Структура металла и хрупкость стальных изделий

Таблица 4.1. Сопоставление двух методов определения /?мс

разцов на растяжение в интервале температур. По сути этот метод определения величины сопротивления микросколу есть не что иное, как некоторое дополнение к прямому способу отыскания R uс для

случаев, когда по тем или иным причинам не достигнута температура вязко-хрупкого разрушения и, следовательно, не реализовано ус­ ловие S K = ат = R MC. Тем не менее, если в процессе проведения

испытаний на растяжение удается получить хотя бы часть нисходя­

формированного материала по способу, изложенному в п. 4.1.8, а затем экстраполяцией деформационной зависимости R MCe на ф = О

101

раполяции для определения искомого i?MC. Естественно, чем меньшие значения относительного поперечного сужения (ф) в шейке достигну­ ты при механических испытаниях, тем с большей точностью будет определено напряжение микроскола.

В качестве примера рассмотрим образцы из сталей У7, У8 и 45,; подвергнутые растяжению до разрушения в интервале температур 20 -----196 °С. В табл. 4.1 приведены значения механических ха­ рактеристик, а также коэффициента В , необходимые для дальней­

шего графического нахождения сопротивления микросколу. По расчетным значениям сопротивления микросколу R Mсе деформирован­

ных в шейке сталей и соответствующим им деформациям в шейке ф строится зависимость (рис. 4.7), экстраполяция которой (штрихо­ вые линии) позволяет определить сопротивление микросколу исход­ ного (не деформированного) материала. Как видно из табл. 4.1,; отличие значений i?MC, полученных прямым методом и экстраполя­ цией RUCe, вполне допустимое.

§ 4.2. Влияние размера зерна малоуглеродистых сталей на Я мо

тролирующим размер критической субмикротрещины в момент мик­ роскола. Поэтому анализировать влияние структуры стали на харак­ теристику Дмс нужно начинать именно с таких материалов, где кар­ тина полученных результатов не будет осложняться за счет других структурных факторов — пластин и глобулей цементита. Прежде чем приступить к изложению результатов специально проведенных экспериментов, необходимо внимательно проанализировать имею­ щийся литературный материал. В настоящее время по проблеме

102

хрупкого разрушения стали имеется обширная литература, в кото­ рой так или иначе отражена взаимосвязь сопротивления хрупкому отрыву сталей с их структурой.

Так, еще в 50-е годы Я. И. Потак и В. В. Сачков [71] на широком классе материалов исследовали зависимость сопротивления отрыву {определяемого как напряжение разрушения при отсутствии призна­ ков пластичности г|э « 0) от размера зерна. Поскольку испытания [71] проводились только при температуре жидкого азота (—196 °С),

можно лишь приближенно сопоставить это напряжение с сопротив­ лением микросколу i?MC. Так как эта работа проведена до развития основных представлений дислокационной теории прочности, экспе­ риментальные результаты даны в координатах S Ql- — / (d). Пред­

ставив результаты [71] в координатах S or — d~Ч* (рис. 4.8), получим

вполне удовлетворительное распределение экспериментальных то­ чек как для железа, так и для стали вблизи теоретически рассчитан­ ной прямой. На рис. 4.9 представлены значения напряжения хруп­ кого разрушения акр, определенные по данным работ [26, 29, 53, 22, 44, 86], где представлены результаты исследований температурной

обобщил эксперименты различных литературных источников (см. рис. 1.3). Здесь автор отмечает, что все данные по напряжению хруп­ кого разрушения образуют явно выраженную зависимость от пара­

метра 6 Г Следует отметить, что Нотт не приводит какого-либо

физического обоснования наблюдаемой закономерности, а конста­ тирует факт и сожалеет о том, что нет физической теории, которая дала бы ей количественное объяс­ нение. В то же время совершенно

действительного зерна среднеуглеродистой стали (по данным [71]):

1 — отжиг; 2 — нормализация; 3 — закалка 730, отпуск 200 °С; 4 — закалка, 780, отпуск, 200 °С.

Рис. 4.9. Критическое напряжение хрупкого разрушения по литературным данным:

1 — [26], 2 — [29], 3 — [22], 4 — [53], 5 — [44], в — [86], 7 — расчет по (2.29).

103

Рис. 4.10. Зависимость напряжения хрупкого разрушения от структуры же­ лезо-углеродистых сплавов [27]. Штри­ ховая линия — расчет по (2.29).

Рис. 4.11. Оптическая микроструктура армко-железа (X 100).

ЧВ сГ'кмм’к

очевидно, что, несмотря на значительное рассеяние эксперименталь­ ных точек, совокупность данных на рис. 1.3 вполне удовлетворитель­ но укладывается в область значений, предсказываемых теорией микроскола (сплошная линия проведена в соответствии с критерием (2.29)). Интересно, что на схеме, обобщающей данные различных авторов по зависимости напряжения хрупкого разрушения от струк­ туры железо-углеродистых сплавов (рис. 4.10), общий наклон состав­ ляет примерно 20 даН/мм3/*# что достаточно близко теоретичес-

Рис. 4.12. Зависимость прочности 'а0 2» ав* 5 к) и пластичности (гр) армко-железа от температуры испытания.

Рис. 4.13. Экспериментальная проверка структурной зависимости критического напряжения хрупкого разрушения окр от размера зерна:

1 — арико-желеао! 2 — сталь 08кд,

104

наблюдается значительное рассеяние точек, связанное с недостаточ­ но корректным определением критического напряжения хрупкого раз­ рушения сгКр по опубликованным работам.

Ниже приводятся результаты специально поставленных экспе­ риментов на образцах из армко-железа и малоуглеродистой стали 08кп для изучения зависимости сопротивления микросколу от раз­ мера зерна. Для получения набора состояний с различными размера­ ми зерен феррита многократно повторялась комбинация пластичес­ кой деформации волочением (8—10 %) и последующего отжига в ин­ тервале температур 950—1100 °С и времени выдержки 3—20 ч. В итоге были получены образцы с размерами зерен 20—370 мкм (рис. 4.11). На рис. 4.12 приведены типичные кривые температурной зависимости S 1 , ап, а0,2 И ф для армко-железа. Обработка первичных

данных в координатах сг1ф — d~'/2 приведена на рис. 4.13. Как ви­

дим, совпадение расчета (сплошная линия) с экспериментом в этом случае вполне удовлетворительное.

Следующая серия экспериментов была проведена на сталях эвтектоидного состава в различных структурных состояниях.

§ 4.3. Влияние перлитного зерна эвтектоидных сталей на Ямо

Как следует из теории и подтверждено в предыдущем параграфе, сопротивление микросколу Ямс определяется тем структурным па­ раметром, который оказывает не­ посредственное влияние на величи­ ну зародышевых субмикротрещин г3. Для однофазных металлов та­

ким эффективным структурным элементом является зерно, по-

Рис. 4.14. Электронная микрофотография структуры патентированной стали 70 (X 25 ООО1'.

Рис. 4.15. Зависимость критического напряжения хрупкого разрушения от действительного зерна стали:

1 — армко-железо; 2 — сталь У8, отжиг; з — сталь 70, нормализация; 4 — сталь 70, патентирование; 5 — сталь У8, патентирование; сплошная линия — расчет по (2.29).

103

скольку расстояние между большеугловыми границами зерен опреде­ ляет длину единичной линии скольжения и по формуле (2.10) размер св.

Менее однозначна картина в гетерогенных сплавах, например сталях перлитного класса. Многообразие структурных состояний различ­ ной степени фрагментации затрудняет нахождение эффективного структурного параметра d (в дальнейшем называемого действитель­

ным зерном), определяющего уровень хрупкой прочности исследу­ емого материала. Ясно, что такими параметрами могут быть лишь те структурные образования, границы которых задерживают движу­ щиеся дислокации. Это границы перлитных зерен, пакетов мартен­ сита или бейнита, т. е. участки структуры с большеугловыми грани­ цами. Отсюда следуют и методы определения таких фрагментов структуры — фрактографический анализ поверхностей хрупкого разрушения и электронная микроскопия на просвет (в темном поле) — с целью выявления областей селективного отражения (ОСО). Как показал опыт, оба метода дают вполне сопоставимые результаты,; поскольку размер участков хрупкого скола на фрактограммах со­ ответствует размеру ОСО.

Проведенные исследования, а также сведения, имеющиеся в ли­ тературе [34, 87—89] свидетельствуют, что в отожженных, норма­ лизованных и патентированных (изотермическая закалка) сталях эвтектоидного состава эффективным структурным элементом, опреде­ ляющим величину зародышевой субмикротрещины, является перлит­ ное зерно. Таким образом, остается лишь экспериментально опреде­ лить сопротивление микросколу /?мс, равное критическому напря­ жению хрупкого разрушения сткр, и сопоставить его значение с рас­ считанным по формуле (2.29), куда вместо d необходимо подставить

размер зерна перлитной колонии.

Исследования проведены на образцах из сталей 70 и У8 в ото­ жженном, нормализованном и патентированном состояниях (рис. 4.14). В каждом структурном состоянии размер действительного зерна ста­ ли определялся с помощью методов оптической и электронной микро­ скопии, а также по результатам фрактографического анализа. Со­ противление микросколу отыскивалось прямым методом по испыта­ ниям на растяжение в интервале температуры 20 ----- 196 °С. Как видно из рис. 4.15, опытные значения напряжения хрупкого разру­ шения пластинчатого перлита хорошо подтверждаются зависимостью согласно теории, если исходить из предположения, сопротивление микросколу в данном случае контролируется размером перлитного зерна.

§ 4.4. Стали в улучшенном и бейнитном состояниях

Как и во всех рассмотренных выше структурных состояниях,; так и в закаленном и бейнитном основная задача структурных ис­ следований — правильное идентифицирование действительного зер­ на стали. В литературе накоплен достаточно убедительный экспери-

106

Рис. 4.16. Структура закаленной конструкционной стали с содержанием угле­ рода 0,3 % при исследовании на просвет тонкой фольги под электронным микро­ скопом:

а — светлопольное изображение пакета мартенсита (х 3000); б — тот же участок, наблюдае­ мый в темном поле (Х3000); отчетливо видна область селективного отражения.

ментальный материал, свидетельствующий, что в рассматривае­ мых в настоящем параграфе структурных состояниях большеугло­ вые границы имеют так называемые мартенситные и бейнитные пакеты. Следовательно, задача состоит в корректном определении их размеров.

Эксперименты проводились на образцах из стали с содержанием 0,3 % углерода в улучшенном состоянии. Электронно-микроскопи­ ческие исследования закаленной и отпущенной малоуглеродистой стали (0,3 % С) позволили установить, что область селективного отражения составляет (в среднем) 6—7 мкм (образцы закаливались от 900 °С). Как и следовало ожидать, наблюдаемые ОСО были иден­ тифицированы как мартенситные пакеты (рис. 4.16). Выше, в гл. 2 отмечалось, что присутствующая в сталях вторая фаза — цементит может служить конкурирующим источником инициирования микроскола. И чем мельче действительное зерно — именно такая ситуация возникает при закалке стали,— тем больше вероятность выполнения условия с3 < сц, что означает переход микромеханизма инициирова­

ния разрушения от гомогенного типа к гетерогенному. Практичес­ кая важность этого момента обусловлена тем, что хрупкое разрушение, вызванное растрескиванием цементитных частиц, обычно происхо­ дит при напряжениях, более низких, чем в случае реализации зеренного механизма микроскола. Поэтому при исследовании закономер­ ностей хрупкого разрушения сталей в улучшенном состоянии один из эффективных структурных параметров — мартенситный пакет — был зафиксирован за счет сохранения одинаковых условий закалки (постоянная температура аустенитизации) для всех образцов, а дис­ персность второй фазы варьировалась за счет изменения температу­ ры отпуска, в пределах, не оказывающих влияние на размер мартенсит­ ного пакета. Анализ электронно-микроскопических и фрактографических исследований (табл. 4.2) свидетельствует, с одной стороны, о том, что фрактография хрупких изломов может с успехом приме­ няться для экспрессного определения величины эффективного струк­ турного параметра, определяющего размер зародышевой субмикро­ трещины, а с другой — о практическом постоянстве размеров мар-

107

Таблица 4.2. Влияние отпуска на изменение структуриых и прочностных характеристик закаленной стали типа СП

тенситных пакетов в процессе отпуска. Как видно из табл. 4.2, рас­ чет сопротивления микросколу по (2.29) (где d — размер мартенсит­

ного пакета) удовлетворительно совпадает с прямым эксперимен­ тальным определе1 иэм /?мс. Таким образом, хрупкое разрушение закаленной и отпущенной малоуглеродистой стали характеризуется зеренным механизмом зарождения микроскола, а минимальное на­ пряжение хрупкого отрыва определяется только размером мартен­ ситных пакетов.

Закономерности хрупкого разрушения сталей с бейнитной струк­ турой с позиций модели микроскола исследовались на двух марках стали — 30 и 70. Известно [90], что при бейнитном превращении могут реализоваться все 24 кристаллографические ориентировки, вследствие чего возникает структурный комплекс, состоящий из более мелких (по сравнению с мартенситными) бейнитных пакетов.

Рис. 4.17. Зависимость механических характеристик конструкционной стали с содержанием 0,3 % углерода в бейнитном состоянии от температу­ ры испытания.

Рис. 4.18. Зависимость критического напряжения хрупкого разрушения стали 70 в бейнитном состоянии от размера зерна.

108

щие соображения, основной вывод которых сводится к тому, что чем мельче действительное зерно стали (или пакет), тем выше со­ противление хрупкому отрыву, находят подтверждение в уже упоми­ навшейся схеме Нотта (рис. 4.10), однако при детальном рассмотре­ нии, как увидим дальше, могут претерпеть принципиальные изменения.

Изотермическая закалка стали 30 (£из = 250 °С) обеспечила по­ лучение бейнитных пакетов размером 2,9—3,6 мкм. Для определе­ ния величины пакетов в данном случае применялась методика темно­ польного исследования. На рис. 4.17 представлены температурные зависимости прочностных £ к, огв и пластической г|) характеристик стали 30 в бейнитном состоянии. Ход кривых аналогичен изменениям тех же характеристик при исследовании, например, чистого железа или отожженной стали, что может явиться косвенным свидетельством реализации механизма внутризеренного микроскола. Как видно из рис. 4.17, прямым путем определить сопротивление микросколу в данном случае невозможно. Поэтому воспользуемся методикой рас­

следующие значения напряжения хрупкого разрушения: 198; 198; 240 даН/мм2. Как видим, значения 7?мс, полученные эксперименталь­ но, ниже, чем предполагается по теории (расчет по (2.29)). Учитывая вид температурной зависимости напряжения разрушения — явно выраженную тенденцию к резкому спаду S„ в области Гх,— можно предположить, что в данном состоянии равновероятны оба механиз­ ма микроскола — зеренный и цементитный. К сожалению, провести количественный анализ — по критическому соотношению эффектив­ ных параметров d/ta (2.18) — не удалось вследствие высокой степе­

ни дисперсности карбидной фазы, что затрудняло определение раз­ меров частиц. В последующих экспериментах на образцах из стали 70 в бейнитном состоянии удалось создать такие структурные состо­ яния, в которых реализация зереиного микромеханизма микроскола затруднена. Изотермический распад при 300 °С после аустенитиза­ ции в пределах 900—1100 °С позволил получить бейиитную структу­ ру со следующими пакетами: 4,3; 3,2; 2,7; 1,3 мкм. Эксперименталь­ ные значения R MCдля этих состояний располагаются ниже теорети­

ческих (рис. 4.18), образуя при этом горизонтальную полочку, сви­ детельствующую о том, что напряжение хрупкого разрушения не за­ висит от величины бейнитного пакета (действительного зерна такой стали). Неизменность температуры распада переохлажденного аус­ тенита обеспечила получение одинаковой дисперсности цементита, чем и объясняется постоянный уровень напряжения микроскола для всех исследованных состояний. Аналогичную тенденцию — ста­ билизацию напряжения хрупкого разрушения при измельчении зерна — мы уже наблюдали на схеме Нотта (рис. 4.10). Правда, за­ гиб, т. е. отклонение от прямолинейной зависимости на рис. 4.10 намечался на более низком уровне напряжений разрушения. С по­ зиций идеи микроскола как первичного источника разрушения этот эффект становится понятным. При достижении критического значе-

109

шения железа и сталей (перлитного класса), в основе которой лежит

на'*—п поддается строгому теоретическому расчету на основе модели разрушения металлов от зародышевых субмикротрещин. Мы убеди­ лись, что, несмотря на явный гетерогенный характер структуры пер­ литных эвтектоидных, термообработанных путем закалки с отпуском или бейнитирования углеродистых конструкционных сталей, сопротивление микросколу зависит только от размера действитель­ ного зерна (пакета) и не зависит от характера внутризеренной струк­ туры.

Создается впечатление£ что по отношению к характеристике /?мс имеются условия, когда гетерогенная сталь ведет себя точно так же, как гомогенная, и в этом смысле ее можно рассматривать в качестве квазигомогеиной. Обычно такое квазигомогенное состояние стали

110