Лекция 15. Анализ применимости механизмов упрочнения к сталям и сплавам

Рассмотрим главные механизмы упрочнения применительно к различным сталям и сплавам. Этот анализ проведем на материалах, матричный твердый раствор которых имеет различные решетки: о.ц.к. и г.ц.к. Для сталей это материалы с ферритной и аустенитной основами. Как уже отмечалось, наиболее достоверный анализ в литературе накоплен по ферритно-перлитным сталям, сплавам на никелевой и железоникелевой основах, аусте-нитным высоколегированным, мартенситно-стареюшим сталям и некоторым другим. Именно для этих материалов и проведен анализ главных механизмов упрочнения.

Напряжение трения решетки. Сопротивление решетки движению свободных дислокаций, или напряжение Пайерлса-Набарро, в первом приближении может быть сопос­тавлено с пределом текучести монокристалла металла. Однако эта величина существенно зависит от содержания примесей в металле. Поэтому, по мере того, как улучшалась чисто­та и степень совершенства кристаллов, получили все меньшее значение предела текучести монокристаллов, и нельзя считать, что известные по литературным данным значения этой величины соответствуют значению напряжения Пайерлса-Набарро. Последнее, может быть рассчитано по формуле : σ_o=2·10^-4G. Для железа G =84 ООО МПа. а для никеля G= 78 400 МПа. Тогда σ₀ = 16 -17 ≈20 МПа как для железа, так и для никеля. При расчете пре­дела текучести принимаемые значения σ₀ должны быть несколько большими, если учесть, что в твердом растворе всегда растворено некоторое количество примесей внедрения [~10 ^-2 % (C+N)] и имеются дефекты кристаллического строения. С учетом литературных дан­ных можно принять в расчетах следующие значения σ₀ для сталей на основе α-железа -30 МПа, а для сплавов на основе никеля и сталей с аустенитной структурой ~ 60-70 МПа. Отметим, что для α-железа особо высокой чистоты [~10^-7 % (C+N)] получены эксперимен­тальные значения σ₀= 18-21 МПа.

Твердорастворное упрочнение. Упрочнение твердых растворов при легировании обусловлено разницей атомных диаметров и разностью модулей упругости атомов матри­цы и растворенных легирующих элементов. При расчете твердорастворного упрочнения стали пользуются формулой:

n

∆σ_тр= ∑ k_iC_i (30)

i=l

Расчет по этой формуле возможен, если известны коэффициенты упрочнения - k_i. Значения их различны для феррита и аустенита. Их определяют при специальных иссле­дованиях по влиянию легирования на свойства матрицы сплавов. Определение значений C_i является наиболее сложной задачей, так как эта величина представляет собой концентрацию легирующего элемента в твердом растворе, а не его содержание в стали или спла­ве. Дело в том, что легирующий элемент может быть лишь частично растворен в твердом растворе, а частично он связан в карбидную, нитридную или интерметаллидную упроч­няющую фазу. В качестве примера покажем, как величина C_i может быть ориентировочно оценена при расчете ∆σ_тр для феррито-перлитных сталей.

В этих сталях свойства легированного феррита существенно предопределяют уро­вень их механических свойств. Можно приблизительно считать, что такие некарбидообразующие элементы, как Si, Ni, Р целиком входят в состав феррита. Медь мало растворима в феррите и образует самостоятельную фазу. Как показывают опытные данные, в феррите горячекатанных сталей (нормализованных) обычно растворено - 0.01 - 0.02 % (C-Nl. Ос­тальное количество углерода и азота связано в цементит и специальные карбиды и нитри­ды. Из числа карбидообразующих элементов (Mn. Сг. Мо. V. Nb. Ti) практически целиком связаны в специальные карбиды Nb. V. и Ti. Нитридообразователь Аl обычно полностью связан в нитриды и неметаллические включения. Мо и Сг частично в состав карбидной фазы, а отчасти они растворены в феррите. Относительно слабый карбидообразователь Мn самостоятельных карбидов в стали не образует и фактически целиком растворен в феррите. Следовательно, в низколегированных феррито-перлитных статях Mn, Si, Ni и Р практически целиком растворены в феррите, V, Nb, Ti и А1 полностью входят в состав карбидонитридной фазы, а Сr и Мо распределены между ферритом и карбидами. Учиты­вая невысокую концентрацию Сr и Мо в низколегированных сталях и малые значения их коэффициентов упрочнения k_i, влиянием этих элементов на прочность феррита можно пренебречь. Следовательно, основными легирующими элементами, определяющими твер­дорастворное упрочнение феррито-перлитных сталей, являются Mn, Si, Ni, Р и частично C+N. С учетом указанных допущений может быть оценено твердорастворное упрочнение этих сталей.

Дислокационное упрочнение. Пластическая деформация металлов сопровождается образованием новых дислокаций, их определенным распределением, увеличением плотности. Возникающее при этом упрочнение определяют по формуле:

∆σ_д=αMGbp^½ (31)

Для сталей с ферритной основой (о.ц.к. решеткой) параметры, входящие в уравнение (31), обычно составляют: М=2.75; G=84 ГПа; Ь=0.25 нм. Коэффициент α, зависящий от характера распределения и взаимодействия дислокаций при дислокационном упрочнении, для этих сталей обычно находится в пределах 0.1-0.3. Для аустенитных сталей обычно α=0.3-0.67, М=3,1 и Ь=0.253 нм и, следовательно, αМ=0.9-2,6, т.е. значительно больше, чем для ферритных сталей, что соответствует известному положению о более эффектном дислокационном упрочнении аустенитных сталей, чем ферритных. Параметры уравнения (31) для сплавов на основе никеля мало отличается от этих параметров для сталей (G _Ni=78,4 ГПа и b_Ni=0,249 нм). Отсюда следует, что при одинаковой плотности дислока­ций дислокационное упрочнение аустенитных сталей и сплавов на основе никеля будет значительно более сильным, чем ферритных сталей.

В ферритно-перлитных сталях, структура которых сформировалась при нормализа­ции либо при охлаждении на воздухе из аустенитного состояния после горячей прокатки (горячекатанное состояние), плотность дислокаций обычно не превышает 10⁹ см^-2 и чаще всего составляет около 10⁸ см^-2. Максимальная плотность дислокаций при деформационном упрочнении или мартенситном превращении может достигать 10¹² см^-2. Более высокая плотность дислокаций в металлах практически никогда не наблюдалась. Расчеты показы­вают, что уже при плотности 10¹⁵ см^-2 расстояние между дислокациями должно быть со­измеримым с межатомным и кристаллическая структура должна нарушаться. При высо­кой плотности дислокаций в кристаллической решетке возникают области концентраций напряжений, что вызывает образование трещин и разрушение металлов. Следовательно, увеличение дислокаций возможно лишь до предела, ограниченного образованием трещин. При таком увеличении плотности дислокаций прирост предела текучести сталей на основе a-железа за счет дислокационного упрочнения для различных значений р ориентировочно составит:

ρ, см^-2 10⁸ 10⁹ 10¹⁶ 10¹¹ 10¹²

∆σ _д, МПа 10 30 100 300 1000

Для аустенитных сталей и сплавов эти значения дислокационного упрочнения в 1.5-2.5 раза выше, так как на эту же величину у них выше коэффициент α, а значит всех остальных параметров в уравнении (31) близки (различия находятся в пределах 10 %).

Таким образом, для феррито-перлитных статей, не подвергнутых наклепу, когда ρ<30 МПа. компонентой дислокационного упрочнения можно пренебречь. При большой плотности дислокаций в этих сталях, т.е. когда сталь заметно наклепана в результате γ—α превращения или холодной деформации либо когда неполностью прошли процессы рек­ристаллизации после горячей пластической деформации, например после термомеханиче­ской обработки (изоформинг, контролируемая прокатка), эту компоненту следует унизы­вать при определении предела текучести.

В случае аустенитных сталей и сплавов компоненту ∆σ _д необходимо у читывать всегда, так как ее вклад заметен и при плотности дислокаций 10⁸-10⁹ см^-2, а особенное существенен при больших её значениях. При определении прочности сталей, подвергаемых за­калке, значение компоненты дислокационного упрочнения является весьма существенным.

Дисперсионное упрочнение. Оценка вклада дисперсионного упрочнения не может быть проведена одним и тем же методом для различных сталей и сплавов, так как в них могут действовать различные механизмы дисперсионного упрочнения. Рассмотрим оценку этого вида упрочнения для двух типов широко распространенных дисперсионно-упрочненных материалов: а) конструкционных сталей с карбидо-нитридным упрочнением; б) сплавов на никелевой и железоникелевой основах с интерметалидным упрочнени­ем.

Конструкционные стали. Для конструкционных сталей наилучшее совпадение с результатами эксперимента дает оценка дисперсионного упрочнения по механизму Орована - взаимодействия дислокаций с некогерентными частицами. В данном случае применение уравнения Орована объясняется следующим. В конструкционных сталях, имеющих феррито-перлитную структуру (горячекатанные нормализованные) либо сорбитную (закатка с высоким отпуском), дисперсионное упрочнение достигается за счет карбидов, нитридов и карбонитридов. Когда в стали прошел процесс «перестаривани». частицы полностью не­когерентны с матрицей и поэтому достигается наилучшее сочетание прочности и вязкости Объемная доля частиц в сталях практически всегда невелика (<1%) и межчастичное рас­стояние намного больше размера самих частиц: модуль сдвига частиц в 2-3 раза больше модуля сдвига матрицы, поэтому дислокации огибают некогерентные выделения. Указан­ные условия отвечают применимости критерия Орована. Упрочнение за счет дисперсных частиц по Оровану рассчитывают по формуле:

∆σ _д.у =0,85MGb/2π(λ- D) Фln(λ - D), (32)

А применительно к сталям с ферритной основой - по формуле: ∆σ _д.у = (9,8·103/λ) ln2λ.

Достоверность рассчитываемого упрочнения во многом определяется достоверно­стью определения основного параметра уравнения Орована - межчастичного расстояния λ. С учетом соотношения f=(π/6)(D/λ)² можно записать в виде формулы: ∆σ _д.у = 13 х 10³ (f^1/2/D)ln(l,5D/f^½).

Зависимость дисперсионного упрочнения стали от взаимосвязанных между собой па­раметров λ,D и f может быть изображена в виде номограммы. Номограмма позволяет определить дисперсионное упрочнение при известных λ и D либо f и D. Эти параметры оп­ределяют методами количественной металлографии.

В конструкционных сталях с феррито-перлитной структурой при приложении нагрузки деформация начинает развиваться в феррите, а перлитные колонии являются «барьерами» для такой деформации. С этой точки зрения ферритно-перлитная структура может быть адекватна структуре дисперсноупрочненной стали. Поэтому перлитную составляющую обозначим ∆σ _n и учтем ее вклад в предел текучести дополнительно к вкладу компоненты ∆σ _д.у. Количество перлитной составляющей, ее дисперсность, межпластинча­тое расстояние и т.п. зависят от состава стали, устойчивости переохлажденного аустенита. скорости охлаждения, сечения проката и т.д. Вместе с тем все эти параметры определяют механические свойства стали, в том числе предел текучести стали.

Во многих работах вклад перлитной составляющей в предел текучести стати с ферритной основой определяют путем умножения эмпирического коэффициента на долю перлита стати. Значения этого коэффициента, по данным различных работ, находятся в пределах 2.3-2.5 МПа/%П. С учетом сказанного упрочнение за счет перлита следует опре­делять по формуле:

∆σ _n =2,4П (33)

где П - содержание перлитной составляющей.

Ставы на никелевой и железоникелевой основах. Дисперсионнотвердеющие сплавы на никелевой основе упрочняются при выделении из пересыщенного твердого раствора интерметатлидньгх фаз, таких как γ' фаза [Ni₃А1]. [Ni₃AlTi]. Твердый раствор и выделение имеют г.ц.к. решетку с очень близки размерным соотношением. Это. а также отсутствие разориентировки между фазами обуславливают полную когерентность γ' фазы с γ-твердым раствором. Упрочняющая γ' фаза представляет собой сверхструктуру типа Сu₃Аu. Предпочтительной системой скольжения матрицы и выделения является {111} | <110>. а иногда {100} <110>. Объемная доля интерметатлидов велика: f=20-30 %. а в ря­де сплавов может достигать 50-60 %. Указанные структурные особенности сплавов на ни­келевой основе с интерметаллидным упрочнением обуславливают то, что дисперсионное упрочнение в них происходит по механизмам перерезания дислокацией когерентных вы­делений. Отсутствие существенных полей напряжений вокруг частиц вследствие хороше­го структурного и размеренного соответствия фаз позволяет считать, что упрочнение по механизму Мотта-Набарро, по-видимому, не вносит заметного вклада. Очевидно, опреде­ляющими в упрочнении являются механизмы взаимодействия дислокации с перерезаемой частицей. В результате которого образуются дислокации несоответствия и происходит ра­зупрочнение в упорядоченной частице, создается дополнительная поверхность раздела матрица-выделение и порог на дислокации с образованием диполя. Упрочнение в этом случае,определяют по уравнению:

τ= [2γ_рl - 2(bn)γ_s + Gb²cos α] / 2bλ. (34)

Расчет упрочнения конкретных сплавов по этому уравнению затруднен из-за отсутствия экспериментальных данных о значениях удельных энергий разупрочнения γ_Р и обра­зования новой поверхности γ_s. Поэтому практические расчеты дисперсионного упрочне­ния никелевых сплавов по указанным механизмам не проводятся. Величину дисперсион­ного упрочнения их обычно определяют экспериментально по разности прочности до и после старения. Необходимо отметить, что в мартенситно-стареющих статях, являющихся сплавами на железоникелевой основе (8-20 % Ni) наблюдается также интерметачлидное упрочнение. Однако в этих сплавах, содержащих несколько добавок (молибден, кобальт, титан, алюминий и др.), может одновременно выделиться несколько интерметаллидных фаз типа γ' - . γ"-, η-фаз, фазы Лавеса и др. Характер распада аустенита отличается от ха­рактера распада в более простых системах: формированию стабильных фаз иногда пред­шествует образование метастабильных выделений. Поэтому в мартенситно-стареющих сталях дислокации могут взаимодействовать как с когерентными, так и с некогерентными выделениями. Расчет дисперсионного упрочнения в этих случаях также затруднен и вели­чину компоненты дисперсионного упрочнения определяют экспериментально.

Зернограничное упрочнение. Собственно зернограничное упрочнение, т.е. повышение прочности за счет границ зерен, являющихся барьерами для продвижение дислокаций из одного зерна в другое, характеризуется вторым членом уравнения Холла-Петча: ∆σ=k_yd^-½. При этом имеется в виду, что разориентировка между зернами больше угловая. По литературным данным значения коэффициента k_у для феррито-перлитных статей, определенные как тангес угла наклона прямых в координатах σ_T - d^-½. находятся в пределах 0,57-0,73 МПа хм. На рис. 49 приведена графическая зависимость зернограничного уп­рочнения статей с ферритной основой от размера феррита при различных значениях ко­эффициента k_y в указанных выше пределах. Для малоуглеродистых феррито-перлитных сталей чаще всего принимают, что k_y=0.63 МПа √м (2,0 кг/мм^3/2). По номограмме (рисунок 49) на основе экспериментальных данных о размере зерна и величине k_y определяют вели­чину зернограничного упрочнения. Уменьшение размера действительного зерна является эффективным способом повышения прочности конструкционных сталей. При упрочнении за счет этого механизма одновременно уменьшается склонность сталей к хрупким разру­шениям. При k_v=0,6 МПа √м размер зерна феррита d~IO0 мкм обеспечивает ∆σ₃= 60 МПа. d≈10 мкм - ∆σ₃= 200МПа, а сверхмелкое зерно (d< 10 мкм), например d≈l мкм, - ∆σ₃≈ 500 МПа. Существует мнение, что при сверхмелком зерне показатель степени в формуле Холла-Петча находится в пределах ( -1/2) - (-1), т.е. при таком сверхмелком зерне эффективность упрочнения снижается.

Размер зерна феррита зависит от размера аустенитного зерна и наличия дисперсных карбонитридных фаз. В феррито-перлитных сталях с карбидо- и ннтридообразующими элементами при переходе через критическую точку А_сз в структуре стали имеются соответствующие карбиды и нитриды, что приводит к образованию более мелкого зерна ау­стените. так как эти фазы оказывают зародышевское влияние при образовании новых зе­рен аустенита. Карбиды и нитриды тормозят рост зерна аустенита при дальнейшем его нагреве вплоть до температур растворения этих фаз в аустените. Нерастворенные карбиды и нитриды, а также выделившиеся из аустенита перед началом γ—>α превращения, служат зародышевими центрами образования новых зерен феррита. Все это приводит к тому, что в феррито-перлитных сталях с дисперсными упрочняющими фазами происходит заметное измельчение зерна феррита. Отсюда можно сделать очень важный вывод. Что дисперсные частицы в сталях вызывают дополнительное зернограничное упрочнение.

Таким образом, легирование приводящее к дисперсионному упрочнению, повышает и зернограничное упрочнение. Следовательно, зернограничное и дисперсионное упрочне­ние можно достичь одним и тем же путем - получением в структуре дисперсных карбо­нитридных фаз V, Nb и Ti. При определенной обработке стали (например, термомехани­ческой) внутри зерна может образовываться совершенная субзеренная структура, в ре­зультате чего внутри кристаллов, ограниченных большеугловыми границами, образуются субзерна, разделенные малоугловыми границами. Образование субзерен может привести к дополнительному упрочнению, которое определяют по формуле: ∆σ_с=к_1сl^-m, где значение показателя степени находятся в пределах 1/2<m<1. Пределы изменения т зависят от степени совершенства субструктуры, строения и разориентировки субзеренных границ. В на­стоящее время невозможно установить точное значении m для данного материала без проведения специальных исследований; то же относится и к коэффициенту к_с. Приведет ли образование малоугловых субграниц внутри кристалла с большиутловыми границами дополнительному упрочнению сплава? Для всех материалов однозначно ответить на этот вопрос нельзя. Па основе ряда литературных данных и исследований авторов можно сде­лать следующие обобщения.

Эффективность зернограничного упрочнения и его доля в пределе текучести материала для конструкционных сталей с ферритной основой значительно больше, чем для аустенитных сталей. Обуславливается это двумя основными причинами, значительно мень­шим диаметром зерна d и большим значением коэффициента зернограниного упрочнения к_у для феррито-перлитных сталей, чем для аустенитных. Так. в сталях на основе α-железа вследствие фазовой перекристаллизации обычно диаметр зерна достигает 10-30 мкм, то­гда как в аустенитных сталях он чаще всего составляет 70-100 мкм и более. Соотвественно и коэффициент к_y≈0.57-0.73 МПа √м для феррито-перлитных статей, а k_y≈0.2-0.5 МПа √м для аустенитных сталей.

Таким образом, различные механизмы упрочнения вносят неодинаковый вклад в предел текучести сплавов и зависит он от типа сплава. Так, в конструкционных сталях на основе α-железа зернограничное упрочнение занимает наиболее значительное место среди других механизмов, тогда как в аустенитных сталях и сплавах оно не определяет конст­руктивной прочности материала и определяющее влияние на прочность оказывают твердорастворное. дислокационное и дисперсионное упрочнения.

Количественная оценка предела текучести. По данным анализа применимости главных механизмов упрочнения для количественной оценки упрочнения различных сплавов определим предел текучести рассмотренных ранее материалов: конструкционных феррито-перлитных статей, сплавов на никелевой и железоникелевой основах, мартенсит­но-стареющих сталей. Подобные принципы количественной оценки могут быть примене­ны у другим сталям и сплавам. Успех при этом будет определяться наличием необходи­мых экспериментальных данных и надежных сведений о механизмов упрочнения.

Конструкционные феррито-перлитные стили Многочисленные литературные дан­ные показывают, что в малоуглеродистых феррито-перлитных сталях реализуются следующие механизмы упрочнения: σ_о - вследствие напряжения трения решетки α-железа: ∆σ_т._р - упрочнение твердого раствора феррита растворенными в нем легирующими эле­ментами. ∆σ_д- упрочнение, внесенное дислокациями, образованными в процессе обра­ботки стати: ∆σ_д.у- упрочнение дисперсными карбидонитридными фазами; ∆σ_п - упроч­нение, вносимое перлитом; ∆σ_з - упрочнение границами зерен; ∆σ_с - упрочнение субгра­ницами (при наличии совершенной структуры). В результате действия указанных меха­низмов феррито-перлитные стали упрочняются в различной степени. В соответствии с принципом линейной аддитивности предел текучести представляет собой сумму компо­нентов:

σ_т = σ_о+ ∆σ_т.р+ ∆σ_д + ∆σ_д.у + ∆σ_п+∆σ_з(или ∆σ_с) (35)

В соотвествии с принципом квадратов напряжения течения предел текучести стали составит:

σ_т = (σ₀²+σ_д² +∆σ_п²)^1/2 + (∆σ_т.р² + ∆σ_д.у²)½-к_уd^½ (или ∆σ_с) (36)

Применительно к рассматриваемым сталям в зависимости от вклада во внутризеренное упрочнение к «слабым» компонентам отнесены σ_0, ∆σ_д, ∆σ_п , а к сильным - ∆σ_т.р, ∆σ_д.у. Следовательно, суперпозиции механизмов упрочнения для конструкционных низко­легированных сталей могут быть оценены по формуле (35) либо (Зб).Расчетные значения предела текучести могут быть сопоставлены с экспериментальными значениями прочно­сти. Для определения каждой из компонентов упрочнения необходмимо провести количе­ственный анализ параметров структуры стали (плотности дислокаций, содержания перли­та, размера, объемной доли и межчастичного расстояния дисперсных упрочняющих фаз. размера ферритного зерна). Для расчета необходимо также установить по литературным ИЛИ экспериментальным данным ряд коэффициентов в формулах упрочнения (к_i, с_i. G, Ь. М, к_у). Ниже приведены примеры такой количественной оценки для ряда промышленных феррито-перлитных конструкционных строительных сталей (таблица 7. 8).Приведенные Примеры показывают, что, используя принцип линейной аддитивности упрочнения по отдельным механизмам, можно ориентировочно оценить вклад каждого из них в предел те­кучести стали. При расчете по принципу аддитивности квадратов напряжений значения предела текучести получаются несколько заниженными.

Отметим, что подобные расчеты необходимы не столько для количественной оценки предела текучести стали по её химическому составу и структуре, сколько для выявления вклада каждого механизма упрочнения в общее упрочнение стали и прогнозирования сба­лансированных механизмов упрочнения. В таблице 5 приведены расчетные формулы для каждой компоненты упрочнения феррито-перлитных сталей.

Данные таблицы 5 показывают, что основными факторами упрочнения являются: легирование феррита (25-40%), зернограничное упрочнение (30-40 %) и упрочнение дисперсными частицами (20-25 %). В целом доля общего дисперсионного упрочнения (учи­тывающего косвенное влияние частиц на другие механизмы, в частности на о,) в суммар­ном пределе текучести еще больше и составляет 30-40 %.

Все другие компоненты (напряжение трения решетки, перлитная составляющая структуры, плотность дислокаций) не вносят столь существенного вклада в предел текучести малоуглеродистой стали; их доля, как правило, не превышает в сумме 20%.

Таблица 7 - Исходные экспериментальные данные для количественной оценки предела текучести малоуглеродистых феррито- перлитных сталей

Характеристика стали	Марки стали
	14Г	09Г2	15ГФ		16Г2АФ	20ГФБ		0912Б
	горячекатанная			нормализованная			изоформинг
Содержание легирующих эле­ментов в ct-Fe, %.
Mn	1,0	1,5	1.0		1,5	1.0		1,5
Si	0,3	0,3	0,3		0.3	0,3		0,3
P	0.03	0,03	0,03		0,03	0.03		0.03
C+N	0,002	0,002	0,002		0,002	0.002		0.002
Упрочняющая фаза (дисперсные частицы)		-	VC		V(C.N)	(V,N)C		NbC
Доля перлита,%	17	12	17		17	23		12
Размер зерна: (номер по ГОСТ 5639-82)	5	5	6,5		9	7		6.5
d, мм	0,054	0,056	0,034		0.014	0,027		0.032
Объемная доля дисперсных частиц f, %		-	0,078		0.096	0.142		0.042
Размер дисперсных частиц D, нм			40		30	35		30
Межпластинчатое расстояние λ, нм			1030		700	670		1000
Характер дислокационной структуры
ρ, см	109	109	109-		109	109		109
l			-			-		0,00125

В практических условиях наиболее целесообразно дисперсионное упрочнение, так как дисперсные частицы вызывают упрочнение не только вследствие собственного вкла­да, но и вследствие косвенного воздействия на зернограничное упрочнение из-за измельчения зерна. Последнее может компенсировать вредное увеличение склонности стати к хрупким разрушениям при упрочнении.

Ставы на никелевой и железоникелевой основах. Сплавы на никелевой и железоникелевой основах, легированные хромом, алюминием, титаном и другими элементами, яв­ляются удобными модельными материалами, на которых относительно легко эксперимен­тально выяаить вклад отдельных механизмов упрочнения и понять эти механизмы в таких реальных материалах, как жаропрочные никелевые сплавы, аустенитные коррозионно-стойкие и жаропрочные стати, мартенситно-стареющие и др. Выбор таких материалов в качестве модельных обусловлен тем, что в них, изменяя состав (заменяя никель железом), можно перейти от г.ц.к. твердого раствора к о.ц.к. твердому раствору путем мартенситного превращения, а также возможностью получать двухфазные аустенитно-мартенситные сплавы с различным соотношением этих фаз, проводить дисперсионное упрочнение ау­стенита и мартенсита интерметаллидами. Различные комбинации этих методов с дефор­мацией позволяют достичь самой различной прочности (предела текучести 60-2700 МПа).

Таблица 8 – Количественная оценка предела текучести малоугдеродистых феррито-перлитных сталей

Показатели	Марка стали **
	15Г	09Г2	15ГФ	15Г2АФ	20Г2БФ	06Г2Б
Компоненты уп­рочнения:
1. Напряжение ре­шетки	30 11	30 11	30 8	30 6	30 7	30 8
2. Легирование твердого раствора	95 36	115 43	95 27	115 24	115 25	115 31
3. Перлитная со­ставляющая	40 15	30 11	40 11	40 8	55 12	30 8
4. Дисперсионное упрочнение	-	-	30 7	105 22	110 25	75 20
5. Упрочнение гра­ницами зерен	100 38	95 35	125 34	195 40	140 31	120 -
6. Упрочнение субграницами зерен	-	-	-	-	-	130 33
Предел текучести:
Расчет по (35)	265	270	365	485	450	370
Расчет по (36)	235	255	295	400	365	300
Экспериментальное значение	300	310	380	470	420	350
Общее дисперсионное упрочнение*	-	-	100	200	150	105

Для понимания последующего материала напомним следующие металловедческие основы, касающиеся этих сплавов. Никелевые сплавы имеют структуру с г.ц.к. решеткой. Легирование их алюминием и титаном позволяет после закалки и старения получать интерметаллиды типа γ'-фазы [Ni₃(Al,Ti)], решетка которых имеет хорошее структурное и ориентационное соответствие с матрицей, а выделения полностью когерентны с матрицей.

Железоникелевые сплавы также имеют г.ц.к. решетку при содержании никеля более 28 %; при меньшем содержании никеля температура начала мартенситного превращения становится выше комнатной и в сплаве протекает мартенситное превращение. С уменьшением содержания никеля до 8-10 % и при легировании хромом, алюминием, титаном и кобальтом можно получать различное соотношение аустенита и мартенсита и, наконец, получать стали титана мартенситно-стареющих с интерметаплндным упрочнением.

В рассматриваемых сплавах на основе твердого раствора с г.ц.к. решеткой действуют следующие механизмы (компоненты) упрочнения: σ₀ - напряжение фения решетки твердого раствора (хромом, алюминием и др.), σ_д^λ- дислокационное упрочнение твердого рас­твора (в данном случае упрочнение можно именовать деформационным): σ_д.у^λ- диспер­сионное упрочнение основы сплава интерметачлидными выделениями типа γ’-фазы.

Таблица 9 – Компоненты упрочнения низколегированных феррито-перлитных сталей

Компоненты упрочнения	Расчетная формула упрочнения	Доля в общем упрочнении. %
1. Напряжение трения	σ о=2·10-4G	5-10
решетки
2. Легирование α-твердого раствора	n ∆σт.р=∑kici j=1	25-40
3. Перлитная составляющая	∆σп=2.4П	5-15
4.Дисперсионное упрочнение	∆σд.у=0,85М Gb х 2πλ Ф1п( λ ) 2b	20-25
5.Дислакационное упрочнение	∆σд =αMGbp½	3-5
6. Зернограничное упрочнение (субструктурное)	∆σз=kyd½ ∆σc=kcl-m	30-40

В сплавах на основе твердого раствора с о.ц.к. решеткой, полученного при мартенситном превращении из твердого раствора с г.ц.к. решеткой наряду с наследованными от аустенита механизмами упрочнения, могут действовать следующие: ∆σ_м^α - упрочнение о.ц.к. твердого раствора в результате мартенситного превращения; ∆σ_д.у^α - дисперсионное упрочнение о.ц.к основы сплава интерметаллидными выделениями типа γ’-фазы; ∆σ_м^α_д -упрочнение о.ц.к. твердого раствора, полученного из деформированного г.ц.к. твердого раствора в результате мартенситного превращения; ∆σ_м^α_д.у - упрочнение о.ц.к. твердого раствора, полученного из дисперсионно упрочненного г.ц.к. твердого раствора, в резуль­тате мартенситного превращения.

Для двухфазных аустенитно-маргенситных сплавов прочность аддитивно суммируется с учетом прочности и доли аустенита и мартенсита:

σ_т^α-γ = σ_т^αf_α + σ_T^ν(1- f_α) (37)

где f_α - объемная доля α-фазы; σ_т^α и σ_т^α- пределы текучести феррита и аустенита соответственно.

Некоторые из указанных компонентов упрочнения (σ₀, ∆σ_T^ν, ∆σ_д^ν можно количественно оценить по аналогии с методами расчета, освещенными в предыдущем разделе при анализе феррито-перлитных сталей. Однако другие компоненты упрочнения рассчитать нельзя из-за отсутствия данных о значении необходимых коэффициентов и структурных параметров в соответствующих расчетных формулах (∆σ_д.у^ν, ∆σ_д.у^α либо из-за отсутствия вообще количественных соотношений для определения кохтпонент (∆σ_м^α, ∆σ_м.д^α, ∆σ_м.д.у^α).

При оценке прочности сплавов с г.ц.к. решеткой не учитывается компонента зернограничного упрочнения, так как её вклад в суммарную прочность относительно мал. Так. в исследованиях М.Л. Бернштейна и Л.М. Капуткиной показано, что в аустенитных сталях при размере зерна 40-50 мкм вклад зернограничного упрочнения соизмерим с вкладом деформационного упрочнения при низкой плотности дислокаций (~2·10⁸ см^-2). С ростом плотности дислокаций деформационное упрочнение значительно перекрывает упрочнение границами зерен. При ρ=5.5·10⁹ см^-2 значение ∆σ_д =160 МПа против ∆σ_з=35 МПа, т.е. вклад деформационного упрочнения в 4-5 раз больше зернограничного. а последнее даже меньше σ_о=70 МПа. Учитывая это, а также то, что в реальных аустенитных сплавах диа­метр зерна еще больше (>70-100 мкм) компонентой зернограничного упрочнения при ко­личественной оценке прочности материалов м г.ц.к. - основой можно пренебречь,

Мартенситно-стареющие стали. Мартенситно-стареющие стали являются малоуглеродистыми (О.03-0.05 %С). содержат 8-20 % Ni, дополнительно легированы титаном, алюминием, молибденом, кобальтом и др. Упрочнение этих сталей происходит за счел об­разования мартенсита при сдвиговом γ—>α превращении и при старении, в процессе кото­рого выделяются упрочняющие иитерметаллидные фазы (NiTi, NiAl, Ni₃Ti, Ni₃Al, F₂Mo и др). Упрочняющие фазы могут быть когерентны с матрицей и полностью некогерентны. Поэтому дисперсионное упрочнение мартенсито-стареющих сталей может осуществиться ПО различным механизмам. В настоящее время не существует расчетных методов строгой количественной оценки механизмов.

Экспериментальное определение вклада отдельных механизмов в прочность мартенситно-стареющих сталей достигается путем определения следующих компонентов упроч­нения ; σ₀- прочность технического железа; ∆σ_т.р - его твердорастворенное упрочнение (легирование никелем, молибденом, титаном, кобальтом и др.): ∆σ_м- упрочнение за счет Мартенситного γ—»α превращения; ∆σ_ду - дисперсионное упрочнение при старении за Счет выделения интерметаллидных фаз. В ряде мартенсито-стареющих статей мартенсит Подвергают деформации и до старения; в этом случае к указанным компонентам упрочне­ния прибавляется компонента деформационного упрочнения - ∆σ_д. Вклад перечисленных Компонентов упрочнения в общую прочность различен. Для мартенсито-стареющих ста­лей, подвергнутых закалке, деформации и старению, наименьший вклад дают σ₀ и ∆σ_т.р (по 8-12 %); больший вклад вносит мартенситное превращение ∆σ_м (15-25 %). затем де­формация мартенсита ∆σ_д (20-35 %). Наибольшее упрочнение достигается за счет компо­ненты ∆σ_ду (35-45 %). Сочетание деформации со старением мартенсита позволяет достичь σ_в=2400 МПа . Без деформации достигается σ_в =2000 МПа. В этом случае относительная доля каждой из оставшихся компонент упрочнения больше. Например, вклад дисперсион­ного упрочнения достигает половины значения предела прочности.

Мартенситно-стареющие стали сочетают высокую прочность с высоким сопротивлением хрупкому разрушению. Пластичность и вязкость матрицы (мартенсита) обусловлена легированием твердого раствора никелем и кобальтом, элементами, уменьшающими энер­гию взаимодействия дислокаций с атомами внедрения, малым содержанием углерода в Сталях и низкой плотностью точек закрепления дислокаций. Равномерное распределение упрочняющих интерметаллидов в пластичной матрице дает небольшие пики напряжений под нагрузкой. Это в сочетании с пластической матрицей обеспечивает высокое сопро-. ТИаление пластическому и хрупкому деформированию.

Эффективность различных механизмов упрочнения при повышенных температурах. Анализ температурной зависимости различных механизмов упрочнения в сплавах на основе тугоплавких металлов в интервале температур Т/Т_пл= 0,1-1,0 выполнен В.И. Трефичовым и В.Ф. Моисеевым.

При повышенных температурах следует выделить три основных механизма упрочнения: твердорастворное. деформационное и дисперсионное (дисперсное), каждый из них может включать ряд отдельных слагаемых прочности. На рисунке 50 показана темпера­турная зависимость этих механизмов упрочнения для тугоплавких металлов и сплавов на их основе. В тугоплавких металлах технической чистоты, являющихся сплавов, наличие примесей внедрения вызывает (рисунок 50,а) по сравнению с теми же металлами высокой чистоты упрочнения за счет закрепления дислокаций атмосферами и образования полей упругих напряжений. В них сохраняется повышенный уровень предела текучести (до 0,4Тпл). Твердорастворное упрочнение (рисунок 50,6) элементами замещения может быть эффективно до температур 0,6-0.65 Т_пл, хотя разупрочнение начинается с 0.45 Т_пл. Холод­ная деформация сплавов (рисунок 50.6) значительно повышает предел текучести при низ­ких температурах (<0.3 Т_пл), однако при повышении температуры вследствие протекания процессов возврата, полигонизации и рекристаллизации до 0.4-0.5 Т_пл, наступает резкое разупрочнение.

В сплавах, упрочненных дисперсными частицами (рисунок 50.в), температурная зависимость предела текучести в значительной степени определяется типом дисперсных частиц, условиями их образования или введения в сплав, объемной долей их т.п. Дисперсионно-упрочненные сплавы, в которых дисперсные частицы образовались при старении в результате распада пересыщенного твердого раствора, в области низких и средних темпе­ратур (до 0,5Т_ПЛ) имеют высокую прочность вследствие максимального измельчения вто­рой фазы и сохранения частичной когерентности выделений и матрицы. Такие сплав при 0.6-0,7 Т_пл обычно быстро разупрочняются вследствие протекания процессов коагуляции и частичного растворения выделений. Поэтому при температурах выше 0,6-0,7 Т_пл более жаропрочными являются дисперсноупрочненные сплавы, в которых упрочняющая неко­герентная фаза получена значительно большого объема (до 5-10 %) и получена методами порошковой металлургии, внутреннего окисления или азотирования, направленной эвтек­тической кристаллизации и т.д. Следует отметить, что такие дисперсноупрочненные спла­вы до температур 0,6 Т_пл имеют меньшую прочность, чем дисперсионные (стареющие) сплавы, но зато у них повышенная прочность может сохраняться до 0,7-0,8 Т_пл. Следова­тельно, дисперсионное и особенное дисперсионное упрочнения по сравнению с другими механизмами упрочнения являются наиболее термически стабильными.

1 - исходные металлы высокой чисто­ты; 2 - то же, техническое упрочнение; 3 -твердорастворное упрочнение; 4 - дефор­мационное упрочнение; 5 - дисперсионное упрочнение; 6 - дисперсионное упрочнение Рисунок 50 - Схема температурной зависимости предела текучести при различных механизмах упрочнения сплавов на основе тугоплавких металлов (И. Трефилов, В.Ф. Моисеев)

1- неупрочненный металл: 2 - суб­структурное упрочнение; 3 - дисперсион­ное упрочнение; 4 - композиционное уп­рочнение волокнами: 5 - комбинация не­скольких механизмов упрочнения: 6,- теоретическая прочность Рисунок 51 - Обобщенная диаграмма пре­дельной жаропрочности (B.C. Иванова . Л.К. Гордиенко и др.)

С учетом ползучести жаропрочных сплавов при высоких температурах разработана обобщенная диаграмма предельной жаропрочности (рисунок 51). Характеристикой жаропрочности на этой диаграмме является отношение напряжений, обусловливающих экви­валентную для различных механизмов упрочнения скорость ползучести, к напряжению, характеризующему ту же скорость ползучести неупрочненного металла. Если кривая 1 характеризует жаропрочность металла основы сплава, то субструктурное упрочнение по­вышает жаропрочность всего сплава (кривая 2). Дисперсное упрочнение (кривая 3) до бо­лее высоких температур способствует сохранению высокого сопротивления ползучее™. Наиболее высокой жаропрочностью обладают композиционные материалы (кривая 4). Путем комбинации нескольких механизмов упрочнения можно обеспечить более высокую жаропрочность (кривая 5). Предельная или теоретическая прочность материала до темпе­ратуры плавления прогнозируется кривой 6.

Из приведенных материалов видно, что персионное и особенно дисперсное упрочнения являются наиболее термически стабильными по сравнению с другими механизмами упрочнения (деформационным и твердорастворным).

1