Сталь при низких температурах

Обновлено: 08.02.2023

Хрупкое разрушение стальных конструкций наблюдается особенно часто при низких температурах. Упомянутые выше случаи разрушения резервуаров а судов происходили при температурах ниже нуля. В условиях крайнего севера, где металлические конструкции и механизмы работаюг зачастую при температурах —40° и —50°, хрупкие разрушения, особенно часты, и проектирование сооружений, работающих в этих условиях, требует особого внимания. Явление хрупкости стали при низких температурах получило название хладноломкости. Схематическое объяснение хладноломкости может быть следующее (А. Ф. Иоффе, 1924 г.). Пластические свойства металла в сильной степени зависят от температуры, предел текучести с понижением температуры повышается. В то же время сопротивление отрыву практически не зависит от температуры. Поэтому при низких температурах условия перехода от хрупкого разрушения к пластическому меняются и отрыв становится возможным прежде, чем наступит пластическое состояние. В частности, и при растяжении может случиться, что образец разорвется прежде, чем появятся пластические деформации. Не у всех металлов оказывается возможным получить хрупкое разрушение при растяжении за счет понижения температуры; металлы с гранецентрированной решеткой сохраняют пластические свойства при весьма низких температурах, среднеуглеродистая сталь, весьма пластичная в обычных условиях, становится хрупкой при растяжении лишь при температуре жидкого водорода. При динамическом деформировании, предел текучести оказывается выше, чем при статическом, поэтому критическая температура хладноломкости, то есть температура перехода от вязкого разрушения к хрупкому, повышается. В опытах Давидеикова Н. Н. (1936 г.), который испытывал на ударное растяжение цилиндрические образцы из среднеуглеродистой стали, критическая температура получилась —95° для крупнозернистой структуры и — 160° для мелкозернистой. При сложном напряженном состоянии, например в месте концентрации напряжений, условия перехода от пластического разрушения к хрупкому будут другими и критическая температура, определенная в этих условиях, отличается от критической температуры, найденной путем испытания гладких образцов на растяжение. В настоящее время не существует теории, которая позволяла бы надежным образом производить расчеты на прочность в условиях низких температур с тем, чтобы предусматривать возможность хрупкого разрушения, однако надлежащий выбор, материалов и соблюдение некоторых конструктивных и технологических предосторожностей позволяют избежать хладноломкости.

Для нахождения критической температуры хладноломкости стремятся создать такие условия, при которых склонность к хрупкому разрушению проявляется наиболее сильно. Стандартным методом испытаний для этого в настоящее время является испытание на ударную вязкость. Термин «ударная вязкость» в данном случае не очень удачен, определяемая характеристика не имеет ничего общего с физической вязкостью. Образец для этого испытания изображен на рис. 271, сечение его квадратное, с одной стороны сделай надрез.

Образец располагается симметрично на двух опорах так, что на опорах лежит надрезанная сторона, по противоположной стороне, прямо против надреза, производится удар. Копер представляет собою маятник, падающий с известной высоты. Отмечается та высота, с которой упал маятник, а также та высота, которую достигнет его центр тяжести после того, как образец разрушен. Разность этих высот, умноженная на вес маятника, представляет собою затраченную на разрушение работу. Ударной вязкостью и называется работа разрушения, отнесенная к площади сечения образца в месте надреза. Этой величине трудно приписать какое-то определенное физическое значение, это есть некоторая условная характеристика, которая, как оказывается, чрезвычайно чувствительна к способности материала к хрупкому разрушению. Пониженная величина ударной вязкости иногда обнаруживается у материалов, для которых обычные механические характеристики — временное сопротивление и удлинение при разрыве — не выходят за пределы нормы. Однако при сложном напряженном состоянии изделия из таких материалов иногда дают хрупкое разрушение. Поэтому испытание на ударную вязкость является обязательным, например, для поковок роторов турбин и турбогенераторов.

Величина ударной вязкости позволяет выявить склонность к хладноломкости раньше, чем другие методы. На рис. 272 приведена типичная кривая зависимости ударной вязкости от температуры (Е. М. Шевандин). Как видно, с понижением температуры ударная вязкость снижается, сначала постепенно, а потом внезапно, скачком, достигая чрезвычайно низкой величины. Соответствующая температура называется критической температурой хладноломкости. Описанный метод оценки склонности стали к хладноломкости был детально разработан Н. Н. Давиденковым, Ф. Ф. Витманом и другими. Условия, в которых разрушается образец при испытании на ударную вязкость, являются настолько тяжелыми, что для реальных металлических конструкций при температурах, превышающих критическую, опасность хрупкого разрушения не возникает.

Установлено, что содержание фосфора, серы, кислорода, азота и некоторых других примесей чрезвычайно неблагоприятно влияет на прочность стали при низких температурах. Для крупнозернистой стали критическая температура хладноломкости оказывается выше, чем для мелкозернистой, поэтому отжиг оказывает неблагоприятное действие. Нормализация или закалка с высоким отпуском повышает хладностойкость. В конструкциях, предназначенных для службы при низких температурах, следует избегать концентраторов напряжений, а также принимать меры к устранению остаточных напряжений, которые появляются, например, в результате сварки.

Превращения, происходящие в железе и стали при нагреве и охлаждении

Внимательно всмотревшись в излом металла, ясно можно увидеть, что он представляет собой нагромождение (совокупность) отдельных кристаллов (зерен), крепко сцепленных между собой. Мельчайшей частицей металла, как и всякого другого вещества, является атом. В элементарных ячейках, из которых состоят кристаллы железа, атомы расположены в определенном порядке. Это расположение изменяется в зависимости от температуры нагрева. При любой температуре ниже 910° атомы в ячейках кристаллов располагаются в виде куба, образуя так называемую кристаллическую решетку альфа-железа. В этом кубе восемь атомов расположены в углах решетки и один в центре.

При нагреве свыше 910° происходит перегруппировка атомов и кристаллическая решетка представляет собою форму куба с четырнадцатью атомами; условно ее называют решеткой гамма-железа. При температуре 1390° решетка гамма-железа перестраивается в решетку с девятью атомами, носящую название дельта-железо. Эта решетка отличается от решетки альфа-железа несколько большим расстоянием между центрами атомов и сохраняется до момента расплавления железа, т. е. до 1535° (Рис. 1).

Перестройка кристаллической решетки при медленном охлаждении происходит в обратном порядке: дельта-железо при 1390° превращается в гамма-железо, а гамма-железо при 898° превращается в альфа-железо.

строение кристаллической решетки

Рис. 1. Строение кристаллической решетки: а — альфа и дельта железа; б — гамма железа.

Критические точки превращения

На рис.2 показаны кривые охлаждения и нагревания чистого железа. Как видно из этих кривых, в процессе перестройки одной решетки в другую, а также при расплавлении и затвердевании железа происходят температурные остановки, являющиеся результатом выделения дополнительного количества тепла при охлаждении и поглощении дополнительного количества тепла при нагревании.

Кривые охлаждения и нагрева чистого железа

Рис. 2. Кривые охлаждения и нагрева чистого железа.

Температурные остановки, при которых происходят перестройки решеток, называются критическими температурами или критическими точками и обозначаются Аrпри охлаждении и Ас при нагревании. В точках Аr2и Ас2,не происходит перестройка атомной решетки, а изменяются магнитные свойства железа. При температуре выше 768° железо теряет способность притягиваться магнитом. При очень малой скорости нагревания и охлаждения критические точки А с3и Аr3не совпадают друг с другом на 12°. При увеличении скорости охлаждения несовпадение критических точек увеличивается, так как температура значительно снижается и железо переохлаждается. Это явление, носит название гистерезис.

При нагревании и охлаждении стали происходит также перестройка атомной решетки, но температуры критических точек не постоянны. Они зависят от содержания углерода и легирующих примесей в стали, а также от скорости нагревания и охлаждения.

На рис. 3 представлена диаграмма состояния углеродистой стали при медленном охлаждении и нагревании.

Рис.3. Диаграмма состояния углеродистых сталей.

Структура стали

Структурой стали называется внутреннее ее строение. Углерод в стали находится в виде химического соединения с железом, и это соединение называется — цементит. Кроме цементита, в стали имеется феррит, представляющий собой почти чистое железо. В зависимости от содержания углерода большая или меньшая часть феррита находится в механической смеси с цементитом, образуя новую структуру — перлит. Если небольшой кусок металла прошлифовать, отполировать и протравить в специальном реактиве, то под микроскопом можно различить структуры. Ниже приводится описание структур железоуглеродистых сплавов.

Аустенит представляет собою твердый раствор углерода и других элементов в гамма-железе. Наибольшее содержание углерода, которое может раствориться в ау-стените — это 2%. Аустенит образуется при затвердевании жидкой стали и при нагреве твердой стали выше критических температур.

В обычных сталях аустенит устойчив только лишь при температуре выше критических точек. При охлаждении, даже самом быстром, с этих температур аустенит превращается в другие структуры. При комнатной температуре аустенит полностью сохраняется в ряде марок нержавеющих сталей, в высокомарганцовистой стали и в незначительном количестве остается при закалке некоторых марок инструментальной и конструкционной сталей.

Аустенит мягок, пластичен, тягуч, мало упруг. Твердость его по Бринелю находится в пределах 170—220.

Аустенит немагнитен, обладает невысокой электропроводностью.

Феррит представляет собой твердый раствор углерода и других элементов в альфа-железе. Наибольшее содержание углерода, которое может раствориться в феррите, это 0,04%. Феррит устойчив при температурах ниже критической точки AC1. Он выделяется из аустенита при медленном охлаждении последнего ниже A6i. Феррит мягок, сильно тягуч. Твердость HB= 60—100. Феррит магнитен до 768°. Свыше этой температуры он теряет магнитные свойства.

Цементит представляет собой химическое соединение железа с углеродом Fe3C—карбид железа. Цементит содержит углерода 6,67%. Выделяется из жидкого и твердого раствора при медленном охлаждении. Цементит весьма тверд и хрупок. Твердость его НB= 800—820. Он магнитен до 210°. Выше этой температуры цементит теряет магнитные свойства.

Перлит представляет собой механическую смесь феррита и цементита. Он образуется из аустенита при медленном его охлаждении. Температура превращения аустенита в перлит 723°С. При весьма медленном переходе через эту температуру цементит образуется в виде зерен (глобулей), и тогда перлит называется зернистым. При более быстром охлаждении цементит приобретает форму пластинок, и такой перлит называется пластинчатым. При весьма быстром охлаждении в результате значительного переохлаждения аустенита вместо перлита получаются другие структуры, о которых речь будет ниже.

Перлит магнитен, прочен и пластичен. Твердость его находится в пределах от 160 до 230 кг/мм 2 по Бринелю. При обработке резанием наиболее чистую поверхность дает структура зернистого перлита.

Мартенсит образуется в результате весьма быстрого охлаждения (закалки) аустенита. При быстром охлаждении успевает произойти перестройка кристаллической решетки гамма-железа в решетку альфа-железа, выделение же углерода в карбид железа не успевает произойти, и он весь остается растворенным в решетке альфа-железа. Так как нормально альфа-железо может растворить в себе не более 0,04% углерода, то такой раствор называют пересыщенным. Он отличается весьма большой твердостью (свыше Rc= 60) и хрупкостью. Следует указать, что решетка альфа-железа, получающаяся в результате закалки, имеет искаженную форму. Так, размеры ее граней не одинаковы — в одном направлении они удлинены за счет других (см. рис. 4). Такая решетка называется тетрагональной. Чем больше в стали углерода, тем больше тетрагональность решетки и тем более велики внутренние напряжения. При нагревании до температур 100—200° тетрагональность мартенсита уменьшается, форма кристаллической его решетки приближается к форме правильного куба, и вместе с этим уменьшаются внутренние напряжения. Мартенсит магнитен.

Рис. 4. Строение кристаллической решетки стали, закаленной на мартенсит.

Троостит представляет собой высокодисперсную (мелкораздробленную) смесь феррита и карбидов. Он образуется при охлаждении аустенита с замедленной против закалки скоростью или в результате нагрева (отпуска) мартенсита в пределах 250—400°.

При нагреве закаленной стали происходит постепенное выделение углерода из кристаллической решетки с образованием карбидов. Троостит менее прочен, более пластичен, чем мартенсит. Твердость его НB330—400. При охлаждении аустенита в горячих средах в интервале 250—400° (изотермическое превращение аустенита) происходит образование игольчатого троостита, несколько более прочного, чем обычный троостит.

Сорбит представляет собой дисперсную смесь феррита и карбидов. Он образуется при охлаждении аустенита с небольшой скоростью или при нагреве (отпуске) мартенсита до 400—650°. Карбиды сорбита более крупные, чем троостита. Сорбит пластичен, вязок и магнитен. Твердость НВ 270—320.

Ледебурит представляет собой эвтектическую смесь аустенита и цементита. Он содержит углерода 4 3% Образуется ледебурит при затвердевании жидкого сплава с содержанием углерода свыше 2%. Ледебурит хрупок.

На рис. 5. представлены фотоснимки структур стали с различным содержанием углерода.

Структура стали с содержанием углерода 0,83% состоит из сплошного перлита и называется эвтектоидной; при меньшем содержании углерода структура стали состоит из перлита и феррита и носит название доэвтектоидной, а при большем содержании углерода — из перлита и цементита и называется заэвтектоидной. Температура 723°, при которой перлит переходит в аустенит, также называется критической и обозначается Ас.

Для того чтобы доэвтектоидную и эвтектоидную сталь полностью отжечь, нормализовать или закалить, их нужно нагреть до такой температуры, при которой они перешли бы в аустенитное состояние.

Рис. 5. Микроструктура отожженной углеродистой стали:

а - с содержанием углерода -0,1%

б - с содержанием углерода -0,85%

в - с содержанием углерода -1,1%

Превращения, происходящие в стали при нагревании

По диаграмме на рис. 3 можно проследить за изменениями структуры трех разных марок стали при нагревании:

  1. Сталь с содержанием углерода 0,83%. Структура стали представляет собой перлит. При температуре 723° в точке Aс1 перлит переходит в аустенит.
  2. Сталь с содержанием углерода 0,4%. Структура стали представляет собой перлит и феррит. При температуре 723° в точке К1 перлит переходит в аустенит, и по мере повышения температуры происходит растворение свободного феррита в аустените. При пересечении линии GS в точке К2 закончится растворение феррита и структура будет полностью состоять из аустенита. Для этой стали точка К1на диаграмме будет нижней критической точкой Ас1,а К2— верхней критической точкой Ас1,.
  3. Сталь с содержанием углерода 1,2%. Структура стали представляет собой перлит и цементит. При температуре 723° в точке Pi перлит переходит в аустенит, и при дальнейшем повышении температуры происходит постепенное растворение цементита в аустените. При пересечении линии SEв точке Р2 это растворение закончится. Для этой стали точка Р1 явится нижней критической точкой Ас1, а точка Ρ2 — верхней критической точкой, которая для заэвтектоидных сталей обозначается Асm.

Линия на диаграмме, обозначенная буквами GS, соответствует окончанию растворения феррита в аустените в доэвтектоидных сталях, а линия SE соответствует окончанию растворения цементита в аустените в заэвтектоидных сталях.

Следует указать, что заэвтектоидные стали при операциях термической обработки не нагревают выше линии Аcт(такая высокая температура нагрева приведет к перегреву и ухудшению свойств стали), а ограничиваются нагревом выше первой критической точки ACl, что полностью обеспечивает получение необходимых свойств.

Превращения, происходящие в стали при медленном охлаждении

В сталях, нагретых до аустенитного состояния, при весьма медленном охлаждении произойдут обратные превращения, а именно:

а) в стали с содержанием углерода 0,83% аустенит превратится в перлит;

б) в стали с содержанием углерода 0,4% сначала из аустенита начнет выделяться феррит, а затем в районе температуры 700° оставшийся аустенит превратится в перлит и

в) в стали с содержанием углерода 1,2% сначала из аустенита выделится цементит, а затем в районе температуры 700° оставшийся аустенит превратится в перлит.

Даже при весьма медленном охлаждении температура распада аустенита не совпадает с теми температурами, при которых аустенит образовался при нагревании. Чем скорость охлаждения больше, тем больше становится гистерезис, т. е. разница между критическими температурами (точками) при нагревании и охлаждении.

Превращения, происходящие в стали при быстром охлаждении

Как указывалось выше, при быстром охлаждении не успевает произойти превращение аустенита в перлит с выделением избыточного феррита или цементита, а в зависимости от скорости охлаждения аустенит превращается в новые структуры - мартенсит, троостит или сорбит. Сталь с этими структурами отличается от сталей со структурами перлита и феррита повышенной твердостью, прочностью и уменьшенной пластичностью. Если углеродистую сталь, нагретую выше критических температур, охладить очень быстро, то аустенит превратится в мартенсит и это превращение начнется лишь при температуре около 200°. При несколько меньшей скорости охлаждения образуется структура троостит, а при еще меньшей — сорбит.

В производственных условиях при охлаждении углеродистой инструментальной стали в воде образуется мартенсит, при охлаждении в масле — троостит и при охлаждении в струе воздуха -сорбит. На рис. 6 показаны микроструктуры закаленной стали.

Рис. 6. Микроструктура закаленной стали:

а — игольчатый мартенсит;

В легированных сталях, благодаря присутствию специальных элементов, для образования мартенсита не требуется столь большой скорости охлаждения, как для углеродистых сталей, и мартенсит образуется при охлаждении в масле, а для быстрорежущих сталей — и при охлаждении на воздухе.

Троостит и сорбит можно получить не только в результате ускоренного охлаждения, нои путем нагрева закаленной стали, имеющей структуру мартенсита, до температуры ниже Aс1, т. е. путем отпуска стали. В этом случае троостит получается при нагреве стали до 400°, а сорбит—при нагреве до 650°. При нагреве до промежуточных температур получаются смешанные структуры: при нагреве от 250—400° — мартенсит и троостит и при нагреве от 400—650° — троостит и сорбит. В производственных условиях троостит и сорбит получают путем отпуска закаленной стали.

Превращения, происходящие в стали при охлаждении в среде, имеющей температуру выше 200° (изотермическое превращение)

Если деталь, нагретую выше критической точки, поместить в среду, имеющую температуру от 700 до примерно 200°, и выдержать в ней до выравнивания температуры по всему сечению, то аустенит превратится в ту структуру, которая соответствует превращению при данной температуре.

О поведении стали при изотермической обработке, выборе температуры и времени выдержки судят по кривым изотермического превращения, построенным для разных марок стали.

Рис. 7. Диаграмма изотермического превращения аустенита углеродистой стали.

На рис. 7 дан вид диаграммы изотермического превращения в стали. На горизонтальной оси отложено время начала и конца превращения, а на вертикальной— температура, при которой оно происходит. Линия А с соответствует переходу аустенита в перлит, а линия Мн — образованию мартенсита из аустенита. На кривой I начинаются, а на кривой II заканчиваются структурные превращения.

Если углеродистую инструментальную сталь, нагретую до 800°, поместить в масло, расплавленную соль или щелочь при температуре 250°, в ней образуется игольчатый троостит с высокой твердостью Rc=45—55. Если эту же сталь охладить в среде, имеющей температуру свыше 600°, в ней образуется перлит и такая сталь легко обрабатывается на станках. При охлаждении стали в среде с промежуточными температурами образуются структуры троостита и сорбита с соответствующей твердостью.

Изотермический отжиг нашел большое применение при термической обработке инструментальных сталей как процесс, резко уменьшающий время по сравнению с другими видами отжига.

Изотермическая закалка в инструментальном деле применяется редко из-за недостаточной для инструмента твердости, достигаемой при этом процессе.

Источник:
Остапенко Н.Н.,Крапивницкий Н.Н. Технология металлов. М. Высшая школа,1970г.
Каменичный И.С. Практика термической обработки инструмента. Киев, 1959 г.

Конструкционные стали и сплавы для низких температур

Солнцев Ю.П., Степанов Г.А. Конструкционные стали и сплавы для низких температур

Наряду с низколегированными сталями при низких темпе­ратурах для несварных деталей широко используют среднелегированные хромоникелевые конструкционные стали с добавками вольфрама, молибдена, ванадия. К ним отно­сятся стали типа 30ХН2МФА, 38ХНЗМА, 38ХНЗМФА, 18Х2Н4МА (18Х2Н4ВА), 12ХНЗМА, содержащие 0,1— 0,4 % С и от 1,5 до 4 % №. Для повышения вязкости при низких температурах стали подвергают термообработке, состоящей из закалки и высокого отпуска. Структура ста­лей после операции улучшения представляет собой диспер­сный сорбит. Сталь 12ХНЗА применяют для цементуемых и цианируемых деталей, где требуется повышенная проч­ность, поверхностная твердость в сочетании с вязкой серд­цевиной. Из нее изготовляют также корпуса клапанов, ци­линдры поршневых детандеров, детали арматуры и насо­сов. Сталь 18Х2Н4МА применяют для изготовления ответственных высоконагруженных деталей, работающих при статических, циклических и динамических нагрузках с температурой эксплуатации 200—670 К (шпилек, подвесок, осей, валов турбодетандеров и др.). В табл. 13 приведены механические свойства сталей этого класса Оценка статической прочности стали 30ХН2МФА, про­веденная на прутковом металле диаметром 20—60 мм, по­казывает (табл. 13), что после закалки с 860 °С в масло и отпуска при 680 °С в течение 1,5 ч с охлаждением на возду­хе сталь сохраняет высокую пластичность до 77 К.

В стали 38ХНЗМА по сравнению со сталью 30ХН2МФА при большем содержании никеля заметно выше содержа­ние углерода, что и приводит к менее благоприятному вли­янию надреза на пластичность. При прочих рав­ных условиях температурный уровень применения стали 38ХНЗМА должен быть выше, чем для сталей 30ХН2МФА и 18Х2Н4ВА. Наибольшую пластичность при низких тем­пературах имеет сталь 18Х2Н4ВА. Следует отметить, что низкотемпературный отпуск, обеспечивая высокий уровень твердости (НКС>40), вызывает необходимость примене­ния инструмента с повышенными режущими свойствами, поэтому на практике такой режим применяется относи­тельно редко. Отпуск при 560 °С, обеспечивая высокие зна­чения ударной вязкости при температурах 293 К, дает ча­сто большой разброс по ударной вязкости при 77 К. В свя­зи с этим предпочтителен отпуск при 620—650 °С в случае эксплуатации детали при температурах до 77 К.

Данные по гладким образцам, с одним кольцевым над­резом, с нарезанной резьбой по всей длине, а также по имитаторам шпилек (рис. 54) приведены в табл. 15 (в знаменателе приведены результаты испытаний образцов с перекосом 5°).

Для сравнения удлинения резьбовых образцов и шпи­лек при разрушении определяли по диаграмме испыта­тельной машины их полное удлинение Д, имея в виду, что общая рабочая длина образцов, включая высоту ввинчива­ния, во всех случаях была равна 50 мм. Профиль надреза и резьбы проверяли до и после испытаний.

Анализ данных, приведенных в табл. 15, показывает, что сталь 38ХНЗМА имеет малую пластичность при дефор­мации в жидком азоте в случае наличия резьбы (резьбовой образец и шпилька). При этом четко просматривается от­рицательное влияние перекоса. В случае перехода к изго­товлению образца шпильки с центральной проточкой, когда действие концентраторов сведено к минимуму, металл име­ет удовлетворительную пластичность. При наличии такой проточки разрушающая нагрузка снизилась на 20 % при росте относительного сужения вдвое при 293 К и в шесть раз при 77 К.

Сталь 38ХНЗМА в термически обработанном состоянии может быть рекомендована к применению при температу­рах до 170 К. Сталь 18Х2Н4ВА даже при неблагоприятной форме крепежа обладает при 77 К удовлетворительной пластичностью и мало чувствительна к перекосу. Однако для ответственных шпилек целесообразно применять про­точку центральной зоны до диаметра, меньшего на 0,3— 0,5 мм внутреннего диаметра резьбы. В случае примене­ния прутка для деталей диаметром более 60 мм минималь­ная температура применения стали должна быть повыше­на. Анализ поведения стали 18Х2Н4ВА в случае ее эксплу­атации в жидком азоте не выявил отрицательного влияния длительного нагружения (в опытах от 250 до 1500 ч) на механические свойства; остаточная деформация не превы­шала 0,02 %. Оценка релаксационной стойкости стали 18Х2Н4ВА при выдержке в жидком азоте под напряжени­ем 450 и 320 МПа продолжительностью до 450 ч показала, что в первые часы напряжение падает до 420 и 300 МПа соответственно, оставаясь далее неизменными в течение эксперимента.

5. МАРТЕНСИТНО-СТАРЕЮЩИЕ СТАЛИ

Отличительной особенностью мартенситно-стареющих ста­лей является получение при закалке практически безугле­родистого мартенсита и его последующее старение при температуре около 500 °С, сопровождающееся выделением интерметаллидных фаз, что обеспечивает сочетание высо­ких прочностных свойств с достаточной пластичностью и вязкостью. После термообработки их временное сопротив­ление при комнатной температуре составляет не более 1800 МПа, предел текучести 1500 МПа при относительном сужении 40 % и ударной вязкости на образцах первого ти­па 0,6 МДж/м 2 . Опасность хрупких разрушений мартен­ситно-стареющих сталей в отличие от других высокопроч­ных конструкционных сталей уменьшается благодаря вы­сокому содержанию никеля и низкому углерода (не более 0,03%). Высокое содержание легирующих элементов и низкая концентрация углерода предотвращают образова­ние немартенситных продуктов превращения аустенита не­зависимо от скорости охлаждения при закалке. В стали

03Н18К9М5Т мартенситное превращение начинается при комнатной температуре. Безуглеродистый мартенсит за­калки имеет невысокую прочность, но обладает очень вы­сокой пластичностью. В закаленном состоянии сталь хоро­шо обрабатывается давлением и резанием.

Снижение температуры испытания от комнатной до 77 К приводит к увеличению предела текучести стали 03Н18К9М5Т от 1750 до 2250 МПа при удлинении 6 %; вязкость разрушения при этом уменьшается более чем в 2 раза [98]. Сохранение высокой вязкости стали при низ­ких температурах достигается благодаря наличию в струк­туре после закалки достаточных количеств остаточного стабильного аустенита. Введение хрома в мартенситно-стареющую сталь снижает склонность к общей коррозии и коррозии под напряжением.

Одной из первых отечественных мартенситно-стареющих нержавеющих сталей на Fe—Сr—Ni основе являет­ся сталь 08Х15Н5Д2Т (табл. 16), разработанная Я. М. По-таком и Ю. Ф. Оржеховским [99]. После закалки сталь имеет структуру мартенсита и около 10 % остаточного аус­тенита. Ее временное сопротивление после закалки 870 °С, обработки холодом и старения при 450 °С составляет более 1300 МПа. Старение стали в нагартованном состоянии по­вышает временное сопротивление до 1400 МПа. При повы­шении температуры старения до 600—640 °С, соответству­ющей обратному а-у-превращению, происходит образова­ние стабильного аустенита. Его стабилизация связана с обогащением аустенита никелем и понижением в результа­те этого температуры мартенситного превращения. Однако старение при 600—640 °С существенно снижает прочность стали.

Сталь 03Х11Н10М2Т после упрочнения имеет высокие значения прочности (0В более 1500 МПа) в сочетании с до­статочной пластичностью. Однако при такой прочности она не пригодна для использования при криогенных темпера­турах. В закаленном состоянии временное сопротивление стали составляет около 1000 МПа, но сталь сохраняет вы­сокие значения пластичности и вязкости, малую чувстви­тельность к трещине при температурах до 20 К. Сталь 03Х11Н8М2Ф рекомендуется для сварных и пая­ных конструкций без термической обработки после сварки, работающих в диапазоне температур 673—77 К. После за­калки сталь имеет мартенситную структуру и остаточный аустенит в количестве 15—17

Сварные соединения обладают повышенными вязкими свойствами при температурах 293 и 77 К: величина КСУ составляет соответственно 1,0 и 0,64 МДж/м 2 . Применение аустенитной проволоки Св-03Х20Н18Г10АМ4 повышает вязкие свойства металла шва, особенно при 20 К. После термической обработки, имитирующей режим пайки: 1020 °С в течение 20 мин, величина КСУ сварного шва при 20 К составляет 0,44 МДж/м 2 . Сталь обеспечивает высокую герметичность узлов, стабильность их линейных размеров, удовлетворительную технологичность при сварке плавле­нием, обладает высоким сопротивлением хрупкому разру­шению при криогенных температурах.

Высокопрочные нержавеющие мартенситно-стареющие хромоникелевые стали, дополнительно легированные ко­бальтом, обладают особым сочетанием свойств, которое не достигается на сталях других классов. Влияние кобальта на механические свойства мартенситно-стареющих сталей обусловлено его участием в процессе старения за счет об­разования сложных многокомпонентных соединений Со— Ni—Мо , частицы которых когерентно связаны с кри­сталлической решеткой матрицы [102]. Кобальт, как и ни­кель, уменьшает растворимость молибдена и вольфрама в а-железе и поэтому способствует упрочнению при старении. Он задерживает процесс разупрочнения, уменьшая ско­рость коагуляции высокодисперсных фаз, и повышает устойчивость структуры сталей к перестариванию [103]. Содержание кобальта в высокопрочных сталях колеблется в довольно широких пределах. Для каждой конкретной си­стемы легирования целесообразно определение рациональ­ного содержания кобальта.

Низколегированные стали для применения при очень низких температурах

Хладостойкие низко- и среднелегированные стали предназначены для эксплуатации при температуре до - 196°С. Принцип легирования:

1) низкое содержание углерода 0,06%;
2) легирование никелем (3/5 – 8,5%) для измельчения структуры;
3) ограничение содержания серы и фосфора 0,02%;
4) микролегирование Nb, Al, N2 для измельчения зерна.

Долгое время для таких температурных условий применяли только никелесодержащие стали (3,6 и 9% Ni) с низким содержанием углерода или аустенитные хромоникелевые стали. В последнее время появились рекомендации по применению в условиях умеренно низких температур низкоуглеродистых низколегированных сталей с низким содержанием никеля (до 1,5%) и даже безникелевых сталей.

Состав хладостойких сталей.

Никелевые стали, особенно марок 06Н6 и 06Н9, сложны по фазовому и структурному составу. Поэтому сталь с 9% Ni после охлаждения от температуры γ-состояния на воздухе закаливается с образованием мартенсита или мартенсита с аустенитом. При нагреве закаленной стали до температуры, близкой к 600°С , частично может произойти обратное α → γ -превращение, и в стали может появиться некоторое количество остаточного аустенита (5 - 15% в зависимости от состава стали и температуры отпуска).

В стали с 6% Ni при охлаждении образуется ферритно-мартенситная структура, а при более быстром охлаждении - мартенсит. После отпуска закаленная сталь имеет высокую хладостойкость.

Сталь с 3% Ni закаливается только при ускоренном охлаждении в воде. Применяется эта сталь также в закаленном и отпущенном состояниях. Хладостойкость никелевых сталей определяется не только содержанием никеля, но важны также однородность состава и мелкозернистость структур. Поэтому никелевые стали перед окончательной термообработкой (закалка + отпуск) лучше подвергать нормализации. Для сталей с 6 и 9% Ni нормализацию с термоулучшением можно заменить двойной воздушной закалкой: первая с более высокой температуры (~ 900°С) для гомогенизации, вторая с более низкой (~780-800°С) - для получения мелкого зерна. Отпуск после такой обработки дает некоторое улучшение свойств, однако он не всегда необходим, так как низкое содержание углерода в стали и пониженная температура закалки позволяют получить нехрупкий мартенсит и некоторое количество остаточного аустенита, обеспечивающих хорошую ударную вязкость.

Свариваемость

Основными показателями свариваемости стали являются склонность к образованию холодных трещин, изменения свойств ЗТВ и необходимость принятия специальных технологических мер для получения бездефектного сварного соединения с надлежащими свойствами. С точки зрения этих критериев все три никелевые стали можно отнести к хорошо свариваемым. Низкое содержание в сталях углерода обусловливает отсутствие склонности к холодным трещинам, даже если в ЗТВ после сварки образуется мартенсит. Мартенсит с низким содержанием углерода при высоком содержании нике­ля способствует получению в ЗТВ высокой ударной вязкости и умеренной твердости металла. При наличии вязкого аустенитного металла шва это обстоятельство обусловливает отсутствие необходимости проведения термообработки после сварки. При сварке эти стали проявляют склонность к росту зерна в ЗТВ. В связи с этим сваривать их целесообразно без большого тепловложения.

Способы сварки и сварочные материалы

Никелевые стали успешно свариваются различными видами сварки (см. таблицу ниже). Однако следует предпочитать дуговую сварку в защитном газе и ручную дуговую сварку. При автоматической сварке под флюсом лучше использовать тонкую проволоку.

Способы сварки никелевых хладостойких сталей и свойства ЗТВ сварных соединений

Примечание: РДС - ручная дуговая сварка; ИИ, ИП - дуговая сварка неплавящимся и плавящимся электродом в инертных газах; АФ - автоматическая сварка под флюсом.

Для сварки стали 06НЗ применяют электроды или проволоки аналогичные основному металлу, либо аустенитную хромоникелевую. Для сварки стали 06Н6 в качестве присадочного материала чаще всего используют проволоку из аустенитной хромоникелевой стали или сплав на никелевой основе (типа инконель).

В связи со склонностью к росту зерна никелевые стали при сварке не следует подогревать. Только при низкой температуре окружающего воздуха целесообразен небольшой подогрев.

Термообработка после сварки

Высокий отпуск сварных соединений стали 06НЗ выполняют при таком же составе сварных швов, что и свариваемая сталь. При высоконикелевых и хромоникелевых аустенитных швах термообработка после сварки не требуется.

Стали 06Г2НАБ и 06Г2АЮ благодаря очень низкому содержанию углерода после нормализации (состояние применения) почти не имеют перлита, поэтому их иногда называют бесперлитными. Высокие свойства, получаемые после нормализации, особенно высокая хладостойкость, определяются очень мелким зерном, устойчивым к росту благодаря наличию нитридов алюминия и карбонитридов ниобия.

Несмотря на повышенную устойчивость мелкого зерна к росту при нагреве, высокая температура нагрева околошовной зоны приводит к некоторому укрупнению зерна и ухудшению хладостойкости, что на сталях рассматриваемого типа ощутимо уже при ручной дуговой сварке. Лучше всего эти стали сваривать в защитном газе с применением тонкой проволоки с наименьшим тепловым влиянием на прилегающий к сварному шву металл. Значения твердости и ударной вязкости в ЗТВ в этом случае сохраняются близкими к значениям свариваемой стали (см. таблицу ниже).

Читайте также: