Структура металла и хрупкость стальных изделий

(рис. 6.2). Здесь приведены (кривые 1, 6) уже упоминавшиеся в § 3.3

экспериментальные данные Г. В. Ужика по зависимости стали

45 от степени деформации и Л. А. Копельмана по влиянию степени деформации на S0Tp стали M16G [58]. Экспериментальные данные об­

разуют достаточно узкую зону разброса, что позволяет провести ус­ редненную кривую, аналитическое выражение которой можно запи­ сать в следующем цид^

Из рис. 6.2 видно, что_.увелизение сопротивления микросколу, ко­ торое затем происходит с насыщением на уровне Дмо « 1 ,6 уменьша­ ется. |Таким образом, приведенные экспериментальные результаты деформационной зависимости сопротивления микросколу железа и малоуглеродистых сталей (в которых единственно возможным ме­ ханизмом микроскола является зеренный) подтверждают высказан­ ное выше (§ 3.3) предположение о том, что i?Mce зависит не только от степени измельчения зерна, но и текстурованности материала. За­ метим, что последнее условие имеет теоретический характер, посколь­ ку пока нет экспериментальных данных, подтверждающих его. Тем не менее немонотонный характер изменения сопротивления микро­ сколу при деформации железа и малоуглеродистых сталей свидетель­ ствует о том, что i?MCe деформированного материала определяется не

Рис. 6.1. Изменение сопротивления микросколу в процессе пластической деформации армко-железа и стали:

1 — армко-желево, (d3 = 140 мкм); 2 — сталь 20 (da =* 50 мкм); 3 — сталь 10 (d3 = = 40 мкм); 4 — сталь 10 (d3 = 10 мкм).

Рис. 6.2. Зависимость сопротивления малоуглеродистой стали хрупкому разрушению от пластической деформации:

J — расчет по (6.1); 2 — сталь 10; 3 — сталь 10; 4 сталь 20; S — армко-желеао; в —• по [57]; 7 — по [58].

§6.2. Деформация перлитных сталей

Внастоящем параграфе рассмотрим результаты первых экспери­ ментов, предпринятых с целью выяснения характера деформационной зависимости сопротивления микросколу структуры пластинчатого перлита11. Несомненно, наличие второй (цементитной) фазы, потенци­ ально являющейся источником гетерогенного микромеханизма разру­ шения (§ 5.2), может, при определенных условиях, существенно изме­ нить характер зависимости 7?шс от величины пластической деформации.

Эксперименты проводились на образцах из стали 70 в двух струк­ турных состояниях — после отжига (900 °С, 2 ч) и нормализации

(950 °С, выдержка 10 мин). В- первом случае перлитное зерно du « « 40 мкм, а толщина цементитных пластин tn ж 0,05 мкм; во втором du « 20 мкм и £ц » 0,03 мкм соответственно. Для отжига d j t ц = == 800., для нормализации dn/tn = 700. Это свидетельствует, что в

обоих случаях должен реализоваться зеренный микромеханизм микроскола.1 В то же время характер температурных зависимостей прочностныххърактеристик — сто,2, ав и S K(рис. 6.3), а также низкий уро­

вень пластичности указывают на возможность срабатывания цементитного источника микроскола. Так, поперечное сужение в 'шейке ф исходной, не деформированной отожженной стали 70 уже при ком­ натной температуре (рис. 6.3) составляет всего 20—25 % , а напряже­ ние разрушения снижается до уровня условного предела текучести сто,г плавно, в отличие от скачкообразного изменения в случае зерен-

ного источника микроскола. Таким образом, не всегда зная отноше­ ние d/tn, можно с уверенностью судить о типе микромеханизма раз­

рушения. Поскольку из-за пластической деформации, превышающей примерно 60 % (на отожженной стали), область вязко-хрупкого пе­

рехода сместилась ниже температуры жидкого азота (—196 °С), оп­ ределение Дмсв прямым методом оказалось невозможным, парал­ лельно проводился эксперимент по нахождению сопротивления ми­ кросколу деформированной стали по испытаниям на растяжение проволочных образцов с узлом (см. п. 4.1.5ЦС этой целью заготовки двух серий образцов различных исходных диаметров (0,8—2,53 мкм) отжигались и нормализовались, а затем протягивались через волоки до одного и того же диаметра 0,8 мм. Таким образом, были получены состолпия с различной степенью суммарной деформации 0—90 %. На рис. 6.4 приведены кривые деформационной зависимости сопро­ тивления микросколу отожженной (7, 2) и нормализованной (3) ста­

ли 70. Нетрудно заметить, что независимо от способа определения 7?мсе (7 — прямой метод, 2 — растяжение с узлом) результаты хо­

рошо1согласуются между собой, что еще раз демонстрирует преиму­ щества методики растяжения с узлом для определения сопротивле­ ния микросколу материалов с низкой температурой хладноломкости. Если на отожженной стали прямым методом удалось определить 7?Мсе образцов, деформированных не более, чем на 60 %, то на нормализо­ ванной стали этого не удалось сделать даже на исходном состоянии* поскольку температура хладноломкости ее оказалась ниже —196 °С.

u Исследования проведены Д. И, Никоненко и Ю. А, Полушкиным,

132

Кроме того, как для отожженного, так и нормализованного со­ стояния увеличение пластической деформации сопровождается по­ стоянным ростом RMCeбез заметного стремления к снижению, как это отмечалось для железа и малоуглеродистых сталей (рис. 6.1).

В связи с этим интересно сопоставить характер деформационной

начальных этапах деформации кривые почти совпадают, то при ис­ тинной деформации, превышающей 0,7—0,8, они существенно разли­ чаются. По-видимому, процесс активного текстурообразования, зако­ номерно снижающий Race малоуглеродистых сталей (феррит), не

оказывает подобного влияния на сопротивление микросколу перлит­ ной системы. Это обстоятельство — независимость Race от текстуры

деформации — может служить косвенным свидетельством того, что инициатором разрушения исследуемой стали 70 (как в отожженном,; так и нормализованном состоянии) является цементитный механизм микроскола, поскольку размер цементитной зародышевой субмикро­

133

трещины (в отличие от зеренной) не зависит от эффективного скалы­ вающего напряжения, растущего по мере образования текстуры.

Можно лишь предположить, что деформационная зависимость сопротивления микросколу гетерогенной стали в условиях реализа­ ции зеренного механизма микроскола будет иметь характер, подоб­ ный наблюдаемой для гомогенной стали. Однако окончательный от­ вет будет получен только после проведения дополнительных иссле­ дований.

§6.3.Д еф орм ация сталей е-иитбулярным цементитом

Как отмечалось выше в § 5.3, хрупкое разрушение сталей с глобу­ лярным цементитом так же, как и с пластинчатым, может инициирова­ ться двумя микромеханизмами микроскола — зеренцым и цементитным. В настоящем параграфе рассмотрим экспериментальные резуль­ таты по влиянию пластической деформации на сопротивление микро­ сколу, относящиеся к случаю реализации цементитного микромеха­ низма разрушения 12.

/Исследования проводились на сталях 45 и У7, подвергнутых сфероидизирующему отжигу. В результате термических обработок для сталей 45 и У7 были получены структурные состояния, соответ­ ственно характеризующиеся следующими параметрами: d$ = 20 и

12 мкм и йц = 1,14 и 1,0 мкм, и прямым методом определены ДМс =

по (2.29), исходя из размера действительного зерна, что является надежной гарантией получения структурного состояния, хрупкое разрушение которого инициируется растрескиванием глобулей це­ ментита. Затем образцы сталей 45 и У7 подвергались волочению с суммарными обжатиями 10, 30, 50, 65, 84 и 95 % и испытаниям на растяжение при 20 -=-----196 °С для нахождения Ямсс. На рис. 6.6 приведены кривые деформационной зависимости 7?мсе исследован­ ных сталей. На образцах из стали У7, подвергнутых деформации 84 и 95 %, невозможно определить прямым методом R Mce. И тем не ме­

нее экспериментальные данные по влиянию деформации на сопротив­ ление микросколу стали с глобулярным цементом (при условии реа­

(рис. 6.7).

На рис. 6.7 объединены деформационные зависимости R MCeсталей,

различающихся типом источника микроскола. Это субмикротрещи­ ны, возникающие у границ действительного зерна стали (кривая 7,; зеренный микромеханизм разрушения), срез (скол) пластин цементи­ та (кривая 2, цементитный микромеханизм) и цементитный источ­

ник микроскола, но при растрескивании (срезе) сферического цемен­ тита. Как видим, на первых этапах пластической деформации, незави­ симо пт вида источника микроскола, характер изменения сопротив-

13 Эксперименты проведены А. В. Шевченко,

134

Рис. 6.6. Зависимость сопротивления микросколу стали с глобулярным цементи­ том от степени деформации:

1 — сталь 45; В — сталь У7А.

Рис. 6.7. Влияние типа источника микроскола на характер деформационной за­ висимости напряжения хрупкого разрушения деформированной стали:

1 — субмикротрещина у границы действительного зерна; В — срез пластины цементита; 3 — срез (скол) глобуля цементита.

ления микросколу идентичен для трех кривых, однако после неко­ торой деформации, примерно 50—60 %, он различается. Причем следует отметить, что в случаях реализации зеренного и цементитного (глобулярного) источников микроскола изменения зависимостей Rme аналогичны, а для стали с пластинчатым цементитом принципи­

ально иное. При этом отметим сходство и различие в поведении тем­ пературных зависимостей напряжения разрушения (S K) малоугле­

родистых сталей, эвтектоидных (пластинчатый перлит) и сталей с глобулярным цементитом. На сталях, источником микроскола в ко­ торых является зеренный или цементитный (глобулярный) микромеха­ низм, в области хрупко-вязкого перехода напряжение разрушения резко снижается до уровня предела текучести, тогда как при реа­ лизации цементитного микромеханизма на пластинчатом перлите оно относительно плавно приближается к пределу текучести.

Причины наблюдаемого сходства и различия в поведении дефор­ мационной зависимости сопротивления микросколу сталей с разной исходной структурой объясняются, по-видимому, особенностями процессов скольжения, точнее передачи скольжения от зерна к зерну* осложненных значительной пластической деформацией.

§6.4. Влияние структурного состояния

имикронапряжений второго рода

на запас вязкости стали

В гл. 4 и 5 рассматривались экспериментальные данные по струк­ турной зависимости сопротивления микросколу различных материа­ лов. Как и следовало ожидать из теории* для гомогенных и квазигомо­

135

генных сталей, хрупкое разрушение которых может инициироваться только одним из возможных микромеханизмов разрушения — зеренным, наблюдается четкая зависимость R ac от размера действитель­

ного зерна (рис. 4.13). Однако для материалов, в которых возможна смена микромеханизма разрушения, эта зависимость при опреде­ ленных условиях (2.18), (2.21) претерпевает закономерное изменение (рис. 5.1) или исчезает. Иными словами, не всегда измельчение зерна стали приводит к росту ее сопротивления хрупкому разрушению. Естественно предположить, что и для второй фундаментальной меха­ нической характеристики металла — коэффициента вязкости К в — должна существовать аналогичная ситуация, поскольку К в и R MC жестко связаны известным отношением (Кв = /?мс/ат). Рассмотрим

результаты, подтверждающие это предположение. Итак, сначала за­ пишем в явном виде зависимость Кв от размера действительного зер­ на металла d (рис. 6.8):

ля коэффициент вязкости К в были выбраны (из собственных резуль­

татов, а также литературных источников [26]) состояния с примерно одинаковым уровнем а0 = 7 -т- 9 даН/мм2. Как видно из рис. 6.8,; при фиксированном значении а0 измельчение зерна феррита сопро­ вождается закономерным ростом К в. Несколько иная зависимость Кв от d наблюдается для структуры пластинчатого перлита (рис. 6.9).

Выше упоминали (гл. 5), что на сталях эвтектоидного состава для гру­ бо- и тонкодисперсного пластинчатого перлита достаточно сложно получить структурные состояния, характеризующиеся отношением d/tn >• 550. Поэтому зависимость К в от d стали в области больших

размеров действительного зерна представлена штриховой кривой

новится меньше некоторого критического (рис. 5.1), дальнейшее его измельцение не приводит к росту запаса вязкости стали. Этот эффект более ярко проявился на образцах отожженной стали У8 (рис. 6.9* кривая 1). Такое изменение зависимости К в от d зерна стали вполне закономерно. Действительно, при выполнении условия d3 = dкр

происходит смена микромеханизма разрушения от зеренного к цементитному и никакие изменения d не могут повлиять на значение R MCи, следовательно, на К в. Некоторый подъем Кв на образцах нор­

мализованной стали 70 объясняется тем, что при измельчении перлит­ ного зерна d нормализованной стали не удалось избежать некоторой

диспергизации самого перлита, что привело к росту 7?мс и, как след­ ствие, увеличению К в. Наиболее ярко влияние типа микромеханиз­

ма разрушения на структурную зависимость коэффициента вязкости проявилось в экспериментах на сталях с глобулярным цементитом.

136

наблюдаемой на чистом железе (рис. 6.8, кривая 1). Однако при вы­

полнении условия сУ^ц 52, когда микроскол вызывается сколом цементитных глобулей, вязкость стали не зависит от d. Так, при од­ ном и том же размере ферритного зерна примерно 12 мкм (d~ 1/2 « 9)

в зависимости от типа источника микроскола коэффициент вязкости стали изменяется в пределах 6 т З и (рис. 6.10, точки А и А ').

В заключение можно сделать вывод, что измельчение зеренной структуры положительно влияет па запас вязкости стали лишь в том случае, когда действительное зерно рассматриваемого материала яв­ ляется источником микроскола. В противном случае уменьшение размера зерна стали без учета дисперсности цементита может привес­ ти к обратному эффекту — снижению Кв и охрупчиванию материала.

Несомненно, что немаловажное значение в определении запаса вязкости стали должны иметь внутренние напряжения второго рода. Во-первых, как установлено экспериментально [5], отпуск закален­ ной стали, приводящий к снижению уровня искажений решетки Аа/а, сопровождается уменьшением предела текучести и, следова­

тельно, ростом коэффициента вязкости. Во-вторых, значение так на­ зываемого эффективного напряжения микроскола, инструментальное

d-’b , мм-ь

Т а б л и ц а 6.1. Влияние температуры отпуска и времени естественного старения на характеристики тонкой структуры и сопротивление микросколу конструкционной стали

значение /?ыс, должно зависеть от уровня микронапряжений второго рода. Так, при испытаниях на растяжение в области температуры хладноломкости, когда хрупкое разрушение происходит при напря­ жении, равном пределу текучести, приложенное напряжение (опре­ деляемое как (Ткр = Дмо) оказывается заниженным из-за присутст­ вующих в материале напряжений второго рода, релаксирующих лишь при достижении внешней нагрузкой уровня предела текучес­ ти. Поэтому при снятии напряжений второго рода, без каких-либо видимых структурных изменений в стали может наблюдаться эффек­ тивное увеличение напряжения микроскола.

Экспериментально этот эффект наблюдался на образцах конст­ рукционной стали с содержанием углерода порядка 0,3 % закален­ ных и отпущенных до температур в интервале 100—500 °С. Одна ■серия образцов подвергалась механическим испытаниям сразу же после термообработки, а другая — после длительной (порядка 36 месяцев) выдержки при комнатной температуре (табл. 6.1). Как и •следовало ожидать, сопротивление микросколу как для исходных состояний, так и после вылеживания не изменяется в процессе от­ пуска до 400 °С (электронно-микроскопическое исследование на про­ свет подтвердило неизменность размеров мартенситных пакетов). При этом для всех исследованных состояний, кроме образцов, отпу­ щенных до 500 °С, отмечается некоторое увеличение значений R m с течением времени. Исследование искажений второго рода Да/а,;

проведенное по методу Л. Н. Лысака — Г. В. Курдюмова 13 на двух сериях образцов, показало наличие достаточно высокого уровня внутренних напряжений в свежезакаленных и отпущенных образ­ цах. Перераспределение, релаксация микронапряжений с течением времени приводят к эффективному росту i?^. На образцах, где не наблюдается существенного изменения Да/а, с течением времени (от­ пуск 500 °С) значение сопротивления микросколу почти не измени­ лось. Таким образом, влияя на значения Лмс и стТ1 микронапряже­

18 Исследование проведено А. Г, Драчинской,

438

ния второго рода могут вначительно определять запас вязкости ма­ териала К* = i?Mc/crT.

Результаты экспериментов подтверждают следующий из теорети­ ческих соображений вывод о том, что повышение запаса вязкости малоуглеродистых сталей посредством измельчения зерна воз­ можно только в рамках действия зеренного механизма микроскола. Эффективность отжига как средства повышения вязкости углероди­ стой стали существенно зависит от вида контролирующего механиз­ ма микроскола. Кроме того, для закаленно-отпущенных сталей зна­ чение Къ может повышаться при обработках, снижающих уровень

внутренних микронапряжений кристаллической решетки, и это осо­ бенно заметно для высокопрочных конструкционных сталей.

§ 6.5. Средства и методы повышения RMc и Кв конструкционных сталей

Экспериментальные данные, приведенные в гл. 5, убедительно подтвердили, что в сталях перлитного класса существуют два микро­ механизма инициирования разрушения, каждый из которых кон­ тролируется определенным структурным параметром: либо дейст­ вительным зерном стали, либо дисперсностью цементитной фазы. Причем в случае реализации цементитного источника микроскола первостепенное значение приобретает морфология цементита. От­ сюда становится понятно, что повышение запаса вязкости кон­ струкционных сталей может быть достигнуто лишь при одновремен­ ной диспергизации как действительного зерна, так и цементитных выделений. Так, измельчение зерна стали в области структурных со­ стояний, характеризующихся значением отношения d/tu <Z 550, при­

ведет не к улучшению ее механических свойств, а даже к некоторому их снижению: сопротивление микросколу при этом останется неиз­ менным, тогда как рост прочности приведет к неизбежному уменьше­ нию запаса вязкости К в. Поэтому единственный путь повышения вязкости углеродистой стали (при d/tn <С 550, либо dldn <С 52) —

измельчение карбидной фазы. Причем здесь существуют два прин­ ципиально разных способа:

1)варьирование дисперсностью цементитной фазы средствами термической (термомеханической) обработки стали с заданным хи­ мическим составом, а также диспергирование перлита при холодной пластической деформации (волочение, прокатка);

2)уменьшение толщины цементитных выделений снижением со­

держания углерода в стали при оптимальной технологии термичес­ кой обработки, обеспечивающей однородность получаемой структуры.

Способ 1 весьма эффективно используется в практике при прове­ дении закалки с последующим отпуском стали. Каждое аустенитное зерно разбивается при этом на несколько мартенситных пакетов, представляющих собой монокристаллические области, играющие в процессе разрушения роль зерна. Поскольку эти области в два — пять раз меньше среднего размера бывшего аустенитного зерна,

139