Введение

Разработка новых материалов и технологий производства из них различных изделий в настоящее время является актуальной задачей для развития авиационной и космической техники, а также других высокотехнологичных отраслей машиностроения [1–3].

В настоящее время большое внимание уделяется разработке новых сталей, способных работать в условиях низких температур, воздействия вибраций, длительных нагрузок и др.По этим причинам к данным сталям предъявляется ряд требований, таких как повышенная прочность в сочетании с высокой вязкостью и пластичностью, малая чувствительность к концентрации напряжений, хорошая свариваемость, низкая склонность к хрупкому разрушению [4]. Важным параметром при изготовлении изделий авиационной техники является также их высокая весовая эффективность, для повышения которой большой интерес представляет использование высокопрочных конструкционных особонизкоуглеродистых мартенситостареющих сталей системы Fe–Ni–Co–Mo–Ti (Fe–Ni–Mo–Ti) с пределом прочности от 1570 до 2400 МПа [5, 6].

Низкое содержание углерода в этих сталях (не более 0,03% (по массе)) и легирование их никелем и кобальтом обеспечивают получение высокопластичного мартенсита [7–9]. Старение в пластичной матрице позволяет получить оптимальное сочетание высоких прочностных и пластических свойств, а также высокое сопротивление хрупкому разрушению путем выделения при последующей термообработке интерметаллидных фаз, таких как NiTi, Ni₃Ti, NiAl, (FeNi)Al, Fe₂Mo, Ni₃Mo и др. [10–14]. Представляет интерес также рассмотреть зависимости уровня механических свойств мартенситостареющих сталей от размера поперечного сечения прутков.

В данной работе рассматриваются мартенситоcтареющие стали системы легирования Fe–Ni–Mo–Ti–Al, отличающиеся содержанием титана. Минимальные механические свойства данных марок сталей согласно ТУ приведены в таблице.

Механические свойства сталей системы легирования Fe–Ni–Mo–Ti–Al

Из данных, приведенных в таблице, видно, что у стали с содержанием титана 0,65–0,85% (по массе) несколько более высокие показатели по пределам прочности и текучести по сравнению со сталью с содержанием титана 0,45–0,65% (по массе).

Работа выполнена в рамках реализации комплексного научного направления 8.2. «Высокопрочные конструкционные и коррозионностойкие свариваемые стали с высокой вязкостью разрушения» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [1].

Материалы и методы

Значительное влияние на уровень механических свойств мартенситостареющих сталей оказывает их технология изготовления, которая зависит от качества выплавляемого металла, температур начала и конца деформации, режимов термообработки и других факторов.

Выплавку исследуемых сталей производили из чистых шихтовых материалов в вакуумно-индукционной печи емкостью 1 т с последующим вакуумно-дуговым переплавом в кристаллизаторе Ø320 мм. Слитки деформировали на прессе в интервале температур 900–1200°С на заготовки и далее прокатали на размеры: Ø18 мм, длина 70 мм. Отбор образцов для испытаний механических свойств производили согласно ГОСТ 7564–97 в продольном направлении волокна.

Для получения высокого уровня прочностных и пластических характеристик сталей системы легирования Fe–Ni–Mo–Ti–Al проводили исследование влияния температуры старения в диапазоне 470–510°С и времени старения в течение 3 и 6 ч на механические свойства.

Испытания на растяжение осуществляли на разрывной машине Р-100 с автоматическим построением диаграммы растяжения по ГОСТ 1497–84. Ударную вязкость образцов определяли методом Шарпи на маятниковом копре ZCB-2000 по ГОСТ 9454–78.

Микроструктуру стали выявляли методом травления шлифов в 2%-ном спиртовом растворе соляной кислоты. Исследование структуры проводили на оптическом металлографическом микроскопе Neophot-21 по ГОСТ 8233–56.

Результаты и обсуждение

По результатам испытаний при помощи программы Statistica-6 проведена обработка массива данных механических свойств сталей системы легирования Fe–Ni–Mo–Ti–Al, на основании которой построены распределения уровней предела прочности и ударной вязкости в зависимости от параметров старения.

Анализ данных, приведенных на рис. 1, показывает, что с повышением температуры старения средний уровень предела прочности стали с содержанием титана 0,65–0,85% (по массе) несколько снижается, а ударной вязкости – возрастает.

Рис. 1. Упрощенное распределение уровней предела прочности и ударной вязкости стали системы легирования Fe–Ni–Mo–Ti–Al с содержанием титана 0,65–0,85% (по массе) по температурам старения 470, 490 и 510°С в течение 3 (а, в) и 6 ч (б, г)

Для стали с содержанием титана 0,45–0,65% (по массе) при старении образцов наблюдаются несколько иные закономерности по механическим свойствам: при времени выдержки 3 ч в интервале температур 470–490°С средний уровень ее предела прочности возрастает, а в интервале 490–510°С – снижается. Для ударной вязкости данная зависимость противоположна (рис. 2). При старении в течение 6 ч данные зависимости проявляются менее заметно: средние уровни предела прочности и ударной вязкости при температуре отпуска 470 и 490°С приблизительно одинаковые, однако дальнейшее повышение температуры до 510°С способствует резкому снижению прочностных свойств и повышению уровня ударной вязкости. Предположительно данный факт разупрочнения стали с пониженным содержанием титана можно объяснить коагуляцией интерметаллидной фазы (Ni₃Ti) в процессе старения, а также обратным превращением мартенсита в аустенит (α→γ) [4, 15].

Рис. 2. Упрощенное распределение уровней предела прочности и ударной вязкости стали системы легирования Fe–Ni–Mo–Ti–Al с содержанием титана 0,45–0,65% (по массе) по температурам старения 470, 490 и 510°С в течение 3 (а, в) и 6 ч (б, г)

Однако следует отметить, что общий уровень прочностных свойств стали системы легирования Fe–Ni–Mo–Ti–Al с содержанием титана 0,65–0,85% (по массе) несколько выше, чем стали с пониженным содержанием титана, что, по-видимому, связано с образованием при старении большего количества мелкодисперсных интерметаллидных фаз типа NiTi (Ni₃Ti), обеспечивающих дополнительное упрочнение. Выявленные закономерности влияния температуры старения на уровень механических свойств сталей можно объяснить следующим образом [4]: для стали с содержанием титана 0,65–0,85% (по массе) увеличение температуры старения приводит к коагуляции интерметаллидных фаз, что может способствовать монотонному снижению уровня прочностных свойств, а в стали с содержанием титана 0,45–0,65% (по массе) в температурном интервале 470–490°С происходит сначала их выделение, приводящее к дополнительному росту среднего уровня предела прочности, а в интервале 490–510°С – последующая коагуляция, снижающая прочностные свойства и повышающая характеристики вязкости.

Рис. 3 Микроструктура (×200) стали системы легирования Fe–Ni–Mo–Ti–Al с содержанием титана 0,65–0,85% (по массе)

Полученные зависимости уровня механических свойств сталей от технологических параметров термообработки хорошо коррелируют с микроструктурой исследуемых сталей – например, стали системы легирования Fe–Ni–Mo–Ti–Al с содержанием титана 0,65–0,85% (по массе). Из данных, приведенных на рис. 3, видно, что при повышении температуры старения до 510°С и увеличении времени старения с 3 до 6 ч наблюдалось появление в структуре стали значительного количества остаточного аустенита (γ_ост) [4, 11, 15]. В работе [11] также установлено, что помимо γ_ост при данных температурах старения и продолжительной выдержке в мартенситостареющих сталях может формироваться до 15–20% ревертированного аустенита (γ_рев), что в совокупности способствует некоторому разупрочнению стали с одновременным повышением уровня ударной вязкости, хладостойкости, сопротивления усталости и циклической трещиностойкости.

Анализ влияния времени выдержки стали с содержанием титана 0,65–0,85% (по массе) на ее прочностные свойства показал, что увеличение времени старения при температурах 470 и 490°С способствовало росту уровня предела прочности и снижению уровня ударной вязкости, однако при температуре старения 510°С увеличение времени старения практически не изменяло предел прочности и уровень ударной вязкости стали.

Для стали с содержанием титана в пределах 0,45–0,65% (по массе) также наблюдался рост предела прочности при температурах старения 470 и 490°С при увеличении времени старения с 3 до 6 ч с одновременным снижением уровня ударной вязкости. При температуре старения 510°С в течение 6 ч прочностные свойства стали оказались приблизительно на 40 МПа ниже, чем при старении в течение 3 ч.

Анализ полученных результатов показал, что оптимальная температура старения для сталей системы легирования Fe–Ni–Mo–Ti–Al составляет 490°С при продолжительности старения 6 ч. При данной температуре и продолжительности старения обеспечивается уровень предела прочности и ударной вязкости, удовлетворяющий требованиям ТУ.

Рис 4. Зависимость механических свойств стали системы легирования Fe–Ni–Mo–Ti–Al с содержанием титана 0,45–0,65% (по массе) от диаметра сечения прутка после отпуска по режиму: 490°С в течение 6 ч, охлаждение на воздухе

Представляет интерес также рассмотреть зависимости уровня механических свойств от диаметра сечения прутков и содержания в них титана. Указанные зависимости построены по среднему уровню предела прочности каждого комплекта образцов с проведением «усредненной» прямой методом интерполяции. Испытания механических свойств проводили после термической обработки образцов по режиму: закалка+старение при 490°С в течение 6 ч, охлаждение на воздухе. Из данных, приведенных на рис. 4, видно, что с увеличением размера поперечного сечения прутков их предел прочности уменьшается. Это можно объяснить следующим образом: как показано в работе [4], с увеличением размеров сечений изделий в мартенситостареющих сталях наблюдается явление крупнозернистости и разнозернистости вследствие более медленного охлаждения в интервале температур 1200–950°С. На поверхности полуфабрикатов большого сечения наблюдается зерно балла 1–2, а в сердцевине – балла 5–6. Помимо этого автором работы [16] для стали аналогичной системы легирования также обнаружены выделения карбидов титана TiC в виде сеток по границам старых аустенитных зерен, а также скопления этих карбидов в виде ликвационной полосчатости, вытянутой в направлении горячей деформации. Последующая закалка на воздухе при более низкой температуре не позволяет полностью растворить зернограничные выделения и измельчить зерно. Совокупность данных факторов может способствовать снижению пластичности и вязкости стали, что и показано на рис. 5. На прутках с меньшей площадью поперечного сечения процесс охлаждения происходит более интенсивно, что препятствует росту зерен и выделению карбидов титана.

Рис. 5. Зависимость механических свойств стали системы легирования Fe–Ni–Mo–Ti–Al с содержанием титана 0,65–0,85 (а) и 0,45–0,65% (по массе) (б) от диаметра сечения прутка после старения по режиму: закалка+старение при 490°С в течение 6 ч, охлаждение на воздухе

При этом стоит отметить, что для мартенситостареющей стали системы легирования Fe–Ni–Mo–Ti–Al с более низким содержанием титана (0,45–0,65% (по массе)) процесс падения уровня ударной вязкости при одновременном увеличении размера сечения полуфабриката происходит более монотонно, нежели у стали с бо́льшим содержанием титана (0,65–0,85% (по массе)). Фактор влияния титана на механические свойства металла при охлаждении после деформации уменьшается. Его более низкое содержание способствует менее интенсивному процессу связывания углерода в карбиды и их последующего выделения по границам зерен старого аустенитного зерна; при старении происходит лишь выделение из пластичной матрицы мартенсита упрочняющих интерметаллидов типа Ni₃Ti, равномерно распределенных по всему объему металла. Для стали с повышенным содержанием титана процесс охрупчивания происходит более интенсивно вследствие образования большего количества карбидов при охлаждении, чем для стали с содержанием титана 0,45–0,65% (по массе), что наглядно проиллюстрировано на рис. 5 – зависимость уровня ударной вязкости от диаметра сечения прутка для стали с содержанием титана 0,45–0,65% (по массе) более пологая (по сравнению с зависимостью для стали с содержанием титана 0,65–0,8% (по массе)).

Заключения

1. Установлено, что значительное влияние на уровень механических свойств мартенситостареющих сталей системы легирования Fe–Ni–Mo–Ti–Al оказывают как параметры термообработки, так и скорость охлаждения прутков после горячей деформации, зависящая главным образом от размера их поперечного сечения и содержания титана.

2. При испытаниях механических свойств образцов сталей системы легирования Fe–Ni–Mo–Ti–Al, термообработанных по режиму: закалка+старение (при 470–510°С в течение 3 и 6 ч), уровень ударной вязкости значительно превышал нормы, указанные в таблице.

3. У обоих марок сталей при температуре старения 510°С наблюдалось значительное снижение прочностных свойств по сравнению с температурами 470 и 490°С. С увеличением продолжительности старения данных сталей их предел прочности возрастает. Для стали с содержанием титана 0,45–0,65% (по массе) при температуре старения 510°С с увеличением времени выдержки с 3 до 6 ч наблюдается незначительное снижение предела прочности.

4. Снижение прочностных свойств сталей при увеличении температуры старения до 510°С, а также времени старения с 3 до 6 ч для стали с содержанием титана 0,45–0,65% (по массе) предположительно связано с коагуляцией интерметаллидной фазы типа NiTi (Ni₃Ti) и образованием значительного количества остаточного аустенита.

5. На основании проведенных исследований установлен оптимальный режим старения для сталей системы легирования Fe–Ni–Mo–Ti–Al: температура старения 490°С, продолжительность старения 6 ч. При данном режиме уровень прочностных характеристик и характеристик вязкости соответствует требованиям ТУ.

6. В сталях указанной системы легирования с увеличением диаметра сечения прутков наблюдалось снижение прочностных свойств с одновременным снижением уровня ударной вязкости, что связано с появлением разнозернистости в прутках больших сечений и выделением карбидов по границам зерен старого аустенитного зерна в интервале температур 1200–900°С при замедленном процессе охлаждения с температур деформации.

7. При более низком содержании титана (0,45–0,65% (по массе)) процесс выделения карбидов TiC происходит менее интенсивно, а при малых размерах сечений прутков он практически отсутствует, что способствует более монотонному снижению уровня ударной вязкости при одновременном увеличении диаметра полуфабриката. Для стали с содержанием титана 0,65–0,85% (по массе) процесс охрупчивания происходит более интенсивно, чем для стали с содержанием титана 0,45–0,65% (по массе), вследствие выделения большего количества карбидов при охлаждении после деформации.

8. С целью снижения вероятности образования карбидных включений в изделиях больших сечений и устранения разнозернистости стали перед выполнением упрочняющей термообработки (закалка+старение) необходимо произвести процесс растворения (аустенизации) с последующей закалкой в воде или масле. Во избежание образования трещин охлаждение при закалке в воде можно производить только до потемнения полуфабрикатов при температуре ~650°С. [4].