Структура металла и хрупкость стальных изделий

откуда с учетом вида функции у по (7.31) имеем

(7.39)

Второе значение корня уравнения (7.37), взятое со знаком плюс, дает етах. Как видим, критическое значение'деформации, соответст­ вующее наименьшему уровню Z Bemini зависит лишь от показателя деформационного упрочнения, в связи с чем удобно эту зависимость представить графически (рис. 7.13). Для малых значений п = 0,05 н- -г- 0,2 отмечается emin п, что может быть использовано в практиче­

ских целях для быстрой оценки ожидаемой величины emin для интере­ сующего нас материала. Соответствующее значение Кве min может

быть легко вычислено подстановкой emin в (7.32):

что удобно для быстрой оценки Квеmin,

§ 7.5. Некоторые вопросы конструирования сталей с заданным уровнем вязкости

Создание сплавов с наперед заданными свойствами представляет собой конечную цель всех исследований и разработок в физике ме­ таллов. В части конструирования механических свойств металло-

Рис. 7.14. Влияние показателя упрочнения стали л на характер деформацион­ ного изменения Кве (а) и температурной зависимости ударной вязкости (б)

конструкционной стали:

1 — л < **кр' ^ — п = Лцр — 0,27; 3 — п > пкр*

физика еще не достигла такого уровня,; чтобы считать эту задачу освоенной, однако в ряде случаев в настоящее время уже можно ста­ вить перед разработчиками новых металлических сплавов некоторые из таких задач. В частности, анализ условий проявления или отсут­ ствия хрупкости, который удалось осуществить выше (§ 7.4) благода­ ря полученным критериям вязкости в параметрической форме, мо­ жет стать основой для развития новых подходов к задаче формиро­ вания свойств сталей, исходя из требований к их эксплуатационной надежности в изделиях.

Как было показано в предыдущем параграфе, характер зависимо­ сти Кве от деформации определяет потенциальные возможности ста­

ли при работе в изделиях, содержащих концентраторы напряжений, вызывающие локальную пластическую деформацию е при локальной жесткости /. Резкое снижение К ве при малых степенях деформации

означает снижение запаса пластичности стали, в частности, повыше­ ние порога хладноломкости и увеличение вероятности макрохруп-

подобно тому, что изображено на рис. 7.11, обладает резко выражен­ ным порогом хладноломкости (рис. 7.14, а, б, кривые 1), причем ло­

кальная деформация в момент микроскола при ее хрупком разруше­ нии равна emin, которая для малых пропорциональна показа­ телю деформационного упрочнения стали п. По мере увеличения п

форма кривой меняется таким образом, что em;n сдвигается впра­ во. ^тах уменьшается и при некотором тг,ф минимум и максимум сольются в одну точку перегиба А (рис. 7.14 а, кривая 2). Этому со­

ответствует решение уравнения (7.38), при котором выражение под корнем в (7.39) равно нулю:

162

Следовательно, при п & 0,25 падение ударной вязкости стали на поро­ ге хладноломкости должно приобрести плавный характер (рис. 7.14, б, кривая 2), а при еще больших п порог хладноломкости может выродиться в слабо наклоненную кривую 3. Таким образом, показа­ тель п оказывается весьма важным параметром, от которого зависит

характер перехода стали из вязкого состояния в хрупкое при Сниже­ нии температуры испытания. С его помощью можно заранее запро­ граммировать характер поведения вязких свойств изделия при сни­ жении температуры эксплуатации в зависимости от требований, вы­ текающих из условий работы изделия, т. е. должен ли запас вязкости материала снижаться постепенно или резко при падении температуры.

Хорошей иллюстрацией к доказательству прямого влияния пока­ зателя п на вязкие свойства стали могут служить данные, приведен­

ные О. Н. Романивым в монографии [8], из которых следует, что хромоникелевые стали 40Н5в закаленно-отпущенном состоянии обна­ руживают резкое снижение коэффициента деформационного упроч­ нения п до значений порядка 0,05 и ниже в области необратимой от­ пускной хрупкости. Если с помощью показателя п можно повлиять

на характер температурной зависимости вязкости стали, то уровень, вязкости, достаточный для обеспечения надежности изделия, задается комбинированием RMC и А, причем R MC является структурной кон­ стантой материала, а модуль упрочнения А зависит от структуры и

температуры. Для практической реализации идеи конструирования нужных свойств стали необходимо знать законы, определяющие влияние структуры и состава стали на 7?мс, А и п.

Структурная природа сопротивления микросколу i?MC хорошо изучена и подробно рассмотрена во втором разделе данной моногра­ фии. Поэтому не представляет принципиальных затруднений заранее сформулировать требования к конкретным структурным элементам стали с тем, чтобы обеспечить необходимое значение i?MC. Известно, что нужно для обеспечения высокого сопротивления микросколу стали. Например, для перлитных сталей это сбалансированное в рам­ ках соотношения dltц « 550 уменьшение размеров зерен и толщины

цементных пластин. Это же требование остается в силе для неэвтектоидных сталей (т. е. малоили среднеуглеродистых) в улучшенном (закаленно-отпущенном) состоянии. Известны аналогичного типа условия и для сталей с глобулярным цементитом § 5.3.

Вменьшей степени изучена структурная природа характеристик

Ли и. С этой целью исследовались параметры деформационного упрочнения железа, легированного некоторыми типичными для ста­ лей элементами: хромом, кремнием, марганцем, никелем, кобальтом.14

Представленные в табл. 7.3 данные показывают, что легирование феррита может повлиять на показатель деформационного упрочне­ ния п = 0,28—0,1. Как видим, степень такого влияния достаточ­

но велика, что обеспечивает некоторые практические возможности управления свойствами стали. К сожалению, метод легирования не всегда может быть признан целесообразным по экономическим сооб-

14 Эксперименты выполнены Ю, А, Полушкиным,

Т а б л и ц а 7.3. Влияние легирования на деформационные параметры Л и п стали 20

ражениям. Поэтому более подходящим следует признать метод воздействия на свойства стали через параметр Л, связанный с уровнем прочности исходного (недеформированного) материала, который при заданном составе стали целиком определяется ее структурным со­ стоянием, т. е. применяемой термической обработкой.

Общая схема формирования требуемых параметров у стали, для которой предъявляется условие не терять несущей способности при наличии в изделии концентратора напряжений с максимальной ло­ кальной жесткостью напряженного состояния /тах, выглядит сле­ дующим образом. Исходя из характера изделия, массивности его основных несущих элементов, определяем рациональный вид термиче­ ской обработки применяемой стали, обеспечивающей необходимый уровень предела текучести сг0,2 — основного расчетного параметра конструктора. Исследуя в лаборатории сталь на одноосное растяже­ ние при температуре ее эксплуатации в изделии, определяем параметрыМ и п, а по одному из методов, изложенных в гл. 4 ,— R m.

При м > 0,2 сталь не будет подвержена раннему микросколу (т. е. при малых деформациях вблизи границ упруго-пластической зоны у концентратора), если выполнено условие (7.36):

R MC/A ^ 0,6ут ах*

В противном случае необходимо повысить в достаточной мере i?MC, исходя из структурного состояния стали и контролирующего механизма микроскола — зеренного, цементитного или глобулярно­ го. Зная контролирующий механизм микроскола, нетрудно устано­

перлитном) состоянии с пределом текучести сго,2 = 50 даН/мм2 име­

чать зерно у такой стали, а целесообразно изменить контролирую­ щий механизм микроскола на срез глобулярного цементита, что можно сделать, подвергнув сталь отжигу на сфероидизированный це­ ментит с размерами глобулей dn « 0,4 мкм. В этом случае по (2.24),

Ямс = 2,5 ,г « 125 даН/мм2. Параметр А у такой стали может

немного понизиться, что будет способствовать лучшему выполне­ нию критерия (7.36). Если после такого отжига предел текучести

164

Г Л А В А 8

СВЯЗЬ ФИЗИЧЕСКОГО ЗАПАСА ВЯЗКОСТИ

СДРУГИМИ МЕХАНИЧЕСКИМИ ХАРАКТЕРИСТИКАМИ

§8.1. О физическом смысле некоторых важнейших механических характеристик металлов

8.1.1.Предел текучести ат или оо,2

Физический смысл характеристики состоит в понимании ее приро­ ды на макроуровне явлений, лежащих в основе механических процес­ сов, происходящих при данном виде испытания. Развитие дислока­ ционной теории прочности и пластичности дало возможность выяс­ нить микроскопическую природу не только элементарных актов скольжения кристалла, но и многих коллективных явлений, описы­ вающих макроскопическое поведение металла под нагрузкой. Од­ ним из первых механических свойств металлов, подвергнувшихся активной проработке с позиций дислокационных представлений, ока­ зался предел текучести. Физический механизм предела текучести, развитый в первых работах Коттрелла [39], Орована [105], Холла [106], Петча [107], и сегодня составляет основу классических пред­ ставлений этой важнейшей механической характеристики.

По-видимому, одной из первых теорий текучести, дающей физи­ ческую интерпретацию этому явлению, была теория Орована [105], объяснившая природу упрочнения металлов, содержащих твердые дисперсные частицы второй фазы, например, карбидов или интерметаллидов в стали, представляющих собой препятствия для движу­ щихся дислокаций. Упрочняющее действие этих частиц Орован объ­ яснил затруднением прохождения дислокаций мимо препятствий. Приложенное напряжение сдвига упруго выгибает дислокацию меж­ ду препятствиями, образуя петли, увеличивающиеся по мере роста напряжения. В итоге смежные участки соседних петель сливаются и дислокация проходит между частицами, оставляя вокруг них замк­ нутые дислокационные кольца. Пределом текучести является напря­ жение такого критического прогиба дислокации, при котором образу­ ющаяся петля имеет радиус приблизительно Ы 2, где L — среднее

расстояние между частицами:

ш

Qj (8.1)

L

Теория Орована удовлетворительно объясняет природу предела те­ кучести дисперсионно упрочненного сплава, но оказывается непри­ емлемой для чистых металлов, гомогенных сплавов или сплавов с пластинчатой формой частиц, например, в перлитных сталях. Кроме того, в ней не учитывался важный структурный фактор — размер зерна металла. Поэтому теория предела текучести, по Оровану, в

166

настоящее время сохраняет* в основном* историческую ценность. Однако напряжение Орована может входить как составная часть уп­ рочнения внутризеренных областей в более общих теориях теку­ чести поликристаллических сплавов.

Экспериментальными исследованиями Холла [105] и Петча [106] было положено начало физическим представлениям о природе теку­ чести поликристаллических металлов и сплавов* характеризующим­ ся классическим выражением

Физический смысл этого соотношения сводится к тому, что на­ пряжение макроскопической текучести связано не только с преодо­ лением дислокациями препятствий внутри зерна — а0, в которое может входить составной частью и только что рассмотренное напря­ жение Орована, но и с необходимостью обеспечить текучесть в слож­ ном конгломерате разноориентированных зерен. Это дополнительное

напряжение К^дТ*1* непосредственно связано с размером зерна d

и основной вопрос сводится к установлению физического смысла ко­ эффициента К т.

Коттрелл [61] получил теоретически соотношение Холла — Пет- ^а, предположив, что течение в соседнем зерне возникает тогда, когда общее напряжение crd, действующее на заблокированные дис­ локации, расположенные на расстоянии I от границы, оказывается

достаточным для того, чтобы вырвать их из блокирующих атмосфер, в результате чего параметр Кт получает следующее аналитическое

ко от характера тонкой структуры, но и от степени блокировки дислокаций примесями и, следовательно, должен зависеть от темпе­ ратуры и субструктуры металла. В то же время экспериментально в ряде работ было установлено, что Ктне зависит от температуры

[3, 62]. Чтобы объяснить это противоречие Коттрелл [61] использует соображение о различной степени блокирования дислокаций, зави­ сящей от режима обработки и содержания примесей, считая, что у металлов с сильным блокированием дислокаций силы их связи с примесными атомами не должны существенно изменяться с измене­ нием температуры. Однако можно иначе устранить указанное проти­ воречие, связанное с пониманием природы параметра Кт. В работе

160] была рассмотрена модель текучести поликристалла, в которой

физический смысл параметра Кт трактовался так. Значение

рассматривалось как дополнительное эффективное напряжение в по­ ликристалле по отношению к монокристаллу, необходимое для того, чтобы критическое напряжение микротекучести было достигнуто В зернах с наиболее неблагоприятно ориентированными системами

скольжения. Тогда уравнение текучести приобретало вид

167

где множитель перед д Г имеет смысл параметра Кт; (5 — макси­

мально возможный угол разориентировки направлений скольжения у соседних зерен. Как видим, в такой модели Кт не зависит от суб­

структурных факторов и температуры и приводит к хорошему со­ гласию расчетных значений Ктс экспериментальными Кт« 1,5 -г-

-г- 2,2 [3, 61, 62]. Дальнейшее развитие этой модели было продемон­ стрировано в § 2.4 настоящей монографии, где уравнение текучести поликристаллического металла было распространено на условия СЫС в форме обобщенного соотношения Холла — Петча (2.41):

В обобщенной модели текучести учитывается не только влияние структурного состояния (а0, d), но и важнейших компонентов тензо­

ра напряжений — октаэдрического нормального напряжения а0Кг и параметра Лоде — Надаи |хс. Согласно этому напряжение текучес­ ти обнаруживает чувствительность как к структуре, так и к виду напряженного состояния, что, с одной стороны, выглядит вполне логичным и закономерным, а с другой — позволяет сблизить пони­ мание природы текучести в традиционной механике и современной физике прочности.

Таким образом, можно считать, что физический смысл такой важ­ нейшей механической характеристики, как предел текучести метал­ ла, достаточно ясен и состоит в том, что в нагруженном материале при заданном напряженном состоянии, характеризуемом жестко­ стью 7, условие макротекучести (с допуском на пластическую де­ формацию, например, 0,2 %) возникает в момент, когда в наиболее неблагоприятно ориентированных зернах металла обеспечивается определенная стадия микротекучести. Эти условия можно количест­ венно интерпретировать в терминах основных параметров структур­ ного состояния металла и напряженного состояния элемента изделия (см. (8.4) и (2.41)).

8.1.2.Предел прочности ав

иравномерное удлинение 6Р (ер)

Физический смысл предела прочности или временного сопротив­ ления ов металла представляется менее ясным, чем предел текучес­ ти, но все же предпринимались [108] попытки выяснить природу этой характеристики. С макроскопической точки зрения технический предел прочности (временное сопротивление ав) представляет собой напряжение, при котором на кривой деформации при растяжении наблюдается максимум несущей способности образца ств =

где S — площадь поперечного сечения образца. Условием максиму­ ма на кривой Р — е (е — условная относительная деформация) яв­

168

объема при пластической деформации справедливо соотношение S —

Выражение (8.6) означает, что временное сопротивление ав на рас­ тягиваемом образце достигается в момент, когда темп деформацион-

ного упрочнения в истинных координатах da , постепенно уменьша­

ясь, становится численно равным напряжению деформирования образца. В этот момент нарушается устойчивость деформирования образца при растяжении — прирост прочности за счет деформацион­ ного упрочнения металла не может компенсировать падение несущей способности образца в результате уменьшения его рабочего сечения при удлинении. Следовательно, при а > ств условия равномерной деформации по всей рабочей части образца нарушаются, возникает локализация деформации в каком-то случайном месте — образуется шейка. Приближенно можно считать, что в момент начала образова­ ния шейки, т. е. при напряжении ав, общая деформация образца е равна равномерной деформации ер.

Временное сопротивление и равномерная деформация имеют большое практическое значение для оценки свойств прочности и плас­ тичности металла. Поэтому установление их физического смысла, т. е. структурного содержания, очень полезно. Это можно сделать при условии, что известен закон деформационного упрочнения ое =

=/ (е).

Вработе [108] такая задача исследовалась с использованием ос­

новных положений теории деформационного упрочнения ОЦКметаллов, согласно которым дополнительное упрочнение Дет за пре­ делом текучести, создаваемое в общем случае произвольно распре­ деленными дислокациями, можно представить в виде

кучести, представляющий собой объемную долю кристалла, занятую границами ячеек. При равномерном распределении дислокаций т) = 1, для ячеистых структур ц < 1.

Плотность дислокаций р растет при увеличении степени дефор­

ла. Таким образом, напряжение течения за пределом текучести мо­ жет быть описано в форме соотношения

169

= Аеп.

Для определения величины ав и соответствующей равномерной деформации ер необходимо решить уравнение (8.9) совместно с (8.6).

Таким образом, равномерная деформация,, накопленная образ­ цом до образования шейки ер, пропорциональна ав — ат и обратно пропорциональна ав. Расчет ер по уравнению (8.11) для железа и

углеродистых сталей, выполненный в работе [108], в предположе­ нии пх = 0,5 приводит к значениям, близким к экспериментально

определенным (табл. 8.1). Из (8.11) следует:

Выражение (8.12) означает, что для предела прочности ав тоже вы­ полняется соотношение Холла — Петча с соответственно увели­ ченными параметрами а0 и Кт, поскольку пг (тгх — ер) ;> 1. Экспе-

170