной вяз-
костью и свариваемостью.
Так, известно [17, 74], что образование по границам зерен сетки мартен-
сита или остаточного аустенита, например в зоне термического влияния
сварных соединений, может привести к значительному ухудшению сопротив-
ляемости коррозии под напряжением и растрескиванию по мартенситу или
аустениту [17].
Однако в работах [75, 76] показано, что в полностью ферритных сталях,
содержащих добавки никеля, меди и кобальта, может развиваться транскрн-
сталлитная коррозия под напряжением в хлорсодержащих средах. Она так-
же проявляется в сталях с молибденом, который сам по себе не инициирует
развитие коррозии под напряжением, но может усиливать отрицательное
влияние никеля и меди. По-видимому, это не связано ни с остаточным аусте-
нитом, ни с водородной хрупкостью. Также показано, что содержание
9* • 131
(Ni 4- 3 Си) не должно превышать 0,9 % или в сталях с 17 % Сг количество
(Ni+Cu) должно быть ^0,5-% [77]. Присутствие карбидов хрома на грани-
цах зерен феррита может привести к образованию напряжений, инициирую-
щих развитие- МКК, которая может вызвать также сильное растрескива-
ние [1, 17].
9. Перспективы дальнейших разработок
Принято’ считать, что ферритные нержавеющие стали удовлетворительно кор-
розионностойкй во многих средах, кроме сред высокой агрессивности. В бы-
товых и атмосферных условиях, а также в торгово-пищевом оборудовании,
ферритные нержавеющие стали являются равноценной заменой аустенитных?
При этом они существенно дешевле последних. В настоящее время ' их ис-
пользуют для изготовления [1] кухонного оборудования, баков стиральных
машин, раковин, водостоков, столовой посуды и других бытовых предметов,
в архитектуре и на транспорте, в химической и пищевой промышленности.
Главное требование, предъявляемое к ферритным нержавеющим сталям,
состоит в улучшении их ударной вязкости, пластичности, коррозионной стой-
кости и свариваемости. Значительный прогресс в удовлетворении этих требо-
ваний может быть достигнут путем снижения содержания углерода й азота,
образующих твердые растворы внедрения. Основное направление в настоящее
время заключается в обеспечении суммарного содержания (C+N) равным
0,01—0,03 %. Однако уменьшение концентрации углерода и азота снижает
прочность, в связи со снижением упрочнения твердого раствора, а также
огрублением величины зерна вследствие отсутствия на границах частиц, сдер-
живающих их рост. Предстоящей задачей явлйется измельчение зерна, осо-
бенно в связи с тем, что температура перехода .в хрупкое состояние сильно
зависит от величины зерна феррита. По существу преимущества, обеспечива-
емые снижением содержания углерода и азота, могут быть полностью сведе-
ны на нет образованием крупных зерен. При этом в случае введения титана
и ниобия недостаток атомов углерода и азота затрудняет образование частиц
Ti(CN) или Nb(CN), способствующих измельчению зерна. В этом случае’воз-
можно использование контролируемой прокатки. Одним из преимуществ ста-
ли с низким содержанием углерода и азота является повышение сопротив-
ляемости межкристаллитной коррозии. Сообщают о снижении склонности
к хрупкости при 475 °C, так как уменьшение количества углерода и азота,
способных к взаимодействию с хромом, снижает возможность образования
зон, богатых хромом. Уменьшение содержания углерода и азота повышает
сопротивляемость питтинговой коррозии (рис. 141),' и в этой связи добавка
молибдена и повышенное содержание хрома весьма полезны. В настоящее
время получили развитие стали типа 18 Сг—2 Мо и 26 Сг—1 Мо с низким
содержанием углерода и азота [1, 16]. Неметаллические включения и приме-
си ухудшают сопротивление коррозии, поэтому некоторые новые стали полу-
чают методом электроннолучевого переплава, который, однако, вряд ли най-
дет широкое применение в связи с его высокой стоимостью.
Недостаточное внимание, которое уделяют развитию высокопрочных пол-
ностью ферритных нержавеющих сталей, по-видимому, связано с тему что
эти стали использовали главным образом там, где от них требовались спо-
собность к формообразованию и коррозибнная стойкость. Кроме того, они не
обладают ударной вязкостью, которая необходима для высокопрочных строи-
тельных конструкций. Это положение может измениться в связи с последни-
ми разработками, в которых предполагают повысить ударную вязкость в ре-
зультате уменьшения содержания элементов внедрения и измельчения зерна.
Ввиду большего влияния размера субзерен на прочность по сравнению
с размером зерна сомнительно получение прироста прочности путем его из-
мельчения. Улучшение ударной вязкости может быть достигнуто в результате
использования более эффективных механизмов' упрочнения.
В большом числе работ исследовали дисперсионное твердение полностью
ферритных и высокохромистых сталей [22—25]. Показано, что значительный
132 » *
прирост твердости может быть- достигнут вследствие протекания различных
реакций старения, особенно выделения интер металлидных фаз. Такого типа
дисперсионно твердеющие системы включают добавки Со—Мо, Р, Ni—Al
(рис. 142), Ni—Ti (рис. 143) или Ni—Al—Ti (рис. 144). Высокие значения
твердости могут быть достигнуты в результате выделения [3-фаз типа NiTi,
NiAl или Ni(Al, Ti), имеющих о. ц. к. решетку [22, 23]. К сожалению, значе-
ния пластичности и вязкости при
этом .получаются низкие. Ввиду
очень' большой ферритообразую-
ющей способности титана и алю-
миния, вводимых в сталь в опре-
деленных количествах, создается
возможность легирования, ее да-
же при содержании 17 % Сг, 4 %
Ni, необходимого для образова-
ния вышеуказанных выделений.
Высокий уровень прочности может
быть объяснен однотипностью ре-
шеток (о. ц. к.) выделений и фер-
ритной матрицы с близки-
Рис. 142. Характеристики старения сталей с
17—25% Сг —4% Ni, содержащих алюминий:
а — кривые дисперсионного твердения стали с
3 %, алюминия; б—влияние содержания алю-
миния на прирост твердости после старения
при 550 °C
Рнс. 141. Влияние содержания (C+N)
и молибдена на. питтинговую коррозию
ферритной нержавеющей стали с
17 % Сг:
/ — без молибдена; 2—1% Мо; 3 —
2 % Мо
ми параметрами (рис. 145), образовани-
ем дисперсных когерентных зон и выде-
лений, которые очень медленно рас-
тут. Образуется большое количество вы-
делений. Показано, что эффект ’Диспер-
сионного твердения под влиянием [3-фаз
зависит от несоответствия параметров
решетки выделения и матрицы (рис.
146), и основное внимание в дальней-
ших исследованиях уделяют двойному
Рнс. 143. Характеристики старения сталей
с 25 % Сг — Ni-Ti:
а — влияние никеля на дисперсионное
твердение сталей с 2,7 % Ti, продолжи-
тельность старения 1ч; /— без никеля;
2—2,7% Ni; 3—4% Ni; б — влияние ти-
тана на прирост твердости стали с 4 % Ni
после старения при 500 °C
133
Рис. 144. Влияние содержания (А1+Т1) на
прирост твердости стали с 25 % Сг — 4 %
Ni после старения при 550 °C:
/ — только А1; 2 — только ТВ 3—низкое
содержание А1 и переменное Ti; 4— вы- >
сокое содержание А1 и переменное Т1
£
§205
В
х
^290
I
>205
Феррит
0 10 20 30
Содержание титана, %
/У(А1П)/7/л/а4%А1
х —х—
Ь^(АГП)/7Д4/7,7%А1
Рис. 146. Влияние несоответствия парамет-
ров решеток фаз и феррита на дисперси-
онное твердение, обусловленное выделени-
ем 3-фаз М Ti и М2 AlTi при температуре,
°C:
Рис. 145. Влияние содержания титана
и алюминия на параметры решетки
матрицы и 3-фазы
2 — 500 ; 2 — 600; 3-700
упрочнению, которое может встречаться при выделении фазы Ni(Al, Ti) [22,
23, 78]. Однако в настоящее время дальнейшее развитие высокопрочных фер-
ритнЬтх нержавеющих сталей находится в стадии лабораторных исследований.
Глава XI
Аустенитные нержавеющие стали
1. Состав аустенитных сталей
Введение никеля в сталь с 18 % Сг значительно расширяет у-область [1—4].
Увеличение содержания никеля влияет на состав и микроструктуру в двух
направлениях: повышает количество аустенита при температурах нагрева
под закалку; при низком содержании никеля этот аустенит полностью или
частично превращается в мартенсит; снижает температуру мартенситного
превращения AfH [5—7], так что Мв стали с 8 % Ni чуть ниже комнатной
температуры, и аустенит сохраняется при охлаждении до комнатной темпе-
ратуры.
По структуре сталь 18 % Сг—8 % Ni находится вблизи границы, отделя-
ющей стали с полностью аустенитной структурой, и может содержать неболь-
шое количество 6-феррита. Для получения полностью аустенитной структуры
при температуре ~1050 °C в безуглеродистую сталь с 18 % Сг требуется
ввести 12 % Ni. В присутствии 0;1 % С сталь 18 % Сг—8 % Ni имеет пол-
134
ностью аустенитную структуру при температурах >900 °C, так как углерод
является сильным аустенитообразующим элементом. Температура Мя данной
стали немного ниже комнатной, поэтому аустенит превращается в мартенсит
либо при обработке холодом, либо при холодной деформации. Очень важно
знать, как влияет в стали с 0,1 % С соотношение никеля и хрома на стабиль-
ность аустенита при охлаждении от температур обработки на твердый рас-
твор (1050—1100 °C):
а) при низком содержании хрома он действует как аустенитообразующий
элемент, расширяет область у-фазы;
Рис. 147. Влияние содержания нике-
ля н хрома на структуру стали с
0,1 % С:
1 — аустенит; 2 — феррит илн про-
межуточная структура
Рис. 148. Влияние содержания углерода
на растворимость карбидов в стали с 18 %
Сг и 8 % N1:
1 — аустенит; 2 — предел растворимости
карбидов в аустените; 3— аустенит+
+ карбиды
б) для стали с 18 % Сг требуется минимальное количество никеля, чтобы
получить полностью аустенитную структуру, стабильную при комнатной тем-
пературе (рис. 147) [8];
в) при содержании хрома >18% преобладает его ферритообразующая
способность и для получения стабильного аустенита и устранения б-феррита
требуется увеличить в стали содержание никеля. Аустенит при этом стано-
вится более стабильным к мартенситному превращению. Влияние других ле-
гирующих элементов также важно. В зависимости от того, являются ли онй
аустенито- или ферритообразующими элементами, тенденция образования
б-феррита при нагреве под закалку будет либо уменьшаться, либо. увеличи-
ваться. Многие исследователи [3, 9, 10] при создании аустенитных нержа-
веющих сталей учитывают влияние легирующих элементов на структуру, ис-
пользуя эквивалент хрома и эквивалент никеля, исходя из количества леги-
рующих добавок и определяя структурное состояние с помощью хорошо
известной диаграммы Шеффлера [10].
Получены различные значения эквивалентов никеля и хрома [3, 9, 11],
однако эти эквиваленты, опубликованные для сталей с 12 % Сг [9], по-види-
мому, могут быть применены с успехом к большому числу аустенитных ста-
лей [12]:
ЭХ = [Сг] 4- 2 [Si] 4-1,5 [Мп] 4- 5 [V] 4- 5,5 [А1] 4- 1,75 [Nb] 4-
4- 1,5 [Ti] 4- 0,75 [W]; (XI. 1)
ЭН = [Ni] 4- [Со] 4- 0,5 [Мп] + 0,3 [Си] 4- 30 [С] 4- 25 [N]. (XI.2)
Данные уравнений для определения эквивалентов никеля и хрома следу-
ет применять очень осторожно, если в стали содержится некоторое количест-
во нерастворимых карбидов, особенно содержащих титан или ниобий. Однако
135
можно ввести поправку, учитывающую влияние нерастворимых карбидов [И].
При создании аустенитных нержавеющих сталей необходимо учитывать воз-
можность образования карбидов в них и их влияние на свойства, особенно
коррозионные. В промышленных сталях с обычным содержанием углерода
образуется карбид (Сг," Ре)2зСв> встречающийся при температурах <800 °C
(рис.’ 148) [8].
2. Превращение аустенита в мартенсит
Как уже упоминалось, в некоторых не столь высоко легированных аустенит-
ных нержавеющих сталях аустенит может превращаться в мартенсит. Это
имеет место или при закалке сталей, температура мартенситного превраще-
ния Мн которых выше комнатной, или при обработке холодом сталей с более
стабильным аустенитом, у которых Мп ниже комнатной температуры. В том
случае, если последние стали имеют температуру Л4Д . выше комнатной, то
в процессе деформации при любых температурах ниже Мя в структуре обра-
зуется мартенсит. Почти все легирующие элементы, за исключением кобаль-
та, понижают температуру Мп [5—7]. Согласно последним данным, точка ДОа
(температура, °C) связана с составом стали уравнением, которое имеет осо-
бое решение применительно к аустенитным нержавеющим сталям [13]:
Л4Н = 502 — 810 [С] — 1230 [N] — 13[Мп] — 30 [Ni] - 12 [Сг] —
— 54 [Си]- 46 [Мо]. (XI. 3)
Это соотношение является важным особенно, как будет показано ниже,
для определения температуры Л4Д в связи с оценкой способности аустенитных
нержавеющих сталей к холодной деформации [14]. Для определения темпе-
ратуры Л1Ддо °C, при которой 50 % мартенсита образуется под воздействием
деформации на 30 %, используется уравнение:
Л4Дзо = 497 — 462 {[С] + [NJ] — 9,2 [Si] — 8,1 [Мп] — 13,7 [Сг] —
— 20 [Ni] - 18,5 [Мо]. (XI.4)
3. Некоторые особенности производства
аустенитных нержавеющих сталей
Аустенитные нержавеющие стали широко используют в виде листового про-
ката, т. е. толстого листа, тонкого листа и ленты. Толстый лист обычно по-
лучают горячей прокаткой, возможно с последующим смягчающим нагревом
до 1050 °C. Тонкий лцст и ленту Изготавливают методом холодной прокатки
рулонным способом.
В связи с многообразием вариантов технологических схем, используемых
в промышленности, ниже приведены некоторые особенности производства
различных видов металлопродукции.
Толстый лист
Слитки прокатывают горячими в слябы, из которых затем путем горячей про-
катки получают толстый лист. Его обычно подвергают термообработке на
•твердый раствор и травлению. С целью получения листа с особыми свой-
ствами применяют метод контролируемой прокатки при температурах <900
и даже <700°C [15]. Металл, получаемый контролируемой прокаткой, не
подвергают смягч'ающей обработке, однако в случае прокатки стали, легиро-
ванной ниобием или титаном, препятствующими развитию рекристаллизации,
возможно частичное снятие остаточных напряжений смягчающим отжигом.
Лента и тонкий лист
Для производства ленты и тонкого листа используют подкат в виде горяче-
катаных рулонов, которые после зачистки поверхности подвергают холодной
136
прокатке, отжигу и травлению или отжигают в печах с контролируемой ат*
мосферой. Ленту-или тонкий лист затем подвергают холодной прокатке до
требуемого размера. Холоднокатаный прокат могут поставлять либо с раз-
личной степенью холодной деформации, т. е. с различными значениями проч-
ности, либо в состоянии после светлого отжига для последующей штамповки:
закалки с 1050 °C и последующего травления (в этом случае лист также
используют для штамповки), либо после полировки (полированный лист при-
меняют в декоративных целях и в тех случаях, когда не требуется глубокая
вытяжка).
Полностью аустенитная структура хорошо деформируется в горячем со-
стоянии. В присутствии б-феррита сопротивление деформации повышается
[16, 17]. б-Феррит образуется при кристаллизации, количество его определя-
ется составом стали и температурой последующих нагревов.
По-видимому, особенно вредно для горячей пластичности, если в струк-
туре стали при комнатной температуре присутствует ~5 % б-феррита, коли-
чество которого при температурах горячей деформации будет значительно
больше. Последние данные показывают, что отрицательное влияние б-феррита
связано с максимальной площадью поверхности раздела фаз а/у, на которой
возникают очаги разрушения, Некоторые легирующие элементы, даже при-
сутствуя в незначительных количествах в виде примесей, ухудшают горячую
пластичность стали. На развитие процессов возврата и рекристаллизации
влияют также прочность аустенита и легирующие элементы [19].
В некоторых сталях, содержащих титан или ниобий, в процессе горячей
деформации под действием напряжений происходит выделение Т1С и NbC,
что приводит к повышению прочности и снижению пластичности. Это может
вызвать образование трещин, особенно при небольшой скорости горячей де-
формации методом прессования, экструдирования или гибки. Стали с ниоби-
ем часто содержат эвтектические карбиды NbC, которые плавятся, если тем-
пература деформации очень высокая, вызывая тем самым образование горя-
чих трещин. Другие легирующие элементы, например бор и свинец, могут
образовывать легкоплавкие соединения, что ухудшает обрабатываемость ста-
лей в горячем состоянии.
4. Связь между структурой и свойствами
Для аустенитных нержавеющих сталей получена хорошая корреляция между
составом и параметрами структуры и значениями их пределов прочности
и текучести [20—22]. Для предсказания прочностных свойств, МПа, выведе-
ны следующие уравнения:
о012 = 15,4 {4,4 + 23 [С] + 1,3 [Si] +0,24 [Сг] + 0,94 [Мо] + 1,2 [V] +
+ 0,29 [W] + 2,6 [Nb] + 1,7 [Ti] + 0,82 [Al] + 32 [N] +
+ 0,16 [б-Ф] + 0,46d“ */2}; (XI. 5)
ffB = 15,4 {29 + 35 [С] + 55 [N]+2,4 [Si] +0,11 [Ni] + 1,2 [Мо] + 5,0 [Nb] +
+ 3,0 [Ti] + 1,2 [Al] + 0,14 [б-Ф] +0.82/-1/2}, (XI.6)
где б-Ф—б-феррит; d — средний диаметр зерна, мм; t — толщина двойнико-
вой прослойки, мм.
Подобного типа зависимость для сужения площади поперечного сечения
при испытании на растяжение менее удачна для объяснения изменения этого
свойства в зависимости от состава и структуры. Как будет показано ниже,
влияние легирующих элементов в этом случае не линейно. Получено соотно-
шение для ф,
Ф =77 + 0,81 [Si] +0,94 [Мп] + 1,3 [Си] + 1,6 [А1] — 0,20 [Ni] —
— 6,6 [Nb] +0.99/-1/2— l,0d“I/2. (XI.7)
10—786 137
Заслуживает особого внимания:
1. Толщина двойниковой прослойку нё влияет на предел текучести, пото-
му что энергия дефектов упаковки, контролирующая деформационное упроч-
нение, мало или совсем не влияет на предел текучести, который измеряют при
низких напряжениях. Тонкие двойниковые прослойки, или высокая частота
Рис. 149. Влияние содержа-
ния легирующих элементов
на упрочнение аустенита:
1 — элементы, образующие
твердые растворы внедре-
ния; 2 — феррнтообразующие
элементы, растворяющиеся
по типу замещения; 3 —
аустеннтообразующне эле-
менты, растворяющиеся по
типу замещения
Изменение параметра
решетки наТЫат.)
легирующего элемента.
1О'3к
Рис. 150. Соотношение между изменением
параметра решетки под влиянием раство-
ренного элемента и приростом условного
предела текучести:
/—аустенитообразующие элементы; 2 —
ферритообразующие; 3 —95%-ный дове-
рительный интервал
Рис. 151. Влияние содержания мар-
тенсита закалки на предел прочно-
сти:
1 — деформация, стимулирующая
превращение; 2 —95%-иый дове-
рительный предел
двойников, являются естественным следствием низкой энергии дефектов упа-
ковки [23], которая в свою очередь обусловливает повышенное деформаци-
онное упрочнение.
2. Предел прочности в значительно большей степени контролируется тол-
щиной двойниковых прослоек, чем величиной зерна. Поэтому влияние энергии
дефектов упаковки на величину деформационного упрочнения и, следователь-
но, на предел прочности является весьма существенным. Однако в аустените
с высокой энергией дефектов упаковки, в котором относительно мало двой-
ников, предел прочности зависит от величины зерна согласно соотношению
Холла — Петча.
138
3. Увеличение размера зерна уменьшает предел текучести.
4. 6-Феррит увеличивает предел текучести и предел прочности в резуль-
тате дисперсионного упрочнения. Предел прочности феррита выше, чём аусте-
нита. Последние исследования по влиянию 6-феррита на предел текучести
указывают [20, 24], что б-феррит вызывает концентрацию напряжений в мяг-
кой аустенитной фазе, которая вследствие этого упрочняется сильнее, чем
в результате деформации, на 0,2 %,
и это дает значительное повышение
предела текучести. Повышение пре-
дела прочности, обусловленное при-
сутствием в структуре б-феррита,
почти на 80 % вызвано перераспре-
делением углерода и азота в аусте-
ните [20, 21], вследствие чего уве-
личивается деформационное упроч-
нение.
5. Наиболее сильно упрочняют
твердый раствор элементы внедре-
ния — углерод и азот, затем следу-
ют ферритообразующие элементы,
образующие растворы замещения.
Аустенитообразующие элементы, об-
разующие твердые растворы замеще-
ния, оказывают незначительное влия-
ние на упрочнение твердого раство-
ра (рис. 149) [24, 25]. Эффекты уп-
рочнения твердого раствора также
зависят от отношения атомных диа-
метров растворенного элемента и
железа. В зависимости от этого от-
ношения изменяется параметр решет-
ки аустенита, и поэтому в результате
Содержание мартенсита
закалки, %
Рис. 152, Влияние содержания мартен-
сита закалки на пластичность (отно-
сительное сужение) прн испытании на
растяжение
Содержание хрома, %
Рис. 153. Влияние содержания хрома на
предел текучести стали с 8—10 % Ni в за-
висимости от действующих механизмов
упрочнения:
/ — размер зерна; 2 — 6-феррит; 3 — об-
разование твердого раствора при введении
хрома; 4 — кремния; 5—углерода; б —ос-
нова стали; 7 — экспериментальные значе-
ния
введения в сплав легирующих элементов в решетке возникают напряжения
[26] (рис. 150). Показано,- что методом многократной регрессии, так же как
и в случае ферритных сталей [27], можно достаточно точно установить связь
между параметром решетки аустенита и концентрацией легирующего элемен-
та [26].
Как будет показано ниже, образование мартенсита в метастабильном
аустените, имеет также важное значение главным образом в результате его
влияния на пластичность. Однако мартенсит также влияет на прочность
[20]. Различают два вида мартенсита — так называемый мартенсит закалки,
присутствующий в структуре до деформации, и мартенсит деформации, обра-
10*
139
зующийся под действием напряжений при испытании на растяжение. При
этом наблюдают следующие эффекты: мартенсит закалки в количестве вплоть
до 35 % практически, в силу имеющихся внутренних напряжений, не влияет
на предел текучести. Действительно, если в структуре содержится до 20 %
мартенсита закалки, то предел текучести а0,2 фактически снижается; очень
небольшое количество мартенсита, образующегося под действием низких на-
пряжений, при определении предела текучести не оказывает существенного
влияния на величину Сто,2. Если в структуре стали содержится >35 % мар-
тенсита закалки, то мартенсит становится основной фазой, воспринимающей
нагрузку, и тогда с увеличением его количества предел текучести возрастает.
Влияние мартенсита на предел прочности является сложным [20]. В сталях,
имеющих в структуре мартенсит закалки, возможность образования мартен-
сита во время деформации определяется стабильностью аустенита. Предел
прочности таких сталей, возрастает линейно с увеличением в структуре мар-
тенсита закалки согласно уравнению
ов = 15,4 {ств+12+ 0,82 [М]}, (XI.8)
где ав — предел прочности, определяемый из вышеописанного уравнения ре-
грессии (XI.6); М — содержание мартенсита закалки, %.
Это уравнение для бу, МПа, может быть записано в виде:
бу = 185+ 9,84 [М], .(XI.9)
где бу — разница в значениях между наблюдаемым и вычисленным значения-
ми предела прочности (рис. 151). Отрезок на оси ординат, равный 185 МПа
в отсутствие мартенсита закалки в структуре относительно нестабильных
сталей, по-видимому, соответствует упрочнению под влиянием мартенсита,
который образуется во время деформирования вплоть до максимального од-
нородного напряжения, т. е. напряжения при котором измеряется предел
прочности.
Общее удлинение и относительное сужение (ф, %) уменьшаются с увели-
чением количества мартенсита закалки в структуре стали (рис. 152).
Используя уравнения (XI.5) и (XI.6), можно показать влияние данного
легирующего элемента, например хрома, на прочность 'стали, исходя из раз-
личных действующих механизмов упрочнения (рис. 153).
5. Холодная деформация
и способность к формоизменению
Применение аустенитных нержавеющих сталей во многих случаях требует
использования холодной деформации посредством или глубокой вытяжки или
ротационной гибки. Для улучшения способности к глубокой вытяжке имеют
значение мягкость стали, правильность кристаллографической текстуры и зна-
чения*/?, в то время как для улучшения способности к гибке с вытяжкой |
в радиальном направлении важен, максимум равномерной деформации.
Глубокая вытяжка
Для обеспечения минимума усилий при формообразовании стали должны 1
иметь минимальное значение условного предела текучести и также низкое
деформационное упрочнение. Эти свойства получают в результате полного I
отжига, обеспечивающего структуру твердого раствора, отсутствия б-ферри- j
та и минимума легирующих добавок, снижающих энергию дефектов упаков- 1
ки. Однако сталь должна быть стабильной с низкой температурой Мв, чтобы 4
избежать во время холодной штамповки образования мартенсита. Эти вопро-
сы рассматриваются в последующих разделах. Кроме того, кристаллографи- I
ческая текстура имеет также важное значение, так как она контролирует
величину /?, которая является отношением деформации, измеренной вдоль I
ширины, к деформации, измеренной вдоль толщины листа (см. гл. III). Опре- Д
деленные кристаллографические текстуры могут развиваться как при холод- В
ной деформации, так и при рекристаллизационном отжиге.
140
Для аустенитных нержавеющих сталей, кроме влияния деформации на
развитие текстуры деформации, следует также учитывать влияние энергии
дефектов упаковки аустенита и способность его превращаться в мартенсит
под действием деформации. Установлено, что во время холодной деформации
со степенью обжатия ~90 % наряду с текстурой, обычной для большинства
г. ц. к. сплавов с низкой энергией дефектов упаковки, формируется типичная
текстура феррита, т. е. мартенсита [28, 29]. Текстура феррита или мартенси-
та— главным образом {111} <112>, вто время как аустенита {110}<112>,
хотя могут присутствовать другие текстуры. С повышением температуры
прокатки выше температуры Л4Д мартенсит не образуется и исключается об-
разование текстуры феррита или мартенсита. С дальнейшим повышением
температуры прокатки текстура аустенита {110}<112> заменяется тексту-
рой {123} <412> и {146}<211>, типичной для г. ц. к. металлов с высокой
энергией дефектов упаковки. Сталь, более стабильная относительно образо-
вания мартенсита, имеет менее ярко выраженную текстуру феррита или мар-
тенсита, ио следует также принимать во внимание, что характер выявляемой
текстуры мартенсита зависит от того, когда в процессе деформации образу-
ется мартенсит. Если мартенсит образуется в конце деформационного про-
цесса, то у него не будет текстуры деформации и его текстура будет опреде-
ляться текстурой аустенита, который превращается в мартенсит в соответ-
ствии с ориентационными соотношениями Курдюмова — Закса {111} <112>
или Нишиямы {001} <011 >.
Показано [30], что перестройка текстуры, характерной для аустенита
с низкой энергией дефектов упаковки, в текстуру, характерную для аустени-
та с высокой энергией дефектов упаковки, сопровождается созданием специ-
фических дислокационных конфигураций.
При отжиге холоднодеформированной аустенитной стали происходит об-
ратное превращение мартенсита деформации в аустенит, а также рекристал-
лизация деформированного аустенита. Поэтому текстуры рекристаллизации
нержавеющей аустенитной стали зависят от исходной текстуры деформиро-
ванного аустенита и от текстуры мартенсита, превращающегося при отжиге
в аустенит. Сообщается [29, 31, 32] о значительных различиях в текстуре,
что, как показано, зависит от температуры отжига, от развития вторичной
рекристаллизации и присутствия вторичных фаз, таких как карбиды и нитри-
ды. Теории зарождения и формирования текстур рекристаллизации рассмат-
риваются многими исследователями [33—38].
Из анализа схемы деформации при глубокой вытяжке следует, что спо-
собность материала к вытяжке, по-видимому, обусловлена текстурой, созда-
ющей высокую прочность по толщине листа, и что такая текстура получается
в г. ц. к. металлах, деформирующихся по системе скольжения {111} < 110>
при наличии компонентов текстуры {111} или {ПО}, параллельных поверхно-
сти листа [39].
Доказано, что в промышленных условиях трудно получить требуемую
текстуру рекристаллизации. Сообщается [32, 40], что значительные различия
во влиянии текстуры на способность к глубокой вытяжке, по-видимому, обу-
словлены присутствием мартенсита, образующегося в процессе глубокой вы-
тяжки. Показано, что для улучшения способности к глубокой вытяжке обра-
ювание мартенсита должно быть подавлено [41, 42] и достижение этого
возможно тремя способами: применением повышенных температур штамповки
выше температуры Л4Д; повышением стабильности аустенита путем контроля
состава; созданием соответствующей текстуры рекристаллизации, так как
известно, что образование мартенсита деформации зависит от текстуры ис-
ходного аустенита [39, 43] и от ориентации приложенных напряжений [44].
Известно много случаев ухудшения спосооности аустенитной стали типа
301 к глубокой вытяжке с уменьшением содержания в ней никеля ввиду об-
рввжания мартенсита деформации [41]. В то же время известно, что мар-
i висит деформации облегчает формообразование растяжением, как будет
"Осуждено ниже. Однако имеется указание [45], основанное исключительно
п.-| шачсниях R, что формоизменение улучшается с уменьшением содержания
141
никеля. Это предположение справедливо, если значение определяется при
постоянном объеме, что не имеет места в случае образования мартенсита де-
формации.
Ротационная гибка
Максимальное равномерное удлинение еи при испытании на растяжение, вы-
сокое значение которого является желательным для получения хороших
свойств при гибке с растяжением в радиальном направлении, определяется
как деформация, при которой напряжение течения и величина деформацион-
ного упрочнения численно равны. Таким образом, увеличение величины де-
формационного упрочнения относительно напряжения пластического течения
повышает максимальное равномерное удлинение и тем самым улучшается
способность к ротационной гибке. При оценке способности аустенитных ста-
лей к ротационной гибке следует рассматривать два типа сталей: стабильные
аустенитные стали, не склонные к мартенситному превращению во время
деформации, и нестабильные аустенитные стали, склонные к мартенситному
превращению во время деформации.
Стабильные стали, В стабильной аустенитной стали, в которой не обра-
зуется мартенсита во время деформации, температура М„ не превышает су-
щественно температуру Мд н находится вблизи температуры деформации,
которая обычно соответствует комнатной. В такой стали деформационное
упрочнение непрерывно уменьшается по мере того, как деформация увеличи-
вается, и такая сталь обычно содержит довольно много никеля, марганца,
углерода и азота, т. е. элементов, значительно снижающих Л4Д. Аналогично
действуют такие элементы, как хром, молибден и т. д. Обычно считают, что
температура Мд снижается линейно с увеличением содержания легирующего
элемента, как показывает уравнение (XI.3).
Для лучшей гибкости стабильной аустенитной стали у нее должны быть
низкие значения предела текучести и деформационного упрочнения, так что
сталь заметно не упрочняется и усилия при формообразовании требуются
небольшие. Величина деформационного упрочнения зависит от энергии дефек-
тов упаковки; снижение энергии дефектов упаковки увеличивает величину
деформационного упрочнения [23]. Энергию дефектов упаковки уменьшают
такие элементы, как хром, молибден, кобальт, кремний, углерод и азот
[46—48], в то время как никель [46, 49] и медь [46] увеличивают ее. Таким
образом, в стабильных аустенитных сталях требуется высокая энергия дефек-
тов упаковки, чтобы поддерживать низкие усилия формообразования и при
этом допускать максимальную деформацию. Но необходимо также учитывать,
как влияют высокая энергия дефектов упаковки и низкое деформационное
упрочнение на пластичность. Обычно уменьшение величины деформационного
упрочнения снижает максимальную равномерную пластичность и ухудшает
способность к ротационной гибке, если нет соответствующего уменьшения
напряжения пластического течения. Последнее достигается снижением исход-
ного предела текучести огрублением зерна, использованием легирующих эле-
ментов, увеличивающих энергию дефектов упаковки, но не вызывающих прак-
тически упрочнения, твердого раствора.
Кроме того, общая пластичность при разрушении будет зависеть от отно-
шения уровня напряжений течения к разрушающем напряжениям. Крупное
зерно н высокое деформационное упрочнение станут снова полезными, так
лак напряжение пластического течения будут нйзкими и поэтому общая пла-
стичность при растяжении будет высокой с учетом того, что напряжение
разрушения постоянно.
Следовательно, для того чтобы стабильная аустенитная сталь обладала
оптимальной способностью к ротационной гибке, необходимо: а) чтобы она
была крупнозернистой,-т. е. сталь должна быть хорошо отожжена; б) имела
низкую величину деформационного упрочнения, т. е. высокую энергию дефек-
тов упаковки. Это достигается при высоком содержании в стали никеля или
меди. Причем содержание углерода и азота, а также твердость должны быть
минимальными и пределы текучести низкими.
142 *
Высокие содержания никеля не экономичны и, вероятно, нет ничего не*
ожиданного в том, что для обеспечения хорошей штампуемости сталей часть
никеля заменяют большим количеством марганца и меди. В обычных аусте-
нитных сталях замена никеля марганцем не вносит большие изменения в
энергию дефектов упаковки и в действительности незначительно снижает де-
формационное упрочнение [50]. Однако в нержавеющих сталях серии 200
для замены никеля наряду с марганцем используют также азот, что значи-
тельно увеличивает напряжения течения и величину деформационного упроч-
нения, так что стали серии 200 деформируются хуже, чем аустенитные не-
ржавеющие стали серии 300.
Нестабильные стали, в которых во время деформации образуется мартенсит
Когда температура ЛГД достаточно высока для образования мартенсита в
процессе деформирования, то напряжения, возникающие у мартенситных кри-
сталлов, суммируются с приложенными напряжениями. В результате у неста-
бильной стали по сравнению,со стабильной ниже величина деформационного
Рис. 154. Влияние содержания никеля на
кривые' зависимости истинное напряже-
ние — истинная деформация и деформаци-
онное упрочнение сталей 0,1 % С —17%
Сг:'
1 — 17 % Сг - 5 % N1; 2—17 % Сг - 7 %
Ni; 3 - 17 % Сг - 9 % Ni; 4 - 17 % Сг-
13% Ni; 17% Сг —20% Ni; 17 % Сг-
25 % Ni
S & & 1500
&^5Z7Z7 -
0 0,2 0,<f 0,6 0,8 1,0
Истинная деформация г
Рис. 155. Влияние содержания никеля
на скорость деформационного упрочне-
ния da/ds сталей 0,1 % С — 18 % Сг:
7-8 % Ni; 2 — 10; 3- 15; 4 — 20
упрочнения. Мартенсит преимущественно образуется во время непрерывного
деформирования, он прочен и, поскольку сам начинает принимать участие
в процессе деформации, напряжения течения стали быстро увеличиваются.
Это вызывает при одинаковых напряжениях большее деформационное упроч-
нение нестабильных сталей, чем стабильных. Высокое деформационное упроч-
нение, создаваемое деформированным мартенситом, больше, чем больше мар-
тенсита, образовавшегося в процессе деформации. Это влияние показано на
рис. 154 н 155. Следовательно, сталь, в’ которой мартенсит образуется сразу
при приложении напряжения, имеет начальную величину деформационного
упрочнения ниже, чем стабильная сталь, но деформационное упрочнение
быстро достигает максимума с увеличением количества мартенсита (рис. 155)
и затем уменьшается с прекращением образования мартенсита деформации.
Можно заметить, что вследствие большого деформационного упрочнения
нестабильных сталей при промежуточных степенях деформации, максимум
их равномерной деформации будет значительно больше, чем стабильных. Это
значительно улучшает характеристики ротационной гибки.
Нужно также принимать во внимание, что любой добавляемый легирую-
щий элемент действует не индивидуально, влияние его зависит от степени
стабильности стали. Например, в стали с температурой Мп выше комнатной
143
присутствие в структуре мартенсита закалки увеличивает напряжение тече-
ния и снижает равномерное удлинение. Введение легирующих элементов, сни-
жающих температуру Мп так, что мартенсит будет образовываться только во
время деформации, увеличит равномерное удлинение. Многие легирующие
добавки переводят сталь в разряд полностью стабильных с низким деформа-
Рис. 156. Влияние содержания никеля при 17 % Сг (а) и хрома
при 8 % Ni (б) на максимум равномерной деформации еи и дефор-
мацию при разрушении 8Т
ционным упрочнением. Равномерное удлинение в этом случае снижается [51].
Поэтому с увеличением количества легирующего элемента до некоторого
критического содержания отмечается максимум равномерной деформации
(рис. 156); критическое содержание легирующего элемента и величина макси-
Рис. 157. Влияние содержания легирующих элементов на
общую деформацию при разрушении стали 18 % Сг—10%
Ni (а) и 16 % Сг —25 % Ni (б)
мума равномерной деформации находятся в зависимости от состава стали.
Эту зависимость наблюдают для многих легирующих элементов, и она имеет
место как для максимальной равномерной деформации еи, так и для общей
деформации при разрушении ет (рис. 157). Поэтому ясно, что образование
мартенсита должно происходить на соответствующей стадии деформационного
цикла с тем, чтобы получить наивысшую величину равномерной деформации
и тем самым оптимальную способность к ротационной гибке. Это означает,
что существует оптимальная температура ЛТД, т. е. имеется оптимальное соче-
тание содержания легирующих элементов для получения максимальной фор-
144
муемости при гибке [14, 21]. Можно предсказать возможные сочетания этид
переменных величин, так чтобы состав стали обеспечивал максимальные
личины равномерной деформации и, следовательно, оптимальную способность
к формоизменению при гибке [52]. Найдено, что чем выше содержание
(C+N) и эквивалент хрома, тем меньше требуется никеля для получения,
стали оптимального состава. Это подтверждается хорошо известными наблю-
дениями, 'что стали с низким содержанием никеля обычно имеют лучшую спо-
собность к ротационной гибке.
Следует учитывать, что, как только легирование какой-либо добавкой
начнет подавлять образование мартенсита во время деформации, дальнейшее
повышение ее концентрации не повлияет на механизм мартенситного превра-
щения, так как она посредством легирования воздействует только на энергию
дефектов упаковки и величину деформационного упрочнения аустенита.
Для получения нестабильной аустенитной нержавеющей стали, в которой
образуется мартенсит деформации, с оптимальной способностью к ротацион-
ной гибке, необходимо соблюдение ряда требований;
1. Отсутствие в структуре мартенсита закалки, так как мартенсит увели-
чивает напряжение течения быстрее, чем деформационное упрочнение, и
уменьшает величину равномерной деформации.
2. Оптимальное количество мартенсита должно образовываться на кри-
тической стадии процесса деформирования так, чтобы высокое деформацион-
ное упрочнение обеспечивало рост равномерной деформации.
3. Крупное зерно, т. е. хорошо отожженная сталь, приводит к низкому
напряжению пластического течения.
4. Отсутствие б-феррита, так как он увеличивает напряжение течения
и снижает равномерное удлинение. б-Феррит также увеличивает деформаци-
онное упрочнение и уменьшает общую пластичность.
Как уже отмечалось, имеются некоторые доказательства возможности'
получения оптимального состава по легированию, обеспечивающего макси-
мальную общую пластичность. Для этого необходимо иметь в виду, что мар-
тенсит, образующийся под действием напряжений, не способствует росту
пустот при вязком разрушении; Мартенсит, образующийся под действием-
напряжений на поверхностях пор, будучи напряженным, тем самым предот-
вращает их рост.
Влияние частиц второй фазы на пластичность. Аустенитная нержавеющая
сталь при разрушении во время любой операции формообразования всегда
имеет вязкий излом.
В связи с этим роль неметаллических включений является очень важной.
Отмечено [21], что, как и в случае низкоуглеродистых низколегирован-
ных сталей, общая деформация при разрушении уменьшается экспонен-
циально с увеличением объемной доли включений. Подобное, но менее резко
выраженное влияние наблюдают при максимальном равномерном удлинении.
Однако общая пластичность аустенитных сталей несколько ниже, чем низко-
углеродистых феррито-перлитных, что, по-видимому, обусловлено наличием
в стали неметаллических включений неправильной формы, являющихся кон-
центраторами напряжений и способствующих развитию пористости. Также
установлено, что частицы Ti(CN) и Nb(CN) являются концентраторами на-
пряжений и с точки зрения пластичности массивные нерастворимые карбо-
нитриды можно рассматривать как частицы второй фазы. Из уравнения
(XI.7) следует, что- содержание б-феррита, по-видимому, не влияет на умень-
шение площади поперечного сечения при разрушении, но это противоречит
наблюдаемым фактам, так как установлено, что б-феррит снижает горячую
пластичность, и предполагается подобное его влияние при других темпера-
турах. Однако влияние б-феррита на пластичность стали не является замет-
ным по сравнению с влиянием, которое оказывают неметаллические включе-
ния и карбонитридные частицы.
6. Эффекты хрупкости
Аустенитные нержавеющие стали в отличие от ферритных нержавеющих
сталей не подвержены хрупкости при 475 °C. Однако в них при температурах
700—950 °C выделяется хрупкая интерметаллидная <т-фаза. Тенденция к об-
разованию a-фазы возрастает с увеличением в стали хрома и таких элемен-
тов, как молибден, титан и кремний. Выделение ст-фазы снижает как пластич-
ность, так и ударную вязкость. Эти свойства ухудшаются после длительной
высокотемпературной обработки либо в условиях эксплуатации, либо во вре-
мя испытаний. о-Фаза не особенно вредна при высоких температурах, но
когда сталь холодная, о-фаза вызывает хрупкость.
В сталях с полностью аустенитной структурой о-фаза образуется очень
медленно, но, если в структуре присутствует 6-феррит, он быстро превраща-
ется в о-фазу и аустенит. Это вызвано тем, что содержание хрома в 6-фер-
рите значительно выше, чем в аустените. Все ферритообразующие элементы
растворяются в 6-феррите, и многие из них также способствуют образованию
о-фазы [53, 54]. В случае использования нержавеющих сталей в качестве
жаростойких материалов в них для устранения 6-феррита часто вводят в
больших количествах марганец. Особенно это относится к жаростойким ста-
лям, содержащим кремний, который повышает жаростойкость и способствует
‘образованию б-феррита в структуре.
7. Сварка и дефекты сварных соединений
Аустенитные нержавеющие стали обычно легко свариваются и в зоне терми-
ческого влияния структуры закалки не встречаются. Вместе с тем имеется
ряд недостатков:
1. Сварные соединения металла с чисто аустенитной структурой могут
проявлять склонность к образованию горячих трещин (кратер растрескива-
ния). Последние образуются под действием напряжений, возникающих во
время усадки, которая сопровождает затвердевание металла шва. Образова-
ние горячих трещин устраняется, если в структуре металла шва имеется не-
большое количество о-феррита, что способствует снижению напряжений, воз-
никающих при усадке, и тем самым устраняется причина образования горя-
чих трещин.
2. Различные виды ликвационных трещин могут встречаться как в метал-
ле шва, так и в зоне термического влияния, примыкающей к металлу шва,
если в структуре присутствуют фазы с низкой температурой плавления, на-
пример бориды.
3. В стабилизированных сталях, особенно в сталях, содержащих ниобий,
несмотря на кратковременное воздействие высоких температур, в зоне терми-
ческого влияния сварного соединения может раствориться некоторое количе-
ство NbC (или TiC в сталях, стабилизированных титаном). При термообработ-
ке таких сварных соединений, осуществляемой для снятия напряжений, вновь
выделяется NbC (или TiC), что вызывает упрочнение зоны термического влия-
ния. Упрочнение ведет к хрупкому разрушению при испытании на ползучесть,
так как под действием пластической деформации происходит дополнительное
выделение частиц вторичных фаз. Упрочняющее влияние дисперсных частиц
NbC можно устранить нагревом на температуры, при которых NbC коагулиру-
ет, т. е. ~ 950 °C. Кррме того, можно применить термообработку на твердый
раствор, но это часто либо не выполнимо, либо не экономично.
4. Во время сварки зона термического влияния частично нагревается до
температур, при которых по границам зерен аустенита выделяются карбиды
Сг2зСв. Выделение карбидов, богатых хромом, по границам зерен приводит
к локальному обеднению их хромом. Обедненные приграничные участки явля-
ются зонами преимущественного развития коррозии. ’ Это хорошо известное
разрушение сварного соединения вследствие межкристаллитной коррозии.
Для устранения межкристаллитной коррозии в сварных соединениях мо-
гут быть приняты следующие меры:
146
1. Аустенитизация (закалка) сварных изделий с нагревом до температуры
,1050°C и быстрым последующим охлаждением, что способствует растворению
карбидов, присутствующих по границам зерен в зоне термического влияния.
Проведение данной термобработки либо не экономично, либо практически не
осуществимо ввиду отсутствия печей требуёмых размеров, коробления или
окисления сварной конструкции.
2. Стабилизирующий отжиг после сварки при температуре выше 900 °C
для обеспечения диффузии хрома в обедненные зоны. Этот отжиг называют
«залечивающей» обработкой, чтобы отличить его от сенсибилизации — термо-
обработки, приводящей к выделению карбидов Сг2зСв и образованию зон, обед^
ценных хромом;
3. Введение в сталь стабилизаторов, таких как титаи или ниобий, которые;
соединяясь с углеродом, образуют карбиды TiC и NbC [59]-. Образование
карбидов TiC и NbC снижает содержание углерода в твердом растворе, в ре-
зультате чего карбид Сг2зС6 не выделяется или выделяется очень медленно.
Стабилизация твердого раствора не будет эффективной, если сталь перед
сваркой подвергают термообработке при температурах, вызывающих раство-
рение карбидов TiC/NbC; углерод в этом случае переходит в твердый раствор,
и его содержание в твердом растворе будет достаточным для выделения кар-
бидов Сг23Сб в зоне термического влияния сварного соединения. Кроме того,
при введении в сталь титана и ниобия необходимо учитывать/ что оба эле-
мента соединяются с азотом. Поэтому их следует вводить в сталь в количе-
ствах, обеспечивающих связывание как углерода, так и азота. Обычно их до-
бавляют при соотношениях: Ti=5{[C] + [N]} и Nb=10{[C] + [N]}. Чтобы га-
рантировать достаточную степень стабильности стали, стехиометрическое
соотношение часто завышают.
4. Производство сталей с очень низким содержанием углерода (макси-
мально 0,03 %). Это направление развивалось в связи с тем, что стабилизация
стали редко полностью эффективна. Снижение количества углерода в стали до
s^0,03% означает, что содержание его становится очень близким или даже
ниже предела растворимости Сг2зСб в аустените при 550—750 °C, т. е. при
температурах выделения Сг23Сб из аустенита. Таким образом, подавляется вы-
деление карбидов Сг2зСб и развитие межкристаллитной коррозии.
5. В случае отсутствия в стали эффективных стабилизаторов сварка долж-
на осуществляться с низким тепловложением, с тем чтобы свести к минимуму
время пребывания зоны термического влияния в интервале .температур сенси-
билизации и сократить ширину этой зоны.
Межкристаллитная коррозия — одна из наиболее широко изученных про-
блем в металлургии аустенитных нержавеющих сталей. Последние. обзоры
обобщают большое количество имеющейся информации [53], а также обсуж-
дают различные теории, выдвинутые для объяснения явления обеднения [62],
особенно эффектов стабилизации.
8. Общая и питтинговая коррозии
Общая коррозионная стойкость аустенитных нержавеющих сталей широко
освещена в литературе [53, 63—65]. Много сведений по данному вопросу так-
же приведено в технической информации, сообщаемой производителями не-
ржавеющих сталей. Нет необходимости в детальном обсуждении этого вопро-.
га в данном обзоре, но следует привлечь внимание к некоторым важным
особенностям и указать возможные количественные эффекты.
Аустенитные нержавеющие стали очень коррозионностойки в широкой
гамме агрессивных сред. Особенно они превосходно сопротивляются атмо-
сферной коррозии; сниженйе их коррозионной стойкости вызывают хлориды,
присутствующие в морской среде. Увеличение содержания никеля в стали
повышает ее коррозионную стойкость во многих органических кислотах и в
I IySO4, в то время как в окислительной среде, в такой как HNO3, вызывает
пассивацию. Молибден полезен для улучшения общей коррозионной стойкости
|Г»3|, и том числе в H2SO4. Обычно чем выше содержание хрома, тем выше
147
conpoTitivK'iiiK' общей коррозии. Присутствие б-феррита, однако, может вы-
звать ухудшение общей коррозионной стойкости.
Пплнчне в среде хлоридов значительно ухудшает коррозионную стойкость,
так кик попы хлора, обладая большой способностью проникать сквозь пассив-
ную пленку, вызывают питтинговую коррозию. Молибден оказывает благо-
творное. влияние на коррозионную стойкость стали в хлоридсодержащих сре-
дах, особенно улучшает он сопротивление питтинговой коррозии [53]. Основ-
ные обзоры по питтинговой коррозии опубликованы в работах [66, 67].
Питтинг — вид очень локальной коррозии, развивающейся в средах, содержа-
щих агрессивные ионы. Данные потенциостатической поляризации дают воз-
можность оценить влияние многих переменных величин на питтинговую кор-
розию. Коррозионные питтинги имеют тенденцию возникать иа дефектах мик-
роструктуры, таких как границы зерен [68—70], сульфидные и оксидные
включения [71—75] и б-феррит в двухфазных сплавах [76]. Морфология
питтингов различается от кристаллографически управляемых до простых полу-
сферических форм в зависимости от приложенного потенциала поляризации.
Предложено несколько теорий питтинговой коррозии [66, 77—81], но нет
единого мнения о ее механизме, поэтому они представляются не вполне удов-
летворительными. Вообще, питтинговую коррозию можно предотвратить пра-
вильной разработкой материала и выбором средств защиты, используя катод-
ную защиту или ингибиторы.
Используя данные потенциостатических аноднопляризационных испыта-
ний можно установить соотношение между определенными параметрами по-
тенциостатической кривой — составом и микроструктурой закаленных аусте-
нитных нержавеющих сталей путем многократного регрессионного анализа
[82]. Ниже приведены некоторые типичные зависимости для сталей с 16—
1. Стационарный потенциал, В:
— 41 + 0,61 [С] + 0,0043 [Ni] + 0,023 [Мо] + 0,013 [Си] + 0,0082 [W] —
— 0,81 [N] —0,026 [А1]. (XI. 10)
2. Критический потенциал пассивации, В:
— 0,34 + 0,25 [С] 4-0,0056 [Ni] + 0,0078 [Мо] + 0,049 [Си] —
— 0,043 [Ti] —0,016 [А1]. (XI.11)
3. Плотность тока, соответствующая стационарному потенциалу, мА/см2:
1,1 — 0,18 [Ni] — 0,039 [Сг] + 0,25 [Ti] + 0,0095 [б-Ф]. (XI. 12)
4. Плотность тока, соответствующая потенциалу- пассивации, мА/см2.
5,3 - 0,047 [Ni] — 0,12 [Сг] — 0,33 [Мо] — 0,22 [V] — 0,32 [W] —
— 1,2 [Ti] — 0,53 [Си]. ’ (XI. 13)
Повышенное сопротивление коррозии обычно характеризуется наивысши-
ми значениями стационарного потенциала и критического потенциала пассива-
ции, ио только в случае очень низких значений плотности тока при этих потен-
циалах. Размер аустенитного зерна, очевидно, не влияет на сопротивление
коррозии, но присутствие б-феррита в структуре, по-видимому, явно ухудшает
ее. Также доказано, что мартенсит в структуре нестабильных аустенитных
сталей ухудшает их сопротивление коррозии. С увеличением в структуре объ-
емной доли мартенсита возрастает скорость коррозии в активном состоянии
и расширяется область сред, в которых имеет место коррозия в активном со-
стоянии. Это влияние мартенсита, видимо, обусловлено напряжениями, кото-
рые создаются в структуре в результате его присутствия, или просто гальва-
ническим эффектом между аустенитом и мартенситом. Наблюдали также, что
плотность тока при стационарном потенциале возрастает экспоненциально с
увеличением количества Nb(CN) в структуре, что происходит, вероятно, вслед-
ствие гальванического эффекта, возникающего в присутствии частиц второй
фазы.
148
9. Коррозионное растрескивание под напряжением
158.
Влияние содержания
на сопротивляемость
под напряжением
спла-
Рис.
никеля
коррозии .....
аустенитных Fe—Сг—Ni
bob при испытании в кипящем
растворе 42 % MgCh:
1 — транскристаллитное раст-
рескивание; 2—отсутствие раст-
рескивания
Имеется много публикаций по коррозии под напряжением [83—87], которая
представляет собой растрескивание металла при одновременном воздействии
коррозионной среды и статической нагрузки, вызывающей небольшую или ну-
левую пластическую деформацию. Коррозия под напряжением в аустенитных
нержавеющих сталях наиболее ярко выражена в горячих растворах хлоридов.
В этом случае наблюдается транскристаллитное растрескивание. Полагают, что
коррозионное растрескивание обусловлено низкой энергией дефектов упаковки,
способствующей созданию плоских дислока-
ционных скоплений [88]. Развитие коррози-
онного растрескивания под напряжением силь-
но зависит от содержания никеля в сплаве;
фактически оио отсутствует в низко никелевых
ферритных или мартенситных сталях; наихуд-
шую сопротивляемость коррозии под напря-
жением имеют аустенитные стали с 8—10 %
Ni, и коррозионное растрескивание заметно
уменьшается в высоконикелевых аустенитных
сплавах, содержащих >30% Ni (рис. 158)
[89]. Лучшим способом устранения коррози-
онного растрескивания под напряжением яв-
ляется отсутствие контакта с горячими хло-
ридами или другими агрессивными средами
[15]. Незначительные изменения в составе
стали, по-видимому, не имеют большого влия-
ния на коррозию под напряжением, но высо-
кое содержание никеля и кремния благопри-
ятно, хотя при этом несколько снижается пла-
стичность в горячем состоянии.
Даже если сплав имеет высокое сопротив-
ление коррозионному растрескиванию под на-
пряжением, он может быть склонен к меж-
кристаллитной коррозии под действием при-
ложенных напряжений. Этот вид коррозии связан с наличием зон, обеднен-
ных хромом, вокруг выделений по границам зерен или на границе с самими
выделившимися частицами Сг2зСб [90—92]. Последнее может иметь место да-
же в случае, когда сталь находится в состоянии стабилизирующего отжига.
В этом случае, очевидно, разрушаются карбиды. Имеются сведения о благо-
приятном влиянии низкого содержания элементов внедрения в стали [15].
Классическое транскристаллитное коррозионное растрескивание под на-
пряжением не встречается в ферритных нержавеющих сталях и поэтому не
неожиданно, что присутствие в структуре стали б-феррита значительно улуч-
шает сопротивление аустенитных сталей коррозионному растрескиванию.
С целью получения стали с высоким сопротивлением коррозии под напряжени-
ем создают двухфазные стали с дисперсным б-ферритом, например сталь
26 Сг—6Ni—Ti. Наилучшие свойства получают при равномерном распределе-
нии б-феррита в структуре. Такие двухфазные стали, однако, теряют сопро-
тивление коррозии под напряжением в сварных соединениях, так как в зоне
термического влияния их структура огрубляется и появляется видманштеттова
структура. Присутствие б-феррита, однако, увеличивает общий уровень проч-
ности.
10. Стандартные аустенитные нержавеющие стали
Такие стали содержат различные количества хрома и никеля. Как уже ука-
зывалось, увеличение содержания хрома или никеля повышает стабильность
аустенита к превращению его в мартенсит, соотношение хрома и никеля
влияет на количество образующегося в стали б-феррита. Состав некоторых
149
Таблица 12
Показатели Состав и свойства сталей типа AISI
301* 302» ' 304* 310* 316* 321* 347* 201** 202**
Состав, % (по массе): С <0,15 0,08 0,08 0,25 0,08 0,08 0,08 0,15 0,15
Мп — — — II — — 5,5/7,5 7,5/10,0
Сг 16/18 17/19 18/20 24/26 16/18 17/19 17/19 16/18 17/19
Ni 6/8 8/10 8/12 19/22 10/14 9/12 9/13 3,5/5,5 4,0/6,0
Мо — — — — 2/3 — —- — —
Ti —- — — — 5ХС — — —
Nb — — — — — — 10* С —
n2 0,03 0,03 0,03 0,03 0,03 0,03 0,03 0,25 0,25
Типичные свой- ства в закален- ном состоянии: (Тв, МПа 571 541 • 541 571 571 541 • 556 806 741
Сто,2- МПа 247 247 247 247 247 247 247 386 371
6, % 50 50 50 50 50 50 50 48 50
* Стандартные ** Стали серии Сг—Ni стали серии 300. 200 с малым содержанием никеля часть которого заменена Мп и N2.
стандартных Сталей серии 300 и сталей с низким содержанием никеля серии
200 приведен в табл. 12.
Стали типа 304 и 316 часто имеют очень низкое содержание углерода
(максимум 0,03 °/о), и в этом случае их маркируют как 304L и 316L. Пределы
прочности и текучести сталей могут изменяться в зависимости от вида метал-
лопродукции. Механические свойства, приведенные в табл. 12, типичны для
сталей в состоянии термообработки на твердый раствор.
Стабильность аустенита относительно образования мартенсита в аустенит-
ных хромоникелевых сталях типа 301—310 увеличивается с возрастанием по-
рядкового номера стали (от типа 301 к типу 310). Молибден, входящий в со-
став стали 316 в количестве 2—3 %, улучшает сопротивляемость ее коррозии
в среде хлоридов, H2SO4 и увеличивает стойкость против питтинговой корро-
зии. Молибден также улучшает высокотемпературные свойства. Поэтому та-
кую сталь используют как жаропрочную, содержание никеля увеличивают,
чтобы сбалансировать ферритообразующую способность молибдена. Стали ти-
па 321 и 347 стабилизируют соответственно титаном и ниобием, чтобы из-
бежать выделения карбидов типа Сг2зСб, разрушения сварного шва и развития
межкристаллитной коррозии в зоне термического влияния сварного соедине-
ния. Титан И' ниобий, являясь сильными карбидообразующими элементами,
способствуют выделению TiC и NbC, которые увеличивают сопротивление пол-
зучести. Такие стали также используют как жаропрочный материал, особенно
сталь типа 347. Кроме того, повышенное содержание никеля в данной стали
используют для уравновешивания ферритообразующей способности титана
и ниобия, а также, чтобы компенсировать удаление из твердого раствора
углерода и азота, которые образуют стабильные карбонитриды.
Стали серии 200 (с низким содержанием никеля) дополнительно легируют
аустенитообразующими элементами, такими как марганец, азот, наряду с по-
вышением содержания углерода, когда это необходимо. Эти стали производят
с целью экономии никеля, и, кроме того, они дешевле сталей серии 300.
Аустенитные нержавеющие стали, не имеющие в структуре б-феррита и
не склонные к образованию мартенсита, являются немагнитными. Эти стали,
150
термообработанные на твердый раствор, имеют низкий предел текучести
(~250 МПа), что значительно ниже предела текучести ферритных нержавею-
щих сталей. Необходимо отметить, что стали с низким содержанием никеля
(серии 200) имеют более высокий предел прочности и предел текучести по
сравнению со сталями серии 300, что обусловлено, в частности, упрочнением
твердого раствора в результате повышенного содержания в нем азота. Одна-
ко, как уже указывалось, аустенитные нержавеющие стали быстро наклепыва-
ются н скорость их упрочнения увеличивается с уменьшением энергии дефек-
тов упаковки и стабильности твердого раствора к образованию мартенсита.
В этом отношении аустенитные стали сильно отличаются от ферритных не-
ржавеющих сталей и, кроме того, они не проявляют склонности к хрупкому
разрушению. .
Аустенитные нержавеющие стали используют в широкой области темпера-
тур— от —196 до +800°C, так как они обладают высокой пластичностью,
особенно при низких температурах, универсальной коррозионной стойкостью,
сопротивляемостью окислению и жаропрочностью. В связи с тем что эти ста-
ли быстро принимают форму и свариваются, они: являются особенно универ-
сальными. Подробно с применением аустенитных нержавеющих сталей можно
ознакомиться в технической литературе, выпускаемой их производителями.
Основными недостатками аустенитных нержавеющих сталей являются их вы-
сокая стоимость и низкие прочностные свойства.
11. Высокопрочные аустенитные нержавеющие стали
Недостатком стандартных аустенитных нержавеющих сталей является низкий
предел текучести Оо(2. Для удовлетворения непрерывно возрастающих требо-
ваний, предъявляемых к повышению уровня прочности без значительного ухуд-
шения других свойств и с учетом снижения цены, могут быть использованы
немногочисленные варианты. Для увеличения прочности нержавеющих аусте-
нитных сталей разрабатывают различные методы.
Холодная деформация
В результате холодной деформации можно достичь очень высокого предела
текучести оь,2>1500 МПа, особенно в нестабильных сталях, испытывающих
мартенситное превращение во время холодной деформации [15, 50, 93]. Даже
в стабильных сталях можно холодной деформацией повысить предел текучести
По,2 более чем до 1250 МПа (рис. 159). Предел прочности холоднодеформиро-
ванной нержавеющей стали можно увеличить на 150 МПа в результате де-
формационного старения (рис. 160) при низкотемпературном отпуске или
старении при температуре ~400 °C. Получение высокопрочных материалов
методом холодной деформации ограничивается способностью листового про-
ката или проволоки утоняться, так как для этой цели требуется обжатие на
60—80 %. Одним из основных недостатков такого упрочнения стали является
то, что сталь быстро теряет прочность при температурах нагрева >600 °C,
а также при сварке в зоне термического влияния. Методом холодного дефор-
мирования производят относительно небольшие количества высокопрочных
аустенитных нержавеющих сталей.
t
Тепловая обработка или контролируемая прокатка
При тепловой обработке горячую прокатку проводят при, температурах <950
и даже 700°C, т.е. ниже температуры рекристаллизации [15]. При низкой
температуре конца прокатки имеет место только динамический возврат и уве-
личение прочности связывают с измельчением размера субзерен [94]. При не-
котором повышении температуры конца прокатки может развиваться процесс
рекристаллизации, однако зерно в этом случае получается мелкое, что Также
приводит к упрочнению. Влияние состава на прочность стали при контролиру-
емой прокатке также представляет интерес, а именно: упрочнение твердого
151
раствора в результате введения азота сохраняется при всех температурах
конце прокатки; введение ниобия (или титана) сдерживает рекристаллизацию
и способствует сохранению мелкого зерна или субзерен, что способствует
дальнейшему повышению прочности. Кроме того, имеется, вероятно, упрочне-
ние под влиянием напряжений, возникающих при выделении NbC (или TiC).
Влияние температуры конца прокатки на величину предела текучести
Со,2 различных аустенитных нержавеющих сталей показано на рис. 161. На
рис. 162 изображен вклад различных механизмов упрочнения в величину пре-
80
’О 20 W 60 601
Степень холодной деформации, %
Рис. 159. Влияние степени холодной деформации на механичес-
кие свойства некоторых стандартных аустенитных нержавею-
щих сталей
дела текучести сталей типа 304 и 347 после прокатки при низкой и высокой
температурах ее окончания [20]. Одной из проблем, связанных с тепловой
обработкой или контролируемой прокаткой, особенно при низких температу-
рах конца прокатки, является получение продукции с однородными свойства-
ми и высокопрочных материалов очень тонких сечений. Повышение однород-
ности свойств без значительной потери прочности можно получить, если сталь
после тепловой обработки повторно подвергнуть термообработке при темпера-
турах ниже температуры рекристаллизации (рис. 163) [15]. В случае введе-
ния в сталь ниобия или титана,, которые сдерживают развитие рекристаллиза-
ции, температура повторной термообработки может быть более высокой, при-
чем прочность при этом остается на исходном уровне (см. рис. 163). Типичные
свойства, достигаемые указанными выше Способами, приведены ниже:
152
Сталь <J0,2 . МПа* Сталь а0,2 М'Па»
304..................... 430/350 304+0,2% N2 ............. 650/600
321 ..................... 480/460 304+0,2% N2+0,l % Nb . 690/670
* Числитель — без термообработки; знаменатель — с термообработкой при 850’С,
5 мин (температура конца прокатки составляла 800° С).
У материалов, полученных с использованием метода контролируемой про-
катки, предел текучести в два раза выше, чем у аустенитных нержавеющих
сталей, термообработаниых на твердый раствор, и благодаря присутствию в
О 100 200 300 000 500
Температура отпуска, °C
Рис. 160. Влияние температуры отпуска
на прочность аустенитных нержавеющих
сталей типа 301 (а) н 316 (б)
Температура конца
прокатки, °C
Рнс. 161. Влияние температуры конца про-
катки на а0<2некоторых аустенитных не-
ржавеющих сталей:
1 — сталь 304 (0,2 N+0,1 Nb); 2 — то же
(0,2 N); 3—321; 4 — 304
t — наблюдаемый; 2 — субструктура и (или)
выделения; 3 — размёр зерна; 4 — основа
Рис. 163. Влияние температуры
смягчающего отжига на свойства
некоторых аустенитных нержавею-
щих сталей, полученных методом
контролируемой прокатки:
1 - 304(0,2N+0,lNb); 2-то же
(0.2N): 3 — 321; 4-304
750 850 950 1050
Температура смягчающей
термообработки (бмин), °C
11 786
153
них легирующих добавок, ограничивающих или тормозящих рекристаллиза-
цию и рост зерна, обеспечивается сохранение уровня свойств до некоторой
степени и после сварки, но при условии, что используемый метод сварки не
создает большого тепловложения. Однако остается проблемой получение свар-
ного соединения с прочностью, соответствующей прочности исходного листо-
вого металла, полученного методом контролируемой прокатки [15].
w-
§ £ 300
Упрочнение твердого раствора
Выше отмечалось,,что наиболее эффективно упрочняют твердый раствор эле-
менты внедрения, за ними следуют ферритообразующие элементы. Углерод
не рассматривают как элемент, пригодный для упрочнения твердого раство-
ра, вследствие проблем коррозии. Поскольку ферритообразующие элементы
дают незначительный эффект упрочнения,
для достижения существенного упрочнения
твердого раствора требуется большое их
количество. Это значительно повышает
стоимость стали. Таким образом, азот ста-
новится , наиболее подходящим элементом
для упрочнения твердого раствора; к тому
же он упрочняет твердый раствор сильнее,
чем углерод, и оказывает менее отрица-
тельное влияние на межкристаллитную
коррозию [15]. Поэтому при разработке
сталей обычно стремятся использовать
азота до 0,25 %, а в некоторых случаях до
0,5 %, в .результате чего предел текучести
можно увеличить фактически вдвое. Но
при применении азота, особенно в большом
количестве, возникает пористость слитков,
хотя при введении в сталь 0,2 % N2 за-
труднений не бывает. Чтобы растворить
такое большое количество азота требуется заменить в сталях часть никеля
марганцем, как это сделано в сталях серии 200: Обычно считают, что никель
снижает растворимость азота в стали, в то время как марганец и хром по-
вышают ее. Азот является также сильным аустенитообразующим элементом
и тем самым исключает образование б-феррита в структуре. Кроме того, азот
к
150
Рис.
текучести
ных
сталей
О 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5
Содержание азота,%
164. Влияние азота на предел
некоторых промышлен-
аустенитных нержавеющих
Таблица 13
Свойства материала марки
Показатели 304 316 НР 304 НР 316 201 202 347 , НР 347 18—2 MN Тене- лон
Состав, % (по массе): с 0,08 0,08 0,06 0,07 0,15 0,15 0,06 0,08 0,10 0,10
Мп 1.5 1,8 2,0 2,0 6,5 9,0 1,5 1,5 12,5 15,5
Сг 19,0 18,0 1-8,0 17,5 17,0 18,0 18,0 18,0 18*0 18,0
Ni 10,0 12,0 10,0 11,5 4,5 5,0 12,0 11,0 1,7 0,8
Мо 2,5 — 2,7 —— — —— — —
Nb — — — юхс юхс — —
n2 0,04 0,03 0,20 0,20 0,25 0,25 0,04 0,20 0,35 0,35
Свойства: (Тв, МПа 541 571 695 695 805 740 556 710 825 860
(То 2, МПа 247 247 340 350 - 385 310 247 415 450 480
б,"% 50 50 46 45 48 50 50 39 63 45
существенно повышает устойчивость аустенита к мартенситному превраще-
нию. В табл. 13 приведены некоторые типичные составы и свойства высоко-
прочных сталей, содержащих азот, по сравнению со стандартными сталями
серии 300.
Прочность увеличивается непрерывно с увеличением содержания азота
(рис. 164), легко достигаются значения предела текучести Go,2=350-^400 МПа,
с некоторой потерей ударной вязкости. Вновь возникают проблемы с получе-
нием сварочных электродов, обеспечивающих получение соответствующей про-
чности металла шва [15]. Кроме того, отсутствие в металле шва б-феррита
может привести к образованию горячих трещин.
Двухфазные аустенито-ферритные стали
Ранее было отмечено, что увеличение в структуре стали содержания б-фер-
рита на 1 % превышает предел прочности на 2,2 МПа и предел текучести
По,2 на 2,5 МПа. Кроме того, наличие в структуре стали б-феррита вызывает
измельчение зерна аустенита, что дает дополнительное упрочнение. Оба эф-
фекта можно объединить и повысить упрочнение в результате дополнительного
измельчения зерна при контролируемой прокатке, проводя при этом горячую
обработку в интервале температур 900—950 °C или даже при более низких
температурах. Это вызывает образование дисперсных феррита и аустенита,
присутствующих в структуре приблизительно в равных количествах, что обес-
печивает получение предела текучести, значительно большего, чем 450 МПа.
Эти двухфазные стали, однако, требуют тщательного баланса феррито- и аусте-
нитообразующих элементов, Что приводит к возникновению проблемы контро-
ля состава.
Дополнительными преимуществами такого подхода к увеличению прочно-
сти являются следующие:
1. Материал обладает сверхпластичностью, которая при определенных ус-
ловиях улучшает деформируемость, а именно при очень небольшой скорости
деформации.
2. Двухфазные стали имеют более высокое сопротивление коррозионному
растрескиванию под напряжением, чем стандартные стали. Поэтому двухфаз-
ные стали могут заменять стандартные в умеренно агрессивных средах, но
ими нельзя заменить высоконикелевые сплавы в средах высокой агрессивности.
Одним -из основных недостатков двухфазных сталей является то, что при
сварке двухфазная структура в зоне термического влияния разрушается и об-
разуется грубая видманштеттова структура, что не только снижает прочность,
но также ухудшает сопротивление коррозии под напряжением. Получение
высокопрочных сталей путем образования двухфазной структуры имеет зна-
чительные возможности, но для* этого необходимо найти недорогое сочетание
феррито- и аустенитообразующих элементов.
Составы и свойства двух типичных
Содержание, % (по мас-
се) :
С .
Мп
Сг .
Ni .
Мо .
Ti .
Nb .
Примечание. Числитель — сталь I.N
Дисперсионное твердение
Дисперсионно твердеющие нержавеющие стали создают в результате исполь-
зования различных реакций дисперсионного твердения [24, 97]. В промышлен-
ности возможно применение следующих высокопрочных сталей.
Стали с карбонитридным упрочнением. Для сталей этого типа базисными
составами являются Сг—Ni, Сг—Мп или Сг—Ni—Мп; применяют стали с вы-
11*
двухфазных сталей приведены ниже:
0,05/0,03
0,40/0,60
26,0/15,7
6,50/2,50
—/1,00
0,30/—
—/0,50
Ив, МПа .
сго.2, МПа
6, % . .
.740/630
.570/60'0
24/22
744(95); знаменатель — сталь F.V.702 (96).
154
155
соким содержанием азота и для замены никеля используют значительные ко-
личества марганца. Содержание углерода и азота увеличивается до 0,8%
каждого, но обычно ограничиваются количеством <0,4 % [24, 97—99].
В структуре этих сталей упрочняющие фазы встречаются или в виде карбидов
МгзСв, возможно, с некоторым количеством Cr2N, расположенных в объеме,
или как зернограничные прерывистые, или в виде ячеистых пластинчато-сфе-
рических выделений МгзСб или Cr2N. Последний тип выделений очень вреден
для пластичности, и его следует избегать [100]. Ячеистые выделения обычно
встречаются при высоком суммарном содержании С и N, и для этого случая
на рис. 165 показаны предельные со-
ставы по этим элементам [97]. Уве-
личение содержания азота, а также
повышение температуры старения
способствуют образованию ячеистых
выделений, в то' время как повыше-
ние содержания углерода способст-
0,6
£0,5
|<7/
Л
0,1
О 0,2 0,1} 0.6 0,8
Содержание С. %
Рис. 165. Влияние углерода и азота на об-
щие и ячеистые (зернограничные) выде-
ления, образующиеся при различных тем-
пературах старения:
1 — преобладают реакции по границам
зерен; 2 — преобладают общие выделения
Рис. 166. Влияние содержания углерода,
фосфора н азота на дисперсионное тверде-
ние аустенитной нержавеющей стали с
20 % Сг н 10 % Ni (цифры у кривых —
температура старения):
/ — переменное количество азота, 0,2 % С —
0,3% Р; 2 —то же, 0,2 % С — 0,2 % Р;
3 — 0,2 % ’С — 0,1 % Р
вует образованию общих выделений. Старение обычно проводят в интервале
температур 650—800° С, но при высоких температурах старения отмечается
быстрое перестаривание. В случае, если при старении повышается предел
прочности, то значения пластичности и ударной вязкости снижаются. Углерод
более эффективно способствует развитию старения, чем азот, но азот отрица-
тельней, чем углерод, влияет на пластичность и ударную вязкость. Старение
при 700 °C дает наилучшие результаты.
Ниже приведены некоторые типичные данные (закалка от 1050 °C, старе-
ние при температуре 700 °C, 100 ч):
Сталь с 21%
Сг, 4% N1, 9%
Мп»
Ств, МПа............................... 755/1050
do,2. МПа............................... 320/650
б, % ............................ . 44/14
ан, при 20 °C, Дж/см2................. 88/42
* Числитель — 0,2% С; 0,3% N; знаменатель — 0,4% С;
0,025% N.
Путем повышения прочности в результате дисперсионного твердения соз-
дают некоторые нержавеющие клапанные стали типа 2П4 NS. Показано [4],
156
что степень дисперсионного твердения линейно возрастает с повышением в
стали суммарного содержания азота и углерода.
Стали с карбо-фосфидным упрочнением. Фосфор используют как катали-
затор дисперсионного'4 твердения, развивающегося под влиянием углерода
[101, 105], и в этом случае нет необходимости вводить азот. Это означает,
что фосфор можно использоцать для повышения дисперсионного твердения в
простых высокоуглеродистых Ст—Ni аустенитных нержавеющих сталях. Вы-
деляющаяся фаза представляет собой М23(СР)6 [24] или (Сг, Fe, Р)23Се [97,
106]. Фосфор входит в состав карбида. Сообщается также о существовании
фазы Сг3Р [107]. При высоких содержаниях (С+Р), которых следует избе-
гать, вновь возникает проблема хрупкости, обусловленная ячеистыми выделе-
ниями по границам зерен. Поэтому содержание углерода обычно ограничива-
ют ~0,3%, и подобное ограничение распространяется и на фосфор. У сталей
этого типа недостатком вновь является слишком быстрое перестаривание при
высоких температурах старения, и обычно оптимальная температура старения
составляет 700 °C. Некоторые типичные составы и свойства сталей этого типа
приведены ниже:
Содержание, % (по массе):
С.................................... <0,15/0,30
Мп................................. <1,0/3,5
Si................................. <1,0/0,5
Сг.............................. 17,0/18,5
Ni................................ 10,8/9,5
Р ................................. 0,30/0,25
После старения при 700 °C:
<7в, МПа . . . 950/1120
По,2, МПа . . . 610/830
6, % . . . 25/18
Числитель — армко 17/10Р ; знаменатель — тигельная сталь
HMN (108)'
Предел текучести можно увеличить >750 МПа. Однако эти стали не име-
ют широкого применения. Исследовали также возможность получения стали с
дисперсионным твердением путем одновременного введения в сталь (C+N +
+Р) [24]. Отмечено, что фосфор значительно эффективнее, чем азот, способ-
ствует развитию дисперсионного твердения (рис. 166) и, когда сталь содер-
жит повышенное количество фосфора, влияние азота уменьшается. В этих
более сложных сталях можно получить предел прочности и предел текучести
соответственно порядка 1100 и 920 МПа, но только при очень низкой пластич-
ности и вязкости.
Стали Ni—Al—Ti. Эти сплавы обычно содержат >20 % Ni, необходимого
для образования у'-фазы [Ni3(Al, Ti)], которая обеспечивает дисперсионное
твердение [24, 97, 109, 110]. На начальной стадии старения формируются зо-
ны, имеющие г. ц. к. решетку с параметром, близким к параметру решетки
аустенитной матрицы [111—114]. Однако скорость перестаривания и природа
перестарениых выделений в значительной степени определяются составом ста-
ли [ПО]. В дисперсионно твердеющих сталях, легированных только алюми-
нием, при старении выделяется о. ц. к. фаза NiAl, в виде видманштеттовой
сетки или пластин [ПО]. Добавление титана ведет к образованию подобной
фазы типа Ni(Al, Ti), которая при увеличении содержания титана превращает-
ся в упорядоченную фазу Ni2AlTi [ПО, 112, 115]. Дальнейшее увеличение со-
держания титана в стали при старении ведет к образованию г. ц. к. фазы
у', которая имеет сферическую форму и когерентно связана с матрицей. При
еще более высоком содержании .титана образуется плотно упакованная гекса-
гональная фаза Ni3Ti либо в виде видманштеттовой сетки, либо зерногранич-
пых ячеистых выделений.
157
Эффект старения проявляется в результате возникновения когерентных
напряжений и общего дисперсионного упрочнения, и его можно повысить пу-
тем увеличения суммарного объема выделений или когерентных напряжений 4
увеличивая параметр несоответствия решеток зон и. матрицы. Объемная доля
дисперсных выделений или зон возрастает с увеличением содержания (Ti+
+А1), в то время как несоответствие параметров решеток выделений и матри-
цы повышается в результате увеличения отношения титана к алюминию.
Скорость перестаривания необходимо довести до минимума, что дает большую
гибкость в проведении термообработки, а также означает, что сталь можно
использовать при повышенных температурах,“"для -которых они были перво-
Рнс. 167. Влияние содержания А1 и Ti на
прирост дисперсионного твердения и ско-
рость перестаривания (коагуляции) при
800 °C аустенитной нержавеющей стали с
J5 % Сг и 25 % Ni:
1 — очень медленно коагулирующая фаза
Ni3(Al, Ti); 2 — нормальная скорость коа-
гуляции для Ni(Al, Ti) или Ni2(AlTi) +
+Ni3(AlTi); 3—очень быстрая коагуляция
для Ni2(AlTi)
начально созданы. Фаза Ni3(Al, Ti) по сравнению с рассмотренными выше
фазами, несомненно, медленнее коагулирует при перестаривании. Выделение
этой фазы дает максимальный эффект дисперсионного твердения (рис. 167).
Таким образом, для получения первичных зон, а затем и выделений Ni3(Al, Ti)
необходимо использовать совместное легирование стали титаном и алюмини-
ем. Однако количество (A14-Ti),- которое можно использовать, лимитируется,
так как при большом содержании (Al+Ti) образуется б-феррит. В то же вре-
мя относительно высокое отношение Ti: Al нежелательно с точки зрения об-
разования ячеистых выделений фазы Ni3Ti (рис. 168). Дисперсионно твердею-
щие сплавы оптимального состава должны удовлетворять следующим усло-
виям [114]:
1. Отсутствие в структуре б-феррита, так как он, во-первых, снижает
степень дисперсионного твердения и, во-вторых, ведет к образованию ст-фазы
и снижает горячую пластичность. Образование б-феррита в стали 20 % Сг—
25 % Ni можно предотвратить при следующем условии:
4Al + 3Ti<20. (XI. 14)
2. Исключить образование в стали ст-фазы, что обычно достигают исклю-
чением в структуре б-феррита. Одиако в сталях с высоким содержанием ти-
тана, в структуре которых б-феррита нет, ст-фаза может образовываться из
аустенита. Поэтому содержание титана в них должно быть"<3 %, а содержа-
ние алюминия ограничено ~2,5 %.
3. В структуре стали не должны образовываться ни структура типа вид-
манштеттовой, ии ячеистые выделения фазы Ni3Ti, так как это ухудшает Плас-
тичность. В высокотитанистые стали для этого вводят 1 % AI, замедляющий
образование фазы Ni3Ti. Последнее связано с уменьшением параметра решетки
у'-фазы и, таким образом, со снижением несоответствия между кристалличес-
кими решетками матрицы и выделения.
4. Сталь должна иметь.максимальную способность к дисперсионному твер-
дению и поэтому содержать максимальное количество (Ti+Al) и иметь макси-
мальное отношение титана к алюминию.
Оптимальным составом стали является 15—20 % Сг, 25 % Ni, 1—1,5 %
Al, 3—3,5 % Ti при низком содержании углерода [114]. Часто такой сплав
содержит некоторое количество молибдена для упрочнения твердого раствора
и повышения высокотемпературной прочности и сопротивления ползучести.
Старение этой стали в интервале температур 600—850 °C протекает в такой
последовательности: матрица—’•зоны—”у'—* равновесная Ni3(Al, Т1)-фаза.
158
Для получения максимальной прочности при умеренной продолжительности
старения сталь нагревают до 750 °C, но при 800 °C старение протекает еще
быстрее и пластичность несколько улучшается, хотя и сопровождается сниже-
нием прочности.
Некоторые стандартные стали и их свойства приведены в табл. 14.
В табл. 15 даны оптимальные свойства ряда дисперсионно твердеющих
аустенитных нержавеющих сталей на основе систем Ni—Al, Ni—Ti и
Ni-Al—Ti.
0 7 2 3 4
Содержание титана °/o
Рис. 168. Влияние содержания алюминия и титана на фазовый состав аустенитной не-
ржавеющей стали с 15 % Сг и 25 % Ni при температуре старения 800 ‘С:
/ —Ni(Al, Ti); 2 - Ni(AlTi)+Ni2(AlTi); 3 —<Ni2(AlTi); 4-Ni2(AlTi)+Ni3(Al, Ti);
5 — Ni2(AlTi); 6 — Ni3Ti; 7 — 0; 8 — граница аустенито-ферритной области в состоянии
закалки; 9 — ячеистые выделения
Таблица 14 .
Показатели Свойства сталей типа
А 286 Унитемп 212 15 % Сг, 25 % Ni, 3,25 % Ti
Состав, % (по массе): 0,05
С 0,08 0,02
Сг 15,0 13,5 15,05
Ni 26,0 26,0 20,04
Мо 1,2 1,75 —
А1 0,15 0,15 0,15
Ti 2,0 3,0 3,27
V 0,30 — —
сгв, МПа 1000 1300 1200
Сто,2, МПа 700 920 860
6, % 25 23 21
Старение при температу- ре, °C 750 700 750
159
Таблица /5
Свойства сталей
Предел проч- ности <тв. МПа Ni-Al Ni-Fe Ni-Al-Ti
<Т0,2, МПа б, % ан’ Дж/см2 <7о,2> МПа б. % ЙН’ Дж/см2 МПа б. % ан' Дж/см2
770 385 35 65 430 39 115 370 37 102
925 555 26 37 555 30 85 525 30 77
1080 760 18 31 710 20 47 680 23 52
Видно, что стали Ni—Al—Ti по сравнению со сталями на основе Ni—Al и
Ni—Ti при более высоком уровне прочности имеют выше пластичность и удар-
ную вязкость.
Пытаются установить количественное соотношение между величиной дис-
персионного твердения и параметрами микроструктуры. Последние исследова-
ния указывают [116] на то, что максимальное увеличение дисперсионного уп-
рочнения АЯ описывается уравнением
1g ДЯ= 1,59 + 1,10/?+ 0,16 1g 6, ' (XI. 15)
где R — средний радиус частиц у'-фазы; 6 — разница в параметрах решеток
матрицы и выделений, т. е. их несоответствие. Необходимо отметить, что все
исследованные сплавы содержали в сущности постоянное количество титана
и не содержали алюминия, т. е. количество у'-фазы было постоянным; Поэтому
в уравнении не учитывается объемная доля у'-фазы. Уравнение для А Я мож-
но записать так:
Н = 0,15/?1/2 61/6. ' (XI. 16)
Это соотношение подобно соотношению, выведенному Глейтером [117],
Геролдом и Хаберкорном [118] для когерентно-упрочненного состояния:
T^/?1/26mf, . (XI. 17)
где-f — объем фракции выделений.
Несмотря на то что эти стали производят с желаемым сочетанием свойств,
они дорогие и труднодеформируемые. Кроме того, для их производства часта
требуется выплавка в вакууме. Следовательно, появляются ограничения для
использования их как высокопрочного материала. На самом деле эти диспер-
сионно твердеющие аустенитные нержавеющие стали, упрочненные у'-фазой,
могли бы быть использованы в будущем как высокотемпературные стали для
энергетических установок. Однако рассмотрение их высокотемпературных и
жаропрочных свойств переплетается со многими вопросами получения супер-
сплавов на основе никеля и кобальта.
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК1
К гл. I
1. F. В. Pickering, ‘Towards improved ductility and toughness’, Climax Molybdenum Co.
Symp., Kyoto, 1971, 9.
7. ‘The effect of second-phase particles on the mechanical properties of steels’, Proc. Brit.
Steel Corp.—Iron and Steel Inst. Conf., 1971. Iron and Steel Institute.
3. F. B. Pickering and T. Gladman, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 81, 1963, 10.
4. T. Gladman, I. D. Mclvor and F. B. Pickering, J. Iron Steel Inst., 1972, 210, 9Г6.
5. K. J. Irvine et al., J. Iron Steel Inst., 1969, 207, 1017.
6. E. O. Hall, Proc. Phys. Soc., 1951, 64B, 747.
7. N. J. Petch, Proc. Swampscott Conf., 1959, M.I.T. Press, 54.
8. R. L. Fleischer and W. R. Hibberd, N.P.L. Conf. ‘Structure and properties of metals’,
H.M.S.O. 1964, 261.
9. T. Gladman et al., ‘The effect of second-phase particles on the mechanical properties of
steels’, Iron and Steel Institute, 1971, 68.
10. K. J. Irvine et al., J. Iron Steel Inst., 1967, 205, 161.
К рл. II
1. A. Kelly and R. B. Nicholson (eds), Strengthening Methods in Crystals, 1971, Elsevier.
2. E. Hornbogen, ‘Steel strengthening mechanisms’, Climax Molybdenum Co. Symp.,
Zurich, 1969, 1.
3. R. F. Decker, ibid., 147.
4. R. B. Nicholson, ‘Effect of second-phase particles on the mechanical properties of steels’,
Iron and Steel Institute, 1971, 1.
5. P. M. Kelly, International Metallurgical Reviews, 1973,18, 31. (The Institute of Metals.)
6. R. L. Fleischer and W. R. Hibberd, The Relation Between the Structure and Mechanical
Properties of Metals, 1963, H.M.S.O., 261.
7. С. E. Lacy and M. Gensamer, Trans. A.S.M., 1944, 32, 88.
8. N. P. Allen, Iron and Its Dilute Solutions, 1963, Interscience, 271.
9. R. L. Fleischer, Acta Met., 1963, 11, 203.
)0. E. B. Pickering and T. Gladman, Iron and.Steel Inst. Spec. Rep. No. 81, 1963, 10.
11. D. J. Dyson and B. Holmes, J. Iron Steel Inst., 1970, 208, 469.
12. K. J. Irvine et al,, J. Iron Steel Inst., 1969, 207, 1017. ’
13. M. J. Roberts and W. S. Owen, Iron and Steel Inst., Spec. Rep. No. 93, 1965, 171,
14. T. Gladman and F. B. Pickering, J. Iron Steel Inst., 1967, 205, 653.
15. T. Gladman el al., J. Iron Steel Inst., 1971, 209, 380.
16. J. (jlen, J. Iron Steel Inst., 1958, 186, 21.
17. K. J. Irvine and F. B. Pickering, J. Iron Steel Inst., 1963, 201, 944.
18. J. H. Bucher and J. D. Grozier, A.S.M, Met. Eng. Quart., Nov. 1965, 1.
19. F. B. Pickering, ‘Towards improved toughness and ductility’, Climax Molybdenum Co,
Symp., Kyoto 1971, 9.
20. W. C. Leslie et al., Iron and Its Dilute Solutions, 1963, Interscience, 119.
21. D. G. Brandon et al., ‘Dislocations in solids’, Discussions of Faraday Soc. No. 38,1964,
262.
22. N. S. Stoloff et al., Trans. А.1.М.Ё., 1965, 233, 1500.
23. J. Nutting, J. Iron Steel Inst., 1969, 207, 872.
24. S. R. Keown, private communication. /
25, E. O. Hall, Proc. Phys. Soc. Series B, 1951, 64, 747,
t
1 Библиографический список дан в соответствии с английским оригиналом книги.
161
. 26. N. J. Pctch, J. Iron Steel Inst., 1953, 174, 25.
27. N. J. Pctch, Proc. Swampscott Conf., 1955, M.I.T. Press, 54.
28. T. Gladman, B. Holmes and F. B. Pickering, J. Iron Steel Inst., 1970, 208, 173.
29. О. O. Miller, Trans. A.S.M., 1951, 43, 260.
30. J. W. Cahn, Acta Met., 1962, 10, 789.
31. C. Zener, reported in the literature as private communication.
32(a). M. Hillert, Acta Met., 1965, 13, 227.
32(b). T. Gladman, Proc. Roy. Soc.'A., 1966, 294, 298.
33. T. Gladman and F. B. Pickering, J. Iron Steel Inst., 1967, 205, 653.
34. L. M. Brown and R. K. Ham, Strengthening Methods in Crystals (eds. A, Kelly and R. B.
Nicholson) 1971, Elsevier, 9. 4
35. A. Kelly and R. B. Nicholson, Prog. Mat. Sci., 1963, 10, 3.
36. H. Gleiter, Z.A. Phys., 1967, 23, 108.
37. V, Gerold and H. Haberkorn, Phys. Status. Solidi, 1966, 16, 675.
38. F. G. Wilson,‘Effect of second-phase particles on the mechanical properties of steels’, Iron •
and Steel Institute, 1971, 16.
39. E. Orowan, Internal Stresses in Metalsand Alloys, Institute of Metals, London, 1948,451.
40. M. F. Ashby, Acta Met., 1966, 14, 679.
41. T. Glad man et al., ‘Effect of second-phase particles on the mechanical properties of steels’,
Iron and Steel Institute, 1971, 68.
42. S. Floreenand H. W. Hayden, Trans. A.S.M., 1968,61,489.
43. P. L. MangononandG. Thomas, Met. Trans. 1970,1, 1587.
44. T. Gladman, I. D. Mclvor and F. B. Pickering, J. Iron Steel Inst., 1972, 210, 916,
45. J. D. Embury and R. M, Fisher, Acta Met., 1966, 14, 147.
46. J. D. Embury, Strengthening Methods in Crystals (eds. A. Kelly and R. B. Nicholson)
1971, Elsevier, 330.
47. T. Takahashi and M. Nagumo, Trans. Japan. Inst. Met., 1970, 11, 113.
48. F. G. Wilson and F. B. Pickering, J. Iron Steel Inst., 1969, 207, 490.
49. F. B. Pickering, Metallurgical Achievements. 1965, Pergamon Press, 199.
50. G. P. Contractor,^ al., Trans. A.S.M., 1961, 54, 208.
5.1. R. W. K. Honeycombe, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 86, 1964, 1.
52. К. H. Jack, Scand. Met. J., 1972, 1(5), 195 and 211.
53. C. R. Simcoe et al., Trans. A.S.M., 1968, 61, 834.
54. F. B. Pickering and S. Cummins, to be published.
55. E. W. Hart, Relation of Properties to Microstructure, 1953, A.S.M., 93.
56. R. C. Cochrane, ‘Effect of second-phase particles on the mechanical properties of steels’,
Iron and Steel Institute, 1971, 101.
57, С. T. Liu and J. Gurland, Trans. A.S.M., 1968, 61, 156.
58. J. Gurland and J. Plateau, Trans. A.S.M., 1963, 56, 442.
59. F. A. McClintock, Proc. Roy. Soc., 1965, A285, 58.
60. G. Henri and J. Plateau, La Micrqfractographie, 1967, Editions Metaux I.R.S.I.D.
61. T. J. Baker and J. A. Charles, ‘Effect of second-phase particles on the mechanical
properties of steels’, Iron and Steel Institute, 1971, 79.
62. L. O. Uhrus, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 77, 1963, 104.
63. D. Brooksbank and K. W. Andrews, Production and Application of Clean Steel, Iron and
Steel Inst., 1972, 186.
64. W. Carrington et al., Proc. Roy. Soc., 1960, A259, 203.
65. A. S. Keh, Direct Observations of Imperfections in Crystals, 1962, Interscience, 213.
66. J. Nutting and J. M. Arrowsmith, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 70, 1961, 147.
67. D. McLean, private communication.
.68. W. E. Duckworth and J. D. Baird, J. Iron Steel Inst., 1969, 207, 861.
69. W. Koster el al., Arch.f.d. Eisen., 1954, 25, 569.
70. T. Gladman and F. B. Pickering, J. Iron Steel Inst., 1966, 204, 112.
71. F. B. Pickering, Transformation and Hardenability in Steel, 1967, Climax Molybdenum
Co., 109.
72. K. J. Irvine, F. B. Pickering and J. Garstone, J. Iron Steel Inst., 1960, 196, 66.
162
к гл. Ш
1. D. J. Blickwede, Trans. A.S.M., 1968, 61, 653.
?. W. Е. Duckworth and J. D. Baird, J. Iron Steel Inst., 1969, 207, 861.
3. R. L. Whiteley and D. E, Wise, A.l.M.E. Met. Soc. Conf., 1962,16, 29, New York and
London, Interscience.
4. J. D. Baird, Metallurgical Reviews No. 4., 1963, London, Ilifle.
5. J. A. Bauscher and J. R. Magor, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 79, 1963, 34.
6. E. R. Morgan and J. C. Shyne, J. Iron Steel Inst., 1957, 185, 156.
7. S. Epstein el al., J. Met., 1950, 188, 830.
8. Brit. Pat. 1042919.
9. J. A. Chapman, see Ref. 74 of Ref. 2 (above).
10. D. J. Bailey and D. P. Koistinen, 3rd1 Int. Conf, on Strength of Metals and Alloys.,
Cambridge, England, Sept. 1973, 586.
11. B. B. Hundy, J. Iron Steel Inst., 1954, 178, 127.
12. F. B. Pickering, ‘Towards improved toughness and ductility’, Climax Molybdenum Co,
Symp., Kyoto, 1971,9.
13. W. T. Lankford et al., Trans. A.S.M., 1950. 42, 1197.
14. R. L. Whiteley, Trans. A.S.M., 1960, 52, 154.
15. R. L. Whiteley, D. E. Wise and D. J. Blickwede, Sheet Metal Industries, 1961,38, 349.
16. D. V. Wilson, J. Inst. Met., 1966, 94, 84.
17. D. V. Wilson et al., J. Iron Steel Inst., 1961, 198, 376.
18. R. D. Butler, Sheet Metal Industries, 1964, 39, 705.
19. R. D. Butler and J. F. Wallace, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 79, 1963, 131.
20. D. V. Wilson et al., Sheet Metal Industries, 1961, 36, 25.
21. S. P. Keeler and W. A. Backhofen, A.S.M. Trans. Quart., 1963, 56, 25.
22. R. S. Burns and R. H. Heyer, Sheet Metal Industries, 1958, 35, 261.’
23. R. H. Heyer et al., A.l.M.E. Met. Soc. Conf., 1962, 16, 29, New York and London,
Interscience.
24. R. L. Whiteley and D. E. Wise, ibid., 47.
25. R. W. Vieth and R. L. Whiteley, International Deep Drawing Research Group, 1964,
London.
26. S. Teshimaand M. Shimizu, A.l.M.E. Soc. Conf., 1965,26, 279, New York and London,
Gordon andJJreach.
27. W. Jolley, J. Iron Steel Inst., 1967, 205, 321.
28. P. N. Richards, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 79, 1963, 22.
2'9. R. H. Goodenow, Trans. A.S.M., 1966, 59, 801.
30. C. Crussard el al., Mem. Sci. Rev. Met., March 1961, No. 3, 183.
31. I. L. Dillamore and W. T. Roberts, Met. Rev., 1965; 10, 272. \ .
32. P. A. Beck and H. Hu, A.S.M. Seminar ‘Recrystallisation, grain growth and textures’,
1965, Detroit.
33. I. L. Dillamore et al., Met. Sci. J., 1967,1,49.
34. R. L. Rickett and W. C. Leslie, Trans. A.S.M., 1959, 51, 310.
35. P. Wacquez and R. van Daele, Sheet Metal Industries, 1967, 44, 21.
36. W. B. Morrison, Trans. A.S.M., 1966, 59, 824.
37. F. B. Pickering, ‘Towards improved toughness and ductility’, Climax Molybdenum Co.
Symp., Kyoto, 1971, 9.
38. 'T. Gladman al., J. Iron Steel Inst., 1970, 208, 172.
39. M. Shimizu et al., Tetsu-to-Hagane, 1964, 50, 2095.
40. T. Gladman, Proc. Roy. Soc., 1966, A294 , 298.
41. J. D. Fast, Iron and Coal, 1950, 160, 837.
42. J. F. Enrietto, Trans. A.l.M.E., 1962 , 224, 1119.
43. L. J. Dijkstra and R. J. Sladek, Trans A.l.M.E., 1953, 197, 69.
44. T. Gladman and F. B. Pickering, J. Iron Steel Inst., 1965, 203, 1212.
45. P. M. Robinson et al., J. Austral. Inst. Met., 1962, 7, 34.
163
46. J. D. Keller, A.LSI. Convention, Buffalo, New York, April 1958.
47. E. W. Williams, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 79 1963, 87.
48. S. Garber, ibid., 81.
49. W. J. S. Roberts, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 67, 1960, 95.
50. E. W. Williams and L. K. Davies, Iron and Steel Inst..Spec. Rep. No. 79, 1963, 93'. -
51. K. J. Albutt and S. Garber, J. Iron Steel Inst., 1967, 205, 738; 1966, 204, 278.
52. J. M, Wallbridge and J. Gordon Parr, ibid., 1968, 206, 750. *
53. W. L. Cooper, A.I.S.I. Year Book, 1964, 147.
54. R. W. Davies, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 79, 1963, 121.
К гл.IV
1. K. }. Irvine, Strong Tough Structural Steels, Iron and Steel Inst. Publ. 104, 1967, 1.
2. W. Barr, The Fracture of Metals, Inst, of Metallurgists, 1950, 117.
3. W. Barr and A. J. K. Honeyman, J. Iron Steel Inst., 1947, 157, 239.
4. E. O. Hall, Proc. Phys. Soc. Series B, 1951, 64, 747.
5. N. J. Petch, J. Iron Steel Inst., 1953, 174, 25.
6. N. J. Petch, Proc. Swampscott Conf, 1955, M.I.T. Pre'ss, 54.
7. (a) Great Lakes Steel Corp. Meeh. Eng., 1959, 81, 53,
(b) C. A. Beiser, A.S.M. Preprint No. 138, 1959.
(c) W. C. Leslie,‘The relationship between structure and mechanical properties of metals’,
N.P.L. Conf Proc., 1963, H.M.S.O., 334.
(d) W. B. Morrison and J. H. Woodhead, J. Iron Steel Inst., 1963, 201, 43.
(e) W. B. Morrison, ibid., 317.
8. (a) E. R. Morgan et al., J. Metals, 1965 (Aug.), 829.
(b) R. Phillips and J. A. Chapman, J. Iron and Steel Inst., 1966, 204, 615.
9. M. Korchynsky and H. Stuart, London-Scandinavian Symposium on ‘High strength low
alloy steels’, Nuremberg, 1970, 17.
!0. J. С. M. Farrar, J. A. Charles and R. E. Dolby, ‘Effect of second-phase particles on the
mechanical properties of steels’, Iron and Steel Institute, 1971, 171.
IL J. M. Hodge et al., Trans. A.I.M.E., 1949, 185, 233.
12. F. B. Pickering, ‘Towards improved toughness and ductility’, Climax Molybdenum Co.
Symp., Kyoto, 1971, 9.
13. F. B. Pickering and T. Gladman. Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 81, 1963, 10.
14. K. J. Irvine et al., J. Iron Steel Inst., 1967, 205, 161.
15. W. Carrington et al., Proc. Roy, Soc., 1960, A259, 203.
16. A. S. Keh, Direct Observations of Imperfections in Crystals, 1962, Interscience, 213.
17. W. Koster et al., Arch. f.d. Eisen, 1954, 25, 569.
18. J. M. Gray and R. B. G. Yeo, Trans. A.S.M., 1968, 61, 255.
19. R. W. K. Honeycombe, Structure and Strength of Alloy Steels, 1974, Climax
Molybdenum Co. Publ.
20. J. H. Bucher and J. D. Grozier, A.S.M. Met. Eng. Quart., Nov. 1965,1.
21. W. J. Murphy and R. B. G. Yeo, Metal. Prog., Sept. 1969, 85.
22, F, B. Pickering, Microalloying’75, Proc. Internal. Conf High Strength Low Alloy Steels,
Union Carbide Corp., 1977, 9.
23. T. Gladman, private communication.
24. (a) J. L. Hurley and С. H. Shelton, A.S.M. Met. Eng. Quart., May 1966, 25.
(b) R. A. de Paul and A. L. Kitchen, Met. Trans., 1970, 1, 389.
25. A. M. Sage, Steel Times Annual Review, 1970, 3.
- 26. I. G. Hamilton, Weldability of Structural and Pressure Vessel Steels, 1970, The Welding
Institute, 41.
27. W. Steven and A. G. Haynes, J. Iron Steel Inst;, 1956, 183, 349.
28, J. B. Ballance and R. E. Mintus, A.I.M.E., Met. Soc. Trans., 1972, 10.
29. J. L. Mihelich, J. R. Bell and M. Korchynsky, J. Iron Steel Inst., 1971, 209, 469.
30. T. Gladman et al., J. Iron Steel Inst., 1970, 208, 172.
31. E. T. Stephenson et al., Trans. A.S.M., 1964, 57, 208.
164
32. J. D. Grozier and M. Korchynsky, Metal. Prog., Aug. 1969, 67.
33. Strong Tough Structural Steels, Iron and Steel Inst. Publ. 164, 1967.
34. K.'J. Irvine et al., J. Iron Steel Inst., 1970, 208, 717.
35. W, E. Duckworth and J. D. Baird, J. Iron Steel Inst., 1969, 207, 854.
36. J. W. Cahn, Acta- Met., 1962, 10, 789.
37. H. Gleiter, Phil. Mag., 1969, 20, 821.
38. (a) J. M. Gray et al., J. Iron Steel Inst., 1965, 203, 812.
(b) J. H. Woodhead and D. Webster, ibid., 1969, 207, 51.
39. J. L. Mihelich and R. L. Cryderman, presented to A.S.M.E. Conf, on ‘Petroleum
mechanical engineering, pressure vessels and piping’, New Orleans, 1972.
40. J. H. Bucher, Trans. A.I.M.E., 1967, 239, 478.
41. A. P. Coldren et al., ‘Steel strengthening mechanisms’, Climax Molybdenum Co. Symp.,
Zurich, 1969, 17.
42. J. H. Little and W. L. M. Henderson,‘Effect of second-phase particles on the mechanical
properties of steels’, Iron and Steel Institute, 1971, 182.
43. W. Dahl et al., Stahl u. Eisen, 1966, 86, 797.
44. D. C. Hilty and V. T. Popp, A.I.M.E. Elect. Furn. Conf. Proc., 1969, 27, 52.
45. L. Luyckx et al., Met. Trans., 1970, 1, 3341.
46. F. B. Pickering, Paper presented to Brit. Steel Corp. Conf., ‘Inclusions in steel’. Leeds,
1974.
47. D. L. Sponseller and R., A. Flinn, Trans. A.I.M.E., 1964, 230, 876.
48. L. Roesch et al., Mem. Sci. Rev. Met., 1966, 63, 927.
49.. H. J. Kouwenhoven, Trans. A.S.M., 1969, 62, 437.
50. C. J. McMahon and M. Cohen, Acta Met., 1963, 13, 991.•'
51. R. C. Cochrane, ‘Effect of second-phase particles on the mechanical properties of steels’,
Iron and Steel Institute, 1971, 101.
52. T. Gladman, B. Holmes and I, D. Mclvor, ibid., 68.
53. A. Nicholson, private communication, 1971.
54. J. E. Roberts, Strong Tough Structural Steels, Iron and Steel Inst. Publ. 104, 1967, 103.
55. Y. E. Smith, A. P. Coldren and R. L. Cryderman, ‘Towards improved ductility and
toughness’, Climax Molybdenum Co. Symp., 1971, Kyoto, 119.
56. R-. L. Cryderman et al., Climax Molybdenum Co. Publ. 1972, presented to ‘14th
Mechanical Working and Steel Processing Conf.,’ A.I.M.E., Chicago, 1972.
57. K. J. Irvine, ‘Steel strengthening mechanisms’, Climax Molybdenum Co. Symp., Zurich,
1969, 55.
К гл. V
1. J. Davies and E. G. Jones, Iron and Steel Inst. Conf, on ‘Rail steels’, London, Nov. 1972.
2. T. Gladman, 1. D. Mclvor and F. B. Pickering, J. Iron Steel Inst., 1972, 210, 916.
3. F. B. Pickering, ‘Towards improved ductility and toughness’. Climax Molybdenum Co.
Symp., Kyoto, 1971, 9.
4. T. Gladman, B. Holmes and F. B. Pickering, J..Iron Steel Inst., 1970, 208, 172.
5. K. W. Bifrns and F. B. Pickering, J. Iron Steel Inst., 1964, 202, 899.
6. F. B. Pickering, Iron and Steel, March-April 1965.
7. F. B. Pickering and M. J. Slater, to be published.
8. K. Tanaka et al. Scripta Met. 1973, 7(8), 799.
9. T. Gladman et a/., ‘Effect of second-phase particles on the mechanical properties of steels’,
Iron and Steel Institute, 1971, 68.
10. T. C. Lindley et al., ibid., 54.
11. E. A. Shipley, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 76, 1962, 93.
12. J. A. Rinebolt and W. J. Harris, Trans. A.S.M., 1951,43, 1175.
13. V. J. McNeely, T. G. Collinson and W. H. Hodgson, Iron and Steel Inst. Conf, on ‘Rail
steels’, London, Nov. 1972.
14. J. D. Young, ibid.
165
К гл. VI
э
1. Е. S. Davenport and Е. С. Bain, Trans. A.I.M.E., 1930, 90, 117.
2. 2nd Progress Rep. by Sub-Cte. XI of Cte. E.4, A.S.T.M. Proc., 1935, 52, 543.
3, D. N. Shackleton and P. M. Kelly, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 93, 1965, 126.
4. L. J, Habraken, ibid., 148. t
5. K. A. Ridal and J. McCann, ibid,, 147,
6, L. J. Habraken and M. Economopoulis, Climax Molybdenum Co. Symp.
‘Transformation and hardenability in steels’, Ann Arbor, 1967, 69.
7. F. B. Pickering, ibid., 109.
8. R. W. K. Honeycombe and F. B. Pickering, Met. Trans., 1972, 3, 1099.
9. E. S. Davenport, Trans. A.I.M.E.^ 1957, 209, 677.
10. K. J. Irvine and F. B. Pickering, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 93, 1965, 151,
11. T. Boniszewski, ibid., 147.
12. F. B. Pickering, Proc. IV Int. Conf. Elect. Mier., Berlin, 1958, 1, 628, Springer-Verlag.
13. K. J. Irvine and F. B. Pickering, J. Iron Steel Inst., 1963, 201, 518.
14. F. B. Pickering, Proc. Eur. Reg. Conf, on Elect. Micr., De\ft, 1960, 1, 477.
15. W. E. Bardgett and L. Reeve, J. Iron Steel Inst., 1949, 163, 277.
16. K. J. Irvine et al., J. Iron Steel Inst., 1957, 186, 54.
17. K. J. Irvine and F. B. Pickering, J. Iron Steel Inst., 1957, 187, 292.
18. K. J. Irvine and F. B. Pickering, J. Iron Steel Inst., 1958, 188, 101.
19. K. J. Irvine and F. B. Pickering, J. Iron Steel Inst., 1960, 194, 137.
20. K. J. Irvine and F. B. Pickering, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 93, 1965, 110.
21. A. J. McEvily et al., Climax Molybdenum Co. Symp. ‘Transformation and hardenability
in steels’, Ann Arbor, 1967, 179.
22. F. B. Pickering, Metallurgical Achievements, 1965, Pergamon Press. 109.
23. W. Steven and A. G. Haynes, J. Iron Steel Inst., 1956, 183, 349.
24. K. J. Irvine, Iron and Steel Inst. Publ. 104, 1967, 1.
25. C. L. M. Cottrell, J. Iron Steel Inst., 1953, 174, 17.
26. W. G. Patton, Met. Prog. 1943, 43, 726.
27. E. J. Janitsky and M. Baeyertz, Metals Handbook, 1939, 515.
28. С. C. Busby, M. F. Hawkes and H. W. Paxton, Trans. A.S.M., 1955, 47, 135.
29. R. H. Goodenow, S. J. Matas and R. F. Hehemann, Trans. A.I.M.E. 1963, 227, 651.
30. T. Ko and S. A. Cottrell, J, Iron Steel Inst., 1952, 172, 307.
31. G. R. Speich and M. Cohen, Trans. A.I.M.E., 1960, 218, 1050.
32. R. H. Goodenow et al., Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 93, 1965, 135.
33. J. M. Oblak and R. F. Hehemann, Climax Molybdenum Co. Symp. ‘Transformation and
hardenability in steels', Ann Arbor, 1967, 15.
34. J. M. Wheatley and R. G. Baker, Brit. Weld. J., 1963, 10(1), 23.
35. G. V. Smith and R. F. Mehl, Trans. A.I.M.E, 1942, 150, 211.
36. P. Vasudevan, L. W. Graham and H. J. Axon, J. Iron Steel Inst., 1958, 190, 386.
37. S. V. Radcliffe and E. C. Rollason, J. Iron Steel Inst., 1959, 191, 56.
38. J. S. White and W. S. Owen, J. Iron Steel Inst., 1960, 195, 79.
39. A. E. Austin and С. M. Schwartz, Proc. A.S.T.M., 1952, 52, 592.
40. W. Koster, L. Bangert and R. Hahn, Arch.f.d. Eisen., 1954, 25(11/12) 569.
41. T. Gladman, private communication, 1971.
42. M. E. Bush and P. M. Kelly, Acta. Met., 1971, 19, 1363.
43. D. W. Smith and R. F. Hehemann, J. Iron Steel Inst.,\97\, 209, 476.
44. F. B. Pickering, unpublished work.
45. I. D. Mclvor, private communication, 1972.
46. F. Nehl and A. Rose, Stahl u. Eisen, 1954, 74, 1054.
47. R. L. Cryderman et al., Trans. A.S.M., 1969, 62, 561.
48. A. P. Coldren et al., Climax Molybdenum Co. Symp., ‘Steel strengthening mechanisms,’
Zurich, 1967, 17.
49. Y. E. Smith et al., Climax Molybdenum Co. Symp. ‘Towards improved ductility and
toughness’, Kyoto, 1971, 119.
166
50. 1. M. Mackenzie and J. M. Pow, J. West. Scot. Iron and Steel Inst., 1949/50, 57, 85.
51. W. Barr and I. M. Mackenzie, J. West. Scot. Iron and Steel Inst., 1956/57, 64, 86.
52. A. McEvily and ,C. L. Magee, Iron and Steel Inst. Publ. 114, 1968, 111,
53. R. L. Cryderman et al., Climax Molybdenum Co. Publ., 1972, presented to 14th
Mechanical Working and Steel Processing Conf., A.I.M.E., Chicago, 1972.
54. 'R. A. Grange and J. M. Garvey, Trans. A.S.M., 1946, 37, 136.
К гл. VH
1. C. L. M. Cottrell, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 76, 1962, I.
2. C. L. M. Cottrell et al., J. Iron Steel Inst., 1963, 201, 1032.
3. J. M. Capus and G. Mayer, J. Iron Steel Inst., 190, 196, 149.
4. R. G. Baker and H. F. Tremlett, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 76, 1962, 113.
5. E. P. Klier et al., A.S.M. Preprint No. 78, 1958.
6. D. J. Cash and W. Scheuerman, Metal Progress, 1959 (Feb), 80.
7. K. J. Irvine, F. B. Pickering and J. Garstone, J. Iron Steel Inst., 1960, 196, 66.
8. F. B. Pickering, Metallurgical Achievements, 1965, Pergamon Press, 109,
9. K. J. Irvine, Aircraft Production, 1956 (March), 1.
10. B. S. Lement et al., Trans A.S.M., 1954, 46, 851.
11. L. J. Klinger et al., Trans. A.S.M., 1954, 46, 1557.
12. J. M. Capus, Irori and Steel Inst. Spec. Rep. No. 76, 1962, 51.
13. W. E. Duckworth, Metals.and Materia^ 1968 (Nov), p. 145. •
14. M. A. Grossman, Trans. A.I.M.E., 1946, 167, 39.
15. C. J. Macmahon and M. Cohen, Acta Met., 1963, 13, 991.
16. R. C. Cochrane, ‘Effect of second-phase particles on the mechanicalproperties of steels’,
Iron and Steel Institute, 1971, 101.
17. T, Gladman, B. Holmes and I. D. Mclvor, ibid., 68.
18. F. B. Pickering, Climax Molybdenum Co. Symp. ‘Towards improved ductility and
toughness’, Kyoto, 1971, 9.
19. W. S. Owen, Trans. A.S.M., 1954, 46, 812. '
20. С. H. Shih et al., Trans. A.S.M., 1956, 48, 9.
21. P. Kovesi and J. V. Leaverland, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 76, 1962, p. 63.
22. Structure and Properties of Ultra-High Strength Steels A.S.T.M., Spec. Tech. Publ. No.
370, 1965.
23. High Strength Steels, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 76, 1962.
24. S. Goodman, ‘Symposium on high strength steels for aeronautical applications’, A.S.M.,
1958, Cleveland, 69.
25. F. J. Wilkinson and C. L. M. Cottrell, Aircraft Prod. I960, Aug. 313; Sept, 322.
26. G. K. Bhat, Proc. Golden Gate Met. Conf, A.S.M., 1961, Cleveland, 153.
27. J. S. Pa^cover and S. J. Matas, A.S.T.M. Spec. Tech. Publ. No. 370, 1965, 30.
28. H. P. Munger, Cobalt, 1969, 44, 127.
29. D. Coutsaradis et al., Cobalt, 1967, 37, 192.
30. S. J. Matas, H. Hill and H. P. Munger, Met. Eng. Quart., 1963, 3(3).
31. A. S. Kenneford, J. Iron Steel Inst., 1958, 189, 135.
32. A. S. Kenneford; J. Iron Steel Inst., 1959, 192, 215.
13. A. S. Kenneford, Iron and Steel, 1963 (June), 335.
14. K. J. Irvine, J. Iron Steel Inst., 1962, 200, 820.
15. J. D. Murray, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 76, 1962, p. 41.
36. G. P. Contractor et al., Trans. A.S.M., 1961, 54, 208.
<7. J. D. Murray and R. F. Johnson, Iron and "Steel Inst. Spec. Rep. No. 77, 1963, 110.
<8. R. F. Johnson and J. F. Sewell, J. Iron Steel Inst., 1960, 196, 414.
19 L. O. Uhrus, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 77, 1963, 104.
4<> S. Enekes, Production and Application of Clean Steel, Iron and Steel Inst. 1972, 215,
41. D. J. Schmatz and V. F. Zackay, Trans. A.S.M., 1959, 51, 299.
4?. D J. Schmatz and V. F. Zackay, Trans. A.S.M., 1960, 52, 321.
4 i W. M. Justusson and D. J. Schmatz, Trans. A.S.M., 1962, 55, 640.
167
44. V, F. Zackay et al., Met. Prog., 1961, 80, 68.
45. V. F. Zackay et al. Strengthening Mechanisms in Solids A.S.M., 1962, 179,
46. W. E. Duckworth et al., J. Iron Steel Inst., 1964, 202, 135.
47. W. E. Duckworth, Metals and Materials, 1968 (Nov.), 145.
48(a). V. F. Zackay, J. Iron Steel Inst., 1969, 207, 894. "
(b). E. B. Kula, Strengthening Mechanisms, Syracuse Univ, Press, 1966, 83.
49. T. J. Koppenaal, Trans. A.S.M., 1962, 62, 24.
50. V. F. Zackay and W. M. Justusson, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 76, 1962, 14.
51. W. E. Duckworth et al., ibid, 22.
52. R, A. Grange and J. B; Mitchell, Trans. A.S.M., 1961, 53, 157.
53(a). R. Phillips and W. E. Duckworth, High Strength Materials, Wiley, 1965, 307.
(b). R. Phillips and W. E. Duckworth, App. Mat. Res., 1966, 5(1), 13.
54. D. Kalish et al., J. Met., 1965, 17(2), 157.
55. I. D. Mclvor, private communication, 1972.
56. W. W. Geberich et al., Trans. A.S.M. 1965, 58, 85.
57. G. Thomas et al,, High Strength Materials, Wiley, 1965, 251.
58. O. Johari and G. Thomas, Trans. A.S.M., 1965, 58, 563.
59. A. J. McEvily et al., Trans A.S.M., 1963, 56, 753.
60. L. Raymond and W. G. Reuter, Acta Met., 1964, 12, 948.
61. E. B. Kula and J. M. Dhosi, Trans. A.S.M., 1960, 52, 321.
62. R. L. Craik, M, J. May and D. J. Latham, Met. Eng. Quart., 1963 (Aug.), 12,
63. D. I. Bron et al., Met. Term. Obrabot Metallov., 1964, 4, 30.
64. Y. P. Telong and R. Clark, Met. Prog., 1966, 90, 87.
65. J. J. Irani, Sixth Int. Cong, for Elect. Mier., Kyoto, 1966, 449.
66. J. J. Irani and P. R. Taylor, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 108, 1968, 83.
67. J. J. Irani, J. Iron and Steel Inst., 1968, 206, 363.
68. O. D. Sherby et al., Trans. A.S.M., 1969, 62, 575. >
69. E. T. Stephenson and M. Cohen, Trans. A.S.M., 1961. 54, 72.
70. R. E. Young, Trans. A.S.M., 1961, 54, 724.
71. N. N. Breyer and N. H. Polakowski, Trans. A.S.M., 1962, 55, 667.
72. M. Cohen, J. Iron Steel Inst., 1963, 201, 833.
73. V. F. Zackay, Int. J. Fract. Meeh., 1966, 2, 638.
74. E. W. Page et al., A.S.M. Trans. Quart., 1969, 62(1), 45.
75. V. Goel et al., Trans. A.S.M.E., 1967, 89(4), 871.
/76. J. E. Pavlick, Trans. A.S.M., 1967, 60, 194.
77. E. Dicesare, J. Mat., 1968, 3(3), 559.
78. P. M. Kelly and J. Nutting, Proc. Roy. Soc., 196Q, A259, 45.
79. P. M. Kelly and J. Nutting, J. Iron Steel Inst., 1961, 197, 199.
80. P. G. Winchell and M. Cohen, Trans. A.S.M., 1962, 55, 347.
81. M. Cohen, Trans. A.l.M.E., 1962, 224, 638.
82. W. C. Leslie, Strengthening Mechanisms Syracuse Univ. Press 1966, 43.
83. P. M. Kelly and J. Nutting, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 76, 1962, 7.
84. P. M. Kelly and J. Nutting, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 93, 1965$ 166.
85. J. M. Chilton and P. M. Kelly, Acta Met., 1968, 16, 637.
86. A. R. Cox, J. Iron Steel Inst., 1967, 205, 51.
87. L. Malik and J. A. Lund, Met. Trans., 1972, 3(6), 1403,
88. D. W. Smith and R. F-. Hehemann, J. Iron Steel Inst., 1971, 209, 476.
89. E. A. Shipley, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 76, 1962, 98.
90. F. B. Pickering, Iron and Steel, March-April, 1965.
91. J. D. Embury and R. M. Fisher, Acta Met., 1966, 14, 147.
92. J. D. Embury et al., Trans. A.l.M.E., 1966, 236, 1252.
93. V. K. Chandhok, A. Kasak and J. P. Hirth, Trans. A.S.M., 1966, 59, 288.
94. E. A. Shipley, private communication, 1973.
95. G. Langford, Met. Trans., 1970, 1, 465.
96. R. F. Decker, ‘The relationship between the structure and mechanical properties of
metals’, N.P.L. Symposium, HMSO, London, 1963, 648.
168
97. R, F, Decker', J. T. Eash'and A. J. Goldman, Trans. A.S.M. 1962, 55, 58,
98. W, Steven, Iron and Steel Inst. Spec. Rep, No. 86, 1964, 115.
99. R. F Decker and S. Floreen, Precipitation in Iron Base Alloys, Gordon and Breach»
New York, 1965, 69.
100, S. Floreen, Mel. Reviews, 1968, 13, 115.
101. S. Floreen and G. R. Speich, Trans. A.S.M., 1964, 57, 714.
102. R. F. Decker et al., Materials in Des. Eng., 1962, 55(5), 106,
103. B. G. Reisdorf, Trans. A.S.M., 1963, 56, 783.
104. A. J. Baker and P. R. Swann, Trans. A.S.M., 1964, 57, 1008.
105. G. R. Speich, Trans. A.l.M.E., 1963, 227, 1426.,
106. K. Detert, Trans. A.S.M., 1966, 59, 262.
107. J. M. Chilton and C. J. Barton, Trans. A.S.M., 1967, 60, 528.
108. K. Shimizu and H. Okamoto, Trans. Jap. Inst, of Met., 1971, 12(4), 273. x
109. K. Shimizu et al., Mem. Inst. Sci. and Ind. Res., Osaka Univ., 1972, 29, 97..
110. G. P. Miller and W. I. Mitchell, J. Iron Steel Inst., 1965, 203, 899.
I 11. R. K. Pitler and G. S. Ansell, Trans. A.S.M., 1964, 57, 220.
112. R. D. Garwood and R. D. Jones, J. Iron Steel Inst., 1966, 204, 512.
113. I. L. Cheng and G. Thomas, Trans. A.S.M. 1968, 61, 14.
114. F. G. Wilson, private communication, 1970.
115. С. M. Hammond, Met. Treat, and Drop Forg., 1965 (Feb), 49.
116. W.R. Patterson and L. S. Richardson, Trans. A S M., 1966, 59, 71.
117, R. L. Caton and G. N. Maniar, Cobalt, 1972, 55, 92.
118. S. Floreen, Trans. A.S.M., 1964, 57, 38.
119. C. A. Stubbington and A. Wirth, J. Iron Steel Inst., 1972, 210, 506. ’
120. E. P, Sadowski, Met. Eng. Quart., 1970, 47.
121. С. E. Witherell et al., Met. Prog., 1963, 84, 81.
122, С. E. Witherell et al., Weld. Eng., 1963, June.
К гл. VIII
1. J. Z. Briggs and T. D. Parker, The Super l2%Cr Steels, Climax Molybdenum Co., 1965»
2, M. Hansen, Constitution of Binary Alloys, 1958, McGraw-Hill, 527.
3. Chromium-Nickel Stainless Steels, International Nickel Cd. Ltd, 1962,
4. W. Tofaute et al. Arch. f.d. Eisen., 1935, 8, 499.
5. K. J. Irvine, D. J. Crowe and F. B. Pickering, J. Iron Steel Inst., 1960, 195, 386.
6. K. J. Irvine and F. B. Pickering, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 86, 1964, 34.
7. K. J. Irvine and J. D. Murray, Eng. Mat. and Design, 1960, 3, 606.
8. K. ’J. Irvine, J. Iron Steel Inst., 1962, 200, 820.
9. K. J. Irvine, Journees Inter, d. App. Cobalt, 1964, 286.
10. F. B. Pickering, Metallurgical Achievements, 1965, Pergamon Press, 109. «
11. H. Schneider, Foundry Trade J., 1960, 108, 562.
12. W. Steven and A G. Haynes, J. Iron Steel Inst., 1956, 183, 349;
13. G. H. Eichelman and F. C. Hull, Trans. A.S.M., 1953, 45, 77.
14. F. C. Monkman et al., Met. Prog., 1957, 71, 94.
15. P. Payson and С. H. Savage, Trans. A.S.M., 1944, 33, 261.
16. T. Masumoto, S. Takeda and Y. Imai, Sc. Rep. Tohoku Univ. 1970 (June), 34..
17. G. T, Brown et al., J. Iron Steel Inst., 1964, 202, 660.
18. J. Koutsky and J. Jezek, J. Iron Steel Inst., 1962, 938.
19. K. W. Andrews and H. Hughes, J. Iron Steel Inst., 1959, 194, 304.
20. L. V. Zaslavskaya et al., Stahl., 1965, 5, 326.
21. B. R. Banerjee, J. J. Hauser and J. M. Capenos, A.l.M.E. Fall Meeting, 1963..
22. T. Fujita and T. Masumoto, Tetsu-to-Hagane, 1960, 46, 1395.
23. F. B. Pickering, unpublished work.
24. R. Brook and J. E. Russel, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 86, 1964, 19.
25. F. B. Pickering, Iron and Steel Inst. Publ. 114, 1968, 131.
12—786
169
26. A. Kasak, V. К. Chandhok and E. J-. Dulis, Trans. A.S.M., 1964, 56, 455.
27. D. J. Dyson and S. R. Keown, Ada. Met., 1969, 17, 1095.
28. E. Diderrich, J. M. Drapier, D. Coutsaradis and L. Habraken, Air Force Materials Lab.
Tech. Rep. AFML-TR-65-425, 1965.
29. D, Webster, Met. Trans., 1971, 2, 2097.
30. R. T. Ault et al., Trans A.S.M., 1968, 61, 75.
31. W. E. Duckworth and P. R. Taylor, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 86, 1964, 61.
* К гл.IX
1. к. J. Irvine, D. T. Llewellyn and F. B. Pickering, J. iron Steel Inst., 1959, 192, 218.
2. J. E. Truman, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 86, 1964, 84.
3. W. Steven and A. G. Haynes, J. iron Steel Inst.. 1956, 183, 349.
4. F. C. Monkma’n et al., Met. Prog., 1957, 71, 94.
5. G. H. Eichelman and F. C. Hull, Trans. A.S.M., 1953, 43, 77.
6. P. Payson and С. H. Savage, Trans. A.S.M., 1944, 33, 261.
7. A. C. Gilbraith, Met. Treat and Drop Forg., 1957, Oct., 359.
8. R. W. White, Met. Prog., 1958, 72, 74.
9. M. E. Carruthers, Steel Proc., 1958, 44, 19.
10. G. T, Bedford, Mat. Des. Eng., 1952, 35, 99.
11. U.S. Patent No. 2784125.
12. A. J. Lena, iron Age, 1954, 174, 113.
13. R. A. Lula, Met. Prog., 1'959, 73, 116.
14. G. N. Aggen, Iron Age, 1959, Apr., 74.
15. С. M. Hammond, Met. Prog., 1962, 76, 91.
16. R. Smith, E. H. Wyche and W. W. Gorr, Trans A.I.M.E., 1946, 167, 312.
17. M. W. Marshall, D. C. Perry and N. R. Harpster; Mei. Prog., 1956, 70, 94.
18. J. T. Richards and M. E. Smith, Met. Prog., 1957, 71, 71.
19. D. C. Perry, H. Tanczyn and W. C. Clarke, Met. Prog.,’1963, 77, 101,
20. Iron and Steel, 1957, 30(11), 487.
21. J.T. Morley, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 86, 1964, 92.
22. F. B. Pickering, Iron and Steel Inst. Publ. 114, 1968, 131.
23. F. B. Pickering, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 64, 1958, 23.
24. К. C. Antony, J. Met., 1963, Dec., 922.
25. E. E. Underwood et al., Trans. A.I.M.E., 1961, 221, 676.
26. H. C. Burnett, R. H. Duff and H. C. Vacker, Nat. Bur. St., J. Res., 1962, 66C, 113.
27. J. Fielding, Iron and Steel Inst,, Spec. Rep. No. 86, 1964, 101.
28. V. F. Zackay et al., Trans A.S.M., 1967, 60, 252.
29. E. R. Parker and V. F. Zackay, Sci. Amer., 1968, 219(5), 36.
30. V. F. Zackay, J. Iron Steel Inst., 1969, 207, 894.
31. J. A. Hall, V. F. Zackay and E. R. Parker, Trans. Quart. A.S.M., 1969, 62, 956.
32. T. Fujita et al., Tetsu-to-Hagane, 1971, 57(4), 141.
33. G. R. Chanani, V. F. Zackay and E. R. Parker, Met. Trans., 1971, 2, 133.
34. T. J. Koppenaal, Met. Trans., 1972, 3, 1549.
35. E. C. Bain and W. E. Griffiths, Trans. A.I.M.E., 1927, 75, 166.
36. V. N. Krivobok and R. A. Lincoln, Trans. A.S.M., 1937, 25, 637.
37. С. B. Post and W. C. Ekerly, Trans. A.S.M.. 1947, 39, 868.
38. B. Cina, J. Iron Steel Inst., 1955, 179, 230.
39. I. Tansura, T. Maki and H. Hato, Trans. Iron and Steel Inst. Japan, 1970, 10, 165.
40. P. C. Maxwell et al., Met. Trans., 1974, 5, 1305; 1319.
41. S. D. Antohovich and B. Singh, Met. Trans., 1971, 2, 2135.
42. E. R. Parker and V. F. Zackay, Eng. Fract. Meeh., 1973, 5, 147.
43. E. J. Dulis and V. K. Chandhok, Met. Prog., 1969, Jan., 101,
170
К гл. X
, 1. W. Schmidt and О. Jarleborg, Ferritic Stainless Steels with 17 %Cr, Climax Molybdenum
Co. Publ., 1974.
2. D. T. Llewellyn, R. A. E. Hooper and V. J. McNeely, Sheet Met'. Ind., 1972 (Jan.), 26.
3. L. Colombier and J. Hochman, Aciers Inoxydables, Aciers Refractaires, Dunod., Paris,
1965.
4. M. Hansen, Constitution of Binary Alloys, McGraw Hill, 1958, 527.
5. K. Bunghardt et al., Arch.f.d. Eisen., 1958-, 29, 193,
6. R. H. Kaltenhauser, Met, Eng. Quart., 1972(2), 41.
7. W. Tofaute et al., Arch.f.d. Eisen., 9, 607.
8. R. Castro and R. Tricot, Met. Treatment, 1964, 31, 401, 436, 469; 1966, 33, 401.
9. G. Herbsleb, V.G.B. Speissewassertagung, 1967, 64.
10. K. Bunghardt et al., Arch.f.d, Eisen., 1963, 34, 465.
11. H. J. Schuller, Arch.f.d. Eisen., 1966, 36, 513.
'12 . J, G. McMullin et al., Trans. A.S.M., 1954, 46, 799.
13. V. Cihal, Stahl u. Eisen., 1959, 79, 1944.
14. A. Baumel, ibid., 1965, 85, 1462..
15(a). Foundry Trade J., 1969, 16, 92.
(b), E. Brite 26-1, Airco Vacuum Metals Brochure, 1971.
(c). R. J. Knoth, El. Furn. Proc. 1971, 29, 47.
\6. Jones and Laughlin Steel Corporation, Publicity leaflet.
17. F. B. Pickering, Heat Treatment Aspects of Metal Joining Processes, Iron and Steel Inst..
1972, 88.
18. E. Houdremont, Handbuch der Sonderstahlkunde, Vol. 1, 1956.
19. M. Semchyshen, A. P. Bond and H. J. Dundas, ‘Towards improved ductility and
toughness’, Climax Molybdenum Co. Symp., Kyoto, 1972, 239.
20. R. N. Wright, Welding J., Oct. 1971. '
21. W. R. Binder and H. O. Spendelow, Trans. A.S.M., 1951, 43, 759.
22. F. B. Pickering, Heat Treatment '73, Metals Soc., 1975, 1.
23. F. B. Pickering, Iron and Steel Inst. Publ. 114, 1969, 119.
24. R. Blower et al., ibid, 131.
25. K. J. Irvine and F. B. Pickering, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 86, 1964. 34,
26. J. J. Demo, Corrosion, 1971, 27, 53.
27. K. Walton, Berg. u-Luttenmann Monatsh, 1971, 116, 429.
28. A. J. Lena and M. F. Hawkes, Trans. A.I.M.E., 1954, 194, 607.
29. R. M. Fisher, E. J. Dulis and K. G. Carrol, Trans A.I.M.E., 1957, 197, 690.
30. M. J, Marcinkowski et al., Trans. A.I.M.E., 1964, 230, 676.
31. M. J. Blackburn and J. Nutting, J. Iron Steel Inst., 1964, 202, 610.
32. G. E. Moller, Mat. Protect., 1966, (1Йау), 62.
33. R. Lagneborg, Trans. A.S.M., 1967, 60, 67.
34. D. Chandra and L. H. Schwartz, Met. T^ans., 1971, 2, 511. 4
35. P. J. Grobner, Met. Trans., 1973, 4, 25.fi'
36. R. O. Williams, Met, Trans., 1974, 5, 967.
37. P. Koutaniemi et al., Met. Sci. J., 1974, 8, 94.
38. R. O. Williams, Trans. A.I.M.E., 1958, 212, 497.
39. O. Kubaschewski and T. G. Chart, J. Inst. Met, 1964-65, 93, 329.
40, K. G. Brickner, Selection of Stainless Steels, A.S.M., 1968, 1.
41. 1. Gokyu et al., Nipp. Kinzoku Gahkai-Si, 1970, 34, 452,
42. J. C. Wright. Sheet Met. Ind., 1974, May, 263; June, 324.
43. H. C. Chao, Trans. A.S.M , 1967, 60, 37.
44, H. Takechi et al., Trans. Jap. Inst. Met., 1967, 8(4), 233.
45. E, Pouillard and B. Osdoit, Rev. de Met., 1969, 66(11), 763.
46. C. Masson et al., Compt. Rend., 1970, C271, 1222, *
47. R. H. Kaltenhauser, Met. Prog., 1970. 97(1), 99.
48. K. Wetzlar, D E.W. Tech. Ber., 1971,' 11, 21.
12*
17k
49. К. Wetzlar and H. M. Mozek, ibid., 1970, 10, 188.
50. J. D. Defilippi and H. C. Chao, Mel. Trans. 1971, 2, 3209. '
। 51. R..N. Wright, Met. Trans., 1972, 3, 83.
52. L. Nemethy and P. B. Dennis, Elect. Furnace Proc., 1960, 18, 342.
53. Th. Spittel, Freiberger Forschungsh. Met., B154, 1970, Leipzig.
' 54. G. Linnert, A.S.M. Bookshelf Joining of Stainless Steel, 1967, 4.
55. К. E. Dorschu, Welding J., Sept. 1971.
56. B. Pollard, Welding J., Apr. 1972, 222.
57. J. Kirby, J. West of Scot. Iron and Steel Inst., 1965-66, 73(3), 117.
58. J. K. Hardy, Iron and Steel Inst. Rep. No. 117, 1968.
59. Prov. Australian Pat., 8287, 13 June 1966.
60. E. A. Lizlovs and A. P. Bond, J. Electrochem. Soc., 1969, 116, 574.
61. A. P. Bond and E. A. Lizlovs, Recent Developments in Ferritic Stainless Steels, Climax
Molybdenum Co., Aug. 1969.
62. E. Brauns et al., Stahl u. Eisen., 1964, 84, 790.
63. L. Balaban and M. Patriciu, Metalurgia, 1969, 21, 30.
64. A. Baumel, Stahl u. Eisen., 1964, 84, 798.
65. G. Herbsleb and P. Schwaab, Werkstoffe u. Korrosion, 1968, 19, 484.
66. W. Kesternich, Bander-Bleche-Rohre, 1967, 8, 545.
67. M. Henthorne, Corrosion, 1970, 26, 511.
68. A. P. Bond and E. A. Lizlovs, Werkstoffe u. Korrosion, 1970, 21, 336.
69. A. P. Bond, Trans A.I.M.E'., 1969, 245, 2127.
70. A. P. Bond and E. A. Lizlovs, J. Electrochem. Soc., 1969, 116, 1306.
71. L. Columbier, Molybdenum in Stainless Steels and Alloys, Climax Molybdenum Co.,
1968.
72. A. P. Bond et al., A.S.T.M. Spec. Tech. Publ., 1967, 425, 116. / •
73. G. Herbsleb, VGB-Speisewassertagung, 1967, 64.
74. R. A. E. Hooper, private communication, 1974.
75. G. Lennartz et. al., D.E.W. Tech. Ber., 1.971, 11, 230.
76. A. P. Bond and H. J. Dundas, Corrosion, 1968, 24, 344.
77. N. A. Nielson, Corrosion, 1971, 27, 173.
78. H. Hughes, J. Iron Steel Inst., 1965., 203, 1018.
К гл. XI
1. C. Zappfe, Stainless Steels, A.S.M., 1949.
2. A. J. Cook and B. R. Brown, J. Iron Steel Inst., 1952, 171, 345.
3. L. Pryce and K. W. Andrews, J. Iron Steel Inst., 1960, 195, 415.
4. B. Hattersley and W. Hume-Rothery, J. Tron Steel Inst., 1966, 207, 683.
5. G. H. Eichelman and F. C. Hull, Trans. A.S.M., 1953, 45, 77.
6. F. C. Monkman, F. B. Cuff and N. J. Grant, Met. Prog. 1957 (Apr.), 94.
7. T. Angel, J. Iron Steel Inst., 1954, 173, 165.
8. F. H. Keating, Chromium-Nickel Austenitic Steels, 1956, Butterworth.
9. J. Z. Briggs arid T.D. Parker, The Super 12 %Cr Steels, 1965, Climax Molybdenum Co*.
10. H. Schneider, Foundry Trade J., 1960, 18, 562.
11. K. W. Andrews, private communication, 1974.
f2. D. R. Harries, private communication, 1974.
13. T. Gladman, B. Holmes and F. B. Pickering, unpublished work, 1972.
14. T. Gladman, J. Hammond and F. W. Marsh, Sheet Metal Industries, 1974, 51(5), 219.
15. D. T. Llewellyn and V. J. McNeeley, Sheet Metal Industries, 1972, 49(1), 17.
16. J. H. Decroix, A. M. Neven and R. J. Castro, Iron and Steel Inst. Publ. No. 108, 1968,
135.
17. P. A. Portevin, Rev. de Met., 1970, 67(9), 761.
18. K. A. Bywater, private communication, 1974.
19. С M. Sellars and J. A. Whiteman, The Metallurgist and Materials Technologist, 1974,
6(10), 441.
20. K. J. Irvine, T, Gladman and F. B. Pickering, J. Iron Steel Inst., 1969, 207, 1017.
172
21. F. В. Pickering, Towards improved ductility and toughness’, Climax Molybdenum Co.
Symp., Kyoto, 1972, 9.
22. F. B. Pickering, Heat Treatment Aspects of Metal Joining Processes, 1972, Iron and
Steel Inst., 84.
23. J. Nutting, J- Iron Steel Inst., (969, 207, 872.
24. K. J. Irvine, D. T. Llewellyn and F. B. Pickering, J. Iron Steel Inst., 1961, 199, 153.
25. F. B. Pickering, Metallurgical Achievements, 1965, Pergamon Press, 199.
26. B. Holmes and D. J. Dyson, J. Iron Steel Inst., 1970, 208, 469.
27. A. L. Sutton and W. Hume-Rothery, Phil. Mag., 1955, 46, 1295.
28. S. R. Goodman and H. Hu, Trans. A.I.M.E., 1964, 230, 1413.
29. M. J. Dickson and D. Green, Mat. Sci. Eng., 1969, 4, 304.
30. H. Hu, R. S. Cline and S. R. Goodman, Recrvstalhsation, Grain Growth and Textures,
1965, A.S.M., 295.
31. S. R. Goodman and H. Hu, Trans. A.I.M.E., 1965, 233, 103.
32. D. Goodchild, W. T. Roberts and D. V. Wilson, J. Iron Steel Inst., 1971, 209, 283.
33. P. A. Beck and H. Hu, Recrystallisation, Grain Growth and Textures, 1965, A.S.M., 393.
34. J. C. Liu, ibid., 458.
35. J. E. Bailey, Phil. Mag., 1960, 5, 833.
36. W. Bollman, J. Inst. Met., 1958-59, 87, 439.
37. H. Hu, Electron Microscopy and Strength of Crystals, Berkely 1961, Interscience 1963,
535.
38. J. D. Steigler et al., Acta Met., 1963, 11, 923.
39. I. L. Dillamore, W. T. Roberts and D. V. Wilson, Stainless Steels, 1968, Iron and Steel
Inst,, 37.
40. M. J. Dickson and D. Green, Sheet Metal Industries, 1969, 46, 994.
41. D. M. Keane, private communication, 1974.
42. I. D. Mclvor, private communication, 1974.
43. S. Abuku and S. Chigazumi, J. Phys. Soc. Japan. 1967, 23', 83.
44. D' Goodchild, W. T. Roberts and D. V. Wilson, Acta Met., 1970, 18, 1137.
45. D. Goodchild and W. T. Roberts, J. Inst, of Met., 1968, 96, 255.
46. J. Nutting and D. Dulieu, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 86, 1964, 140.
47. P. R. Swann, Corrosion, 1963, 19, 102.
48. S. Barnartt, R. Stickler and D. Van Rooyen, Corr. Sci., 1963, 3, 9.
49. P. C. J. Gallagher, Met. Trans., 1970, 1, 2429.
50. D. T, Llewellyn and J. D. Murray, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 86, 1964, 197.
51. D C. Ludwigson and J. A. Berger, J. Iron Steel Inst., 1969, 207, 63.
52. T. Gladman, private communication, 1974.
53. L. Columbier, Molybdenum in Stainless Steels and Alloys, Climax Molybdenum Co.
Ltd, 1968.
54. H. Weigand and M. Doruk, Arch.f.d. Eisen., 1962, 33, 559.
55. K. J. Irvine, J. D. Murray and Ij. B. Pickering, J. Iron Steel. Inst., 1960, 196, 166.
56. R. N. Younger and R. G. Baker, J. Iron Steel Inst., 1960, 196, 188.
57. R. J. Truman and H. W. Kirkby, J. Iron Steel Inst., 1960, 196, 180.
58. N. E. Moore and J. A. Griffiths, J. Iron Steel Inst., 1960, 197, 29.
59. J. G. Hines and E. R. W. Jones, Corr. Sci., 1962, 2, 95.
60. E. J. Heeley and A. T. Little, J. Iron Steel Inst., 1956, 182, 241.
61. I. D. G. Berwick, Metallurgia, 1966 (May), 218.
62. F. G. Wilson, Brit. Corr. J., 1971, 6, 100.
63. L. Columbier and J. Hochman, Aciers Inoxydables, Aciers Refractaires, Dunod, Paris,
1965.
64. Corrosion Resistance of the Austenitic Chromium-Nickel Stainless Steels in Chemical
Environments, International Nickel Ltd.
65, Corrosion Resistance of the Austenitic Chromium-Nickel Stainless Steels in Marine
Environments, International Nickel Ltd.
66. N. D. Green and M. G. Fontana, Corrosion, 1959, 15, 41.
67. J. M. Kolotyrkin, Corrosion, 1963, 19, 261.
173
69. Z. Szlarsko-Smialowska and M. Janik-Czachar, Corr. Sci., 1967, 7, 65.
70. T. Tokuda and M. B. Ives, Corr. Sci., 1971, 11, 297.
71. F. P. A. Robinson, Corr. Tech., 1960, 7, 237.
72. A. Szummer et al., Corr. Sci. 1968, 8, 827.
73. M. Smialowski et al., Corr. Sci., 1969, 9, 123,
74. G. Eklund, Jernkont. Ann., 1970, 154, 321.
75. M. Henthorne, Corrosion, 1970, 26, 511. ' ,
76; G. F. Maksimova, Protection of Metals, 1969, 5, 257.
77. S. C. Britton and U. R. Evans, J. Chem. Soc., 1930, 1773.
78. T. P. Hoar, Trans. Faraday Soc., 1949, 45, 683.
79. J. M. Kolotyrkin, J. Electrochem. Soc., 1961, 108, 209,
80. T. P. Hoar, Proc. 3rd Int. Cong. Met. Corr. Moscow 1969, 1, 88.
81. J. R. Ambrose and J. Kruger, Metals and Materials, 1971, 5, 187.
82. B. Holmes, T. Gladman and F. B. Pickering, unpublished work.
83. Symp. on ‘Stress corrosion cracking of metals’, A.I.M.E.-A.S.T.M. 1949.
84. T. N. Rhodin, ed., Physical Metallurgy of Stress Corrosion Fracture, Interscience, 1959.
85. U. R. Evans, Stress Corrosion Cracking and Embrittlement, Wiley (New York), 1959.
86. H. L. Logan, The Stress Corrosion of Metals, Wiley (New York), 1966.
87. Fundamental Aspects of Stress Corrosion Cracking, Ohio State Univ., 1967.
88. P. R. Swann and J. Nutting, J. Inst, of Met., 1961-62, 90, 133.
89. H. R. Copson, Proc. Isz Int. Cong. Met. Corr., Butterworth (London) 1962, 328.
90. В. E. Wilde and J. E. Weber, Brit. Corr. J., 1969, 4, 42.
91. H. Coriou et al., Fundamentals of Stress Corrosion Cracking. Ohio State Univ., 1969,
352.
92. C. S. Tedmon and D. A. Vermilyea, Corrosion, 1971, 27(9), 376.
93. G. Parkin, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 76, 1962, 87.
94. T. Gladman and F. B. Pickering, unpublished work.
95. International Nickel Co. Publ. Jan. 1970.
96. Sheet Metal Industries, 1968, June.
97. E. J. Dulis, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 86, 1964, 162.
98. С. M. Hsiao and E. J. Dulis, Trans. A.S.M., 1958, 50, 773.
99. С. M. Hsiao and E. J. Dulis, ibid., 1957, 49, 655.
100. С. M. Hsiao and E. J. Dulis, ibid.,1960, 52, 855.
101. A. G. Allten et al. ibid., 1954, 46, 1318.
102. R. Schempp et al., U.S. Patent 2686116, 1954.
103. Armco Product Data Book, 17-1 OP Stainless Steel, 1957.
104. K. Bungardt and A. von den Steinen, Stahl u. Eisen, 1961, 81, 442.
105. B. R. Banerjee, E. J. Dulis and J. J. Hauser, Trans. A.S.M., 1968, 61, 103.
106. A. V. A. Saatinen, Scand. J. Met., 1973, 2(3), 161.
107. A. F. Rowcliffe and R. B. Nicholson, Acta Met., 1972, 20, 143.
108. Crucible Preliminary Data Sheet Crucible HNM, June 1960.
109. R. Blower and G. Mayer, Iron and Steel Inst. Spec. Rep. No. 86, 1964, 184.
110. F. G. Wilson and F. B. Pickering, J. Iron Steel Inst., 1966, 204, 628.
111. M. J. Blackburn, Ph.D. thesis, Cambridge University, 1961.
112. D. Parsons, Inst, of Physics Conf, on ‘Electron microscopy’, 1963.
113. F. G. Wilson and F. B. Pickering, Acta Met., 1968, 15, 115.
114. F. B. Pickering, Heat Treatment '73, The Metals Soc., 1975, 1.
115. H. Hughes, J. Iron Steel Inst., 1965, 203, 1018.
116. F. G. Wilson, ‘Effect of second-phase particles on the mechanical properties of steels’,
Iron and Steel Institute, 1971, 16.
117. H. Gleiter, Z.A. Phys., 1967, 23, 108.
118. V. Gerold and H. Haberkorn, Phys. Status. Solidi., 1966, 16, 675.
Рекомендуемый библиографический список -------;---
Бабаков А. А., Приданцев М. В. Коррозионностойкие стали и сплавы. М.,
«Металлургия», 1971. 319 с. с ил.
Бернштейн М. Л. Структура деформированных металлов. М., «Металлургия»,
1977. 431 с. с ил.
Бирман С. Р. Экономнолегированные мартенситностареющие стали. М., «Ме-
таллургия», 1974. 207 с. с ил.
Гладштейн Л. И., Литвиненко Д. А. Высокопрочная строительная сталь. М.,
«Металлургия», 1972. 240 с. с ил.
Гуляев А. П. Металловедение. М., «Металлургия», 1977. 647 с. с ил.
Крицкая В. К. Влияние облучения на процессы .перераспределения углерода
в решетке мартенсита. Сб. «Несовершенства кристаллического строения и
мартенситные превращения». М., «Наука», 1972, с. 94—100.
Крупин А. В., Соловьев В. Я. Пластическая деформация тугоплавких спла-
вов. М., «Металлургия», 1971. 350 с. с ил.
Курдюмов Г. В., Утевский Л. М., Энтин Р. И. Превращение в железе и в
стали. М., «Наука», 1977. 238 с. с ил.
Ланская К. А. Высокохромистые жаропрочные стали. М., «Металлургия»,
1976. 216 с. с ил.
Лейкин И. М., Литвиненко Д. А., Рудченко А. В. Производство и свойства
низколегированных сталей. М., «Металлургия», 1972. 256 с. с ил.
Перкас М. Д. Структура и свойства высокопрочных мартенситностареющих
сталей. М., «Машиностроение», 1974. 73 с. с ил.
Погодин В. П., Богоявленский В. П., Сентюев В. Н. Межкристаллитная кор-
розия и коррозионное растрескивание нержавеющих сталей в водных средах.
М., «Атомиздат», 1970. 422 с. с ил.
Погоржельский В. И., Литвиненко Д. А., Матросов Ю. И., Иваницкий А. В.
Контролируемая прокатка. М., «Металлургия», 1979. 183 с. с ил.
Потак Я- М. Высокопрочные стали. М., «Металлургия», 1972. 208 с. с ил.
Потак Я- М., Сагалевич Е. А. Структурная диаграмма деформируемых не-
ржавеющих сталей. МиТОМ, 1971. № 9, с. 12—15.
Приданцев М. В., Талое Н. П., Левин Ф. Л. Высокопрочные аустенитные ста-
ли. М., «Металлургия», 1969. 247 с. с ил.
Садовский В. Д. Структурная наследственность в стали. М., «Металлургия»,
1973. 205 с. с ил.
Томашев Т. Д., Чернова Г. П. Коррозия и коррозионностойкие сплавы. М.,
«Металлургия», 1973. 232 с. с ил.
Тяпкин Ю. Д. Закономерности формирования квазипериодических (модули-
рованных) структур. Сб. «Структурный механизм фазовых превращений ме-
таллов и сплавов». М., «Наука», 1976, с. 104—112.
Фельдгандлер Э. Г., Савкина Л. Я- Влияние легирования иа упрочнение мар-
тенситных нержавеющих сталей систем железо — хром — никель и железо —
хром — кобальт. МиТОМ, 1975, № 9,.с. 30—35.
Щербединский Г. В., Ващенко А. П., Гуревич Я. Б., Еднерал А. Ф. Принципы
формирования высокопрочных состояний и новые методы упрочнения стали.
Сб. ЦНИИЧМ, М., «Металлургия», 1981, 290 с. с ил.
Предметный указатель
Аустенит, превращение в мартенсит 119, 120, 136, 143
, старение 97
—, температура образования 103, 115
Аустенитные нержавеющие стали 134—160
-----аустенитно-дельтаферритные 155
-----высокопрочные 151—155
-----, глубокая вытяжка 140—142
-----, двойникование 138
-----, деформационное упрочнение 142—145, 151
-----*, дисперсионное твердение 155—160
-----, контролируемая прокатка 151—154
-----, коррозия 147—149
-----, коррозия под напряжением 149
-----, легирующие элементы 134—136, 138—139, 143, 144, 154, 156—158
-----метастабильные 143, 144
-----, образование мартенсита 139, 140
:----, отжиг 141
-----, относительное сужение 137, 140
-----, предел прочности 137—140
-----, предел текучести 137—140, 152, 153
-----, разрушение сварного шва 146 *
-----, свариваемость 146, 147
-------, теплая деформация 151—154
-------, упрочнение в результате образования твердого раствора 154
-------карбофосфидное 157 |
— =---, фазовый состав 134, 135
-------, холодная деформация 140—145 •
Бейнит верхний 68, 70, 72, 73
— нижний 69, 70, 72, 73
—, механизмы упрочнения 69—71
—, микроструктура 68—71
—, ударная вязкость 71-Т-73
Бейнитные стали 62—78
----высокоуглеродистые 75—78
----, легирующие элементы 66, 67, 77, 78
----низкоуглеродистые 74, 75
----, предел прочности 63, 67, 68
----, предел текучести 63, 67, 68
----, ударная вязкость 71—73
-----, температура начала бейнитного превращения 25, 65—67, 75—77
----, температурный порог хрупкости 73
Вторичное твердение 82—86, 105, 106
Высокопрочные низколегированные стали 38—55
-------, деформируемость 46, 47
-------, легирующие элементы 41, 44—46
-------, пластичность 47, 52
-------, предел прочности 40, 44
-------, предел текучести 39, 41—45, 49
-------, природа прочности и пластичности 40—45
-------, способы получения 48—51
-------, ударная вязкость 49, 51, 53
Гомогенизация высокотемпературная 115
Дельта-феррит в сталях аустенитных нержавеющих 19, 137, 139, 145, 146, 155
----коррозионностойких с 12% Сг 101, 109
----нержавеющих с контролируемым превращением 111, 112, 118
176
Деформационное старение 11
•-низкоуглеродистых мягких сталей 27—29, 31, 34, 35, 37
--сверхпрочных сталей 91, 93
Деформационное упрочнение сталей 12
------аустенитных нержавеющих 138, 140, 142—145, 151
------высокопрочных низколегированных 46, 48, 50
------, механизм и скорость 12, 14, 19, 20, 23
------нержавеющих с контролируемым превращением 119
------низкоуглеродистых мягких 32, 33
------сверхпрочных 92, 93
------среднеуглеродистых феррито-перлитных 57, 58
Дисперсионное твердение сталей 9, 11, 16—19
------аустенитных нержавеющих 155—160
------ бейнитных 74
--.— высокопрочных низколегированных 41—43, 45
------нержавеющих с контролируемым превращением 113
------коррозиоиностойких с 12% Сг 105—109
------сверхпрочных 94—98
Дисперсные фазы 16—22
Зерна структуры, границы 15, 16
--, измельчение 15, 16, 90
--, размер 13—16
------в сталях высокопрочных низколегированных 38—41, 48—51
--------низкоуглеродистых мягких 28, 33, 34, 37
--------среднеуглеродистых феррито-перлитных 56—58, 60—62
------и деформационное упрочнение 32, 33
------ и пластичность 13, 14
--------и прочность 9, 13—16, 24
Интерметаллиды 95, 97, 121, 122, 125, 127, 133, 146, 158—160
Карбиды 32, 42, 48—50, 53, 54, 57, 83, 84, 137, 146, 149, 150
Карбонитриды 42, 132, 145, 155, 157
Контролируемая прокатка 48—50, 61, 62, 151—154
Коррозия сталей аустенитных нержавеющих 147—149
----коррозионностойких с 12% Сг 99, 109
----мартенситностареющих 98
----межкристаллитная 130, 131, 147, 148
----ферритных нержавеющих 130—132
----питтинговая 109, 130, 131, 148
----под напряжением 105, 131, 132, 149
Коррозионностойкие стали 99—110
----высокохромнстые 109, ПО
----низкоуглеродистые мартенситные 99—109
----с вторичным твердением 104—109
----с повышенным содержанием углерода 109
Легирующие элементы, азот 32—35, 44, 45, 106, 154—156
----, алюминий 27, 29, 34, 44, 45, 74, 81, 117, 133, 158, 159
----, бериллий 97
----, бор 27, 34, 64, 75
----, ванадий 34, 39, 41—43, 45, 82—84, 102—104, 115
----. вольфрам 82, 102, 108, 109, 112
----, кальций 39, 52, 53
----, кобальт 82, 94—98, 107—109, 111—113, 116
----, кремний 41, 46, 81, 82, 112
----, марганец 26, 32—35, 46—49, 55, 57, 61, 67, 111, 112
----, медь 31, 74, 82, 97, 107, 111, 112, 116, 117
----, молибден 64, 74, 82—84, 94—98, 102—104, 107—109, 111, 116, 117
177
------, никелевый эквивалент 101, 135
----, ниобий 39, 41—43, 45, 48—51, 74, 117
----, титан 31, 34, 39, 41—43, 94, 97, 112, 117, 133, 158, 159
----, углерод в сталях аустенитных нержавеющих 148, 150, 155—157
---------бейнитных 63, 65—67, 69, 70, 75, 77
---------высокопрочных низколегированных 38—41, 44, 46—48
---------коррозионностойких с 12% Сг 99—101, 106, 109
---------низколегированных мягких 32, 33, 36
---------сверхпрочных 79, 80, 82, 93
---------феррито-перлитных 55—57, 59
----, эквивалент углеродный 46
-----, хромовый эквивалент 101, 135
-----, церий 39, 52, 53
----, цирконий 39, 52, 53
Мартенсит 45, 79, 80, 90, 126
— низкоуглеродистый 94, 100
— из метастабильного аустенита 119, 120, 136, 143
— отпущенный 80—82, 90—92
—, прочность 65, 80, 91, 92, 126
— в ферритных нержавеющих сталях 119, 126, 127
Нержавеющие стали с контролируемым превращением 100, 110—120
---------, легирующие элементы 111—ИЗ
---------, методы, стимулирующие превращение 113—115
--------, пластичность 117, 118, 120
---------} предел прочности 117, 118
---------1 предел текучести 118, 120
---------, ударная вязкость 120
Нитриды 30, 31, 35, 48, 49
Нормализация 48, 61, 62, 74
Отжиг аустенитных нержавеющих сталей 152, 153
— низкоуглеродистых мягких сталей 26, 30, 33—35
Отпуск 53, 54, 67, 73, 80—82, 91, 93, 104, 153
—, устойчивость против отпуска 82—86, 103, 104
Охлаждение регулируемое 50, 51
Патентирование 57, 58, 92, 93
Перлит 20, 39, 40, 55—61, 92, 93
Пластичность сталей аустенитных нержавеющих 137, 139—145
----бейнитных 68, 76
----высокопрочных низколегированных 47, 52
----и размер зерна 14
----и содержание элементов в твердом растворе 12
'---, наведенная превращением (трип-эффект) 119, 120
----нержавеющих с контролируемым превращением 117, 118, 120
----низкоуглеродистых мягких 27, 28, 33, 37
----сверхпрочных 81, 89, 91, 95—98
— — среднеуглеродистых феррито-перлитных 57
Предел прочности сталей аустенитных нержавеющих 135, 138, 152, 153
------бейнитных 65—68
------высокопрочных низколегированных 40, 44
------нержавеющих с контролируемым превращением 117, 118
------перлитных холоднотянутых 92, 93
------сверхпрочных 81, 89, 91, 93, 95—98
------феррито-перлитных 56
Предел текучести сталей аустенитных нержавеющих 135, 139, 140, 153, 154
------бейнитных 67—71, 76
------высокопрочных низколегированных 39, 41—45, 49
178
-------и механизм упрочнения 9, 13, 18, 19
-------и размер зерна 7, 8, 13, 14, 39
-------сверхпрочных 87, 89, 91, 92, 95—98
-------феррито-перлитных 55, 56
Примеси, кислород 35
—, сера 33, 46, 47, 53, 80
—, фосфор 31, 44, 46, 47, 80, 81, 157
Прокаливаемость 49, 54, 82, 86
Свариваемость сталей аустенитных нержавеющее 146, 147
----беййитных 66, 75
----высокопрочных низколегированных 38, 46
---- сверхпрочных 79
----ферритных нержавеющих 129, 130
Сверхпрочные (особовысокопрочные) стали 79—99
----, аустенитизация 90
----мартенситностареющие 94—99
-------экономнолегированные 97, 98.
----, отпуск 80—83
----, пластичность 81, 89, 91, 95—98
----, предел прочности 81, 89, 91, 93, 95—98
----, предел текучести 87, 89, 91, 92, 95—98
----термомеханическая обработка 86—90
----, ударная вязкость 81, 95—98
Стали аустенитные 8, 100, 119—120
----нержавеющие 134—160
— бейнитные 62—79
— высокопрочны^ низколегированные 38—55
— для производства высокопрочной жести 35—38
— жаропрочные 99
— заэвтектоидные 77
— кипящие 26, 30, 31, 35
— крипоустойчивые 99
— коррозионностойкие с 12% Сг 99—109
— мартенситностареющие 94—99
— нержавеющие с 16—17% Сг 109, НО
— нержавеющие с контролируемым превращением 110—120
— низк’оуглеродистые мягкие 24—38
— рельсовые 61, 62
— сверхпрочные (особовысокопрочные) 79—99
— с пластичностью, наведенной превращением (трип-стали) 119, 120
— ферритные нержавеющие 120—134
Старение 94—98, 105—109, 115—117, 134
Сульфиды 32, 47, 52, 53
Температурный порог хрупкости (вязко-хрупкий переход) 7, 14, 19, 39—41,
44, 53, 72, 73, 81, 98, 125, 126
Термомеханическая обработка 86—90, 1-20
----высокотемпературная 88, 89, 109, 119
----низкотемпературная 74, 86—88
----, совмещенная с перлитным превращением 89, 90
Трещины вследствие включений 21
---- ликвации 146
— под влиянием зоны нагрева при сварке 45, 67, 146
— при коррозии под напряжением 131, 132
— при ползучести 146
Ударная вязкость сталей аустенитных нержавеющих 156
-------бейнитных 71, 73
------высокопрочных низколегированных 49, 51, 53
179
— н---сверхпрочных 81, 95—98
-----феррито-перлитных 58—62
Упрочнения механизм 2—25
Холла — Петча соотношение 7, 13, 18, 21, 23, 39, 70, 124, 138
Холодная деформация сталей аустенитных нержавеющих 140—145
------мартенситностареющих 97
------мартенситных высокопрочных 90, 91
------нержавеющих с контролируемым превращением 115
------низкоуглеродистых мягких 25—29, 35, 37, 38
------перлитных 92, 93
Холодом обработка 96, 97, 114, 118, 120
Хрупкость сталей 11, 13
----аустенитных нержавеющих 146, 149
---- водородная 80, 85
----, сварного шва 45, 67, 12Q, 1.46
----сверхпрочных 81, 85
---- тепловая 26
----ферритных нержавеющих 129
Шеффлера диаграмма 101
Оглавление
Стр.
Предисловие к русскому изданию................................ • $
Предисловие........................................................ 4
Глава 1, Принципы, лежащие в основе разработки сталей (пер.
докт. физ.-мат. наук Л, П, Потапова)..................... 5
1. Факторы, учитываемые при разработке сталей .... 5
2. Регулирование свойств и микроструктуры..................... 6
3. Основные принципы разработки новых марок сталей . . 6-
Глава II. Механизмы упрочнения сталей (пер. докт. физ.-мат. наук «
Л, П, Потапова).......................................... 9
1. Упрочнение в результате образования твердых растворов . 10
2. Размер зерен...........................................13
3. Влияние частиц второй фазы на упрочнение.............. 16-
4. Дислокации................................................ 22
5. Влияние превращений на упрочнение......................24
Глава III. Низкоуглеродистые мягкие стали (пер. канд. техн, наук
М. Н. Спасского).........................................25
1. Требования-к сталям, подвергаемым холодной деформации . 26
2. Высокопрочная жесть....................................35
Глава IV. Высокопрочные низколегированные конструкционные стали
(пер. канд. техн, наук А. П. Ващенко)...............................38
1. Низ’коуглеродистые феррито-перлитные стали .... 39
2. Влияние формы включений...........................51
3. Закаленные и отпущенные стали.....................53
Глава V. Среднеуглеродистые феррито-перлитные стали (пер. канд.
техн, наук М. Н. Спасского)..............................55
1. Связь между структурой и свойствами...............55
Глава VI. Бейнитные стали (пер. канд. техн, наук М. Н. Спасского) 62
1. Низкоуглеродистые бейнитные стали................ 62
2. Свойства низкоуглеродистого бейнита при ударном нагружении 71
3. Разработка низкоуглеродистых бейнитных сталей ... 74
4. Высокоуглеродистые бейнитные стали................75
Глава VII. Высокопрочные стали (пер. канд. техн, наук А. П. Ващен-
ко и канд. физ.-мат. наук А. Ф. Еднерала) .... 79
1. Стали, отпущенные при низких температурах (пер. А. П. Ва-
щенко) .......................................................80
2. Вторично твердеющие стали (пер. А. П. Ващенко) ... 82
3. Термомеханическая обработка (пер. А. П. Ващенко) . . 85
4. Методы быстрой аустенитизации (пер. А. П. Ващенко) . . 90
5. Другие виды термической обработки высокопрочных мартен-
ситных сталей (пер. А. П. Ващенко)............................90
6. Связь структуры со свойствами отпущенного мартенсита (пер.
А. П. Ващенко)............................................... 91
7. Перлитные стали, полученные методом холодного волочения
(пер. А. П. Ващенко)..........................................92
8. Мартенситно-стареющие стали (пер. А. Ф. Еднерала) . . 94
9. Другие мартенситно-стареющие стали (пер. А. Ф. Еднерала) 97
10. Основные свойства и применение (пер. А. Ф. Еднерала) . 98
Глава VIII, Нержавеющие стали с 12 % Сг (пер. канд. физ.-мат.наук
А. Ф. Еднерала).................................................... 99
181
Стр.
1. Низкоуглеродистые мартенситные нержавеющие стали с
12% Сг.......................................................100
2. Разработка высокопрочных низкоуглеродистых сталей с 12% Сг 104
3. Пути повышения прочности низкоуглеродистых сталей с
12 % Сг [6, 24]............................................105
4. Высокоуглеродистые стали с 12 % Сг.....................• 109
5. Высокохромистые стали.....................................109
Глава IX. Нержавеющие стали с контролируемым превращением
(пер. канд. техн, наук А, П. Ващенко)...............................ПО
1. Принципы, лежащие в основе создания нержавеющих сталей с
контролируемым превращением...................................ПО
2. Разработка-нержавеющих сталей с контролируемым превра-
щением .............................................; ... 111
3. Методы, стимулирующие превращения.......................113
4. Влияние вторичного отпуска или старения . . . . . 115
5. Типичные свойства и области применения сталей с контроли-
руемым превращением..........................................117
6. Стали с пластичностью, обеспечиваемой превращением (трип-
стали) .......................................................119
Глава X. Ферритные нержавеющие стали (пер. канд. техн, наук
Т. В. Свистуновой)...........................................121
1. Основная характеристика и составы....................121
2. Производство ферритных нержавеющих сталей . . . . 123
3. -Связь между структурой и свойствами...................123
4. Эффекты охрупчивания......................................127
5. Способность к формоизменению..............................128
6. Сварка....................................................129
7. Коррозия..................................................130
8. Коррозия под напряжением..................................131
9. Перспективы дальнейших разработок....................132
* Глава XI. Аустенитные нержавеющие стали (пер. канд. техн, наук
Т. В. Свистуновой).............................................134
1. Состав аустенитных сталей ........... 134
2. Превращение аустенита в мартенсит........................136
3. Некоторые особенности производства аустенитных нержавею-
щих сталей..................................................136
4. Связь между структурой и свойствами......................137
5. Холодная деформация и способность к формоизменению . 140
6. Эффекты хрупкости........................................146
7. Сварка и дефекты сварных соединений......................146
8. Общая и питтинговая коррозии.............................147
9. Коррозионное растрескивание под напряжением .... 149
10. Стандартные аустенитные нержавеющие стали .... 149
11. Высокопрдчные аустенитные нержавеющие стали ... 151
Библиографический список......................................... 161
Рекомендуемый библиографический список . 175
Предметный указатель............................................. 176
ИВ № 2111
Ф, Б, Пикеринг
ФИЗИЧЕСКОЕ МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ И РАЗРАБОТКА СТАЛЕЙ
Перевод с английского А. П. Бащенко,
А. Ф. Еднерала, Л. П. Потапова,
Т. В. Свистуновой, М. И. Спасского
Редактор издательства Н. И. Шалимова
Художественный редактор А. И. Гофштейн
Технический редактор Af. /7. Воскобойникова
Корректоры И. Д. Король, Г. Ф. Лобанова
Обложка художника Б. Г. Дударева
Сдано в набор 17.06.81. Подписано в печать 05.12.81. Формат бумаги бОХЭО'/ц. Бумага'
типографская № 2. Гарнитура литературная. Печать высокая. Печ. л. 11,5. Кр.-отт. 11,75.
Уч.-изд. Л. 15,79. Тираж 3000 экз. Заказ 786. Цена 2 р. 40 к. Изд. № 0496
Издательство «Металлургия», 119034, Москва, Г-34, 2-й Обыденский пер., д. 14
Владимирская типография «Союзполнграфпрома» при Государственном комитете СССР
по делам издательств, полиграфии и книжной торговли
600000, г. Владимир, Октябрьский проспект, д. 7