1038

Диаграмма распада аустенита этой стали представлена на рис. 80.

Из сопоставления структур видно, что после т/о и отпуска на 550 °С 4 ч (рис. 79, г) пластины сорбита сохраняют ориентировку мартенситных игл, в то время как такой же отпуск образцов (рис. 79, е) не позволяет выявить такого рода особенностей ориентации структуры. Увеличение температуры отпуска до 650 °С (4 ч) приводит к уменьшению отличий между структурами, термообработанными по различным схемам (рис. 79, д и 79, ж). Представленные микрофотографии (рис. 79 е, ж) позволяют говорить о достаточно высокой структурной однородности образцов. Кроме того, закалочные напряжения вызывают образование микротрещин на поверхности пор, что приводит к понижению механических свойств.

Таким образом, исследование структуры и определение механических свойств дают основание считать предпочтительной более мягкую термическую обработку, обеспечивающую повышенную конструкционную прочность.

231

ELIB.PSTU.RU

При исследовании влияния отпуска на свойства закаленной стали установлены немонотонные зависимости вязкости разрушения от температуры (см. табл. 54). Такой результат по аналогии с работой [104], по-видимому, объясняется наличием в структуре двух фаз, сильно отличающихся по сопротивлению деформации (бейнит и структуры перлитного типа при отпуске закаленной стали на 550 °С), что резко снижает сопротивление разрушению, чем и объясняется немонотонная зависимость K1c = f (TОТП ). Несколько повышает ме-

ханические свойства и образование бейнитно-мартенситной структуры [109]. Как и у компактных сталей, наибольшие значения K1c имели образцы со структурой перлитного типа.

Справочная литература [89] рекомендует для закаленных порошковых сталей близкого химического состава температуру отпуска 400 °С, что совпадает с полученными в работе данными по механическим свойствам и K1c закаленных

и отпущенных сталей, однако, как видно из табл. 54, более высокий уровень свойств достигают при охлаждении образцов в контейнере в атмосфере защитного газа и последующем отпуске.

Представленные в табл. 54 расчетные значения трещиностойкости получены из преобразованного выражения (66):

и модель Юнга; d – среднее растяжение между порами, d = = 18,3·10–6 м.

Для образцов, термообработанных и отпущенных при температурах 550 и 650 °С, равномерная деформация δe со-

ставляла 2,3 и 2,5 % соответственно, для остальных δ = δe. 232

ELIB.PSTU.RU

Расчетные и экспериментально определенные значения K1c

хорошо согласуются (см. табл. 54).

Итак, трещиностойкость закаленной порошковой стали ПК50ХЗНМ имеет немонотонную зависимость от температуры отпуска. Рекомендуемая в литературе температура отпуска (400 °С) закаленных хромникельмолибденовых сталей пористостью 10−15 %, по-видимому, является оптимальной для данного способа термообработки, однако свойства можно резко увеличить, применяя охлаждение после спекания в проточной защитной атмосфере. В этом случае оптимальная температура отпуска повышается и приближается к режимам отпуска компактных конструкционных сталей близкого химического состава.

Хорошее согласие между расчетными и экспериментальными значениями K1c позволяет применять ранее полу-

ченное выражение (124) для оценки трещиностойкости термообработанных сталей.

7.5.2. Дисперсионно-твердеющие псевдосплавы сталь – медь

Технология получения деталей и структура материалов были обсуждены в предыдущей главе, ниже остановимся на связи физико-механических свойств с режимами отпуска (старения).

В табл. 55 представлены значения механических свойств ряда хромникельмолибденовых сталей, пропитанных медью. Выбор составов обусловлен высоким уровнем свойств указанных материалов после спекания и термообработки. Дальнейшая оптимизация не имеет практического значения, так как механические свойства отличаются слабо.

Наблюдаемое резкое повышение прочности при отпуске на 500 °С можно объяснить исходя из предположения, основанного на том, что причиной упрочнения является выделе-

233

ELIB.PSTU.RU

ние некогерентных частиц богатой медью фазы. Их размер (d) [97, 100] составляет около 14 нм. Действуя как препятст-

вия, частицы вызывают искривления линий дислокаций, чем и создается добавочное напряжение (∆σ), повышающее

прочностные характеристики материала [110]:

где G и b − модуль сдвига и межатомное расстояние ( G = = 86 ГПа, b = 0,25 нм) α-железа, так как небольшие добавки легирующих элементов слабо влияют на эти характеристики стали; D − расстояние между включениями, которое вычислили из выражения [121]:

где C − статистический коэффициент, равный 0,62 для беспорядочного распределения; f − объемная доля упрочняющей фазы.

Tаблица 55

Механические свойства сталей

234

ELIB.PSTU.RU

Максимальная растворимость меди в α-фазе – 2,1 %, введение 5 % хрома понижает ее до 1,3 % [110]. Молибден и углерод также понижают растворимость меди в α-железе, но в меньшей степени.

Если предположить, что вся способная раствориться в α- железе медь выделилась в виде включений, то из выражений (125, 126) для концентрации хрома 3, 4, 5 % следуют значения ∆σ, равные 550, 570 и 590 МПа соответственно с учетом объемной доли стали в композиционном материале. Сопоставление пределов текучести сталей, отпущенных при температурах 500 и 550 °С, указывает на близость расчетных значений ∆σ и наблюдаемого изменения предела текучести в процессе отпуска.

Критическая величина интенсивности выделения энергии при продвижении трещины на единицу длины (GC )

в композиционном материале, содержащем примерно 10 % инфильтрата (меди), включения которого имеют размер от нескольких десятков до нескольких сотен микрон (рис. 81), слабо зависит от распределения второй фазы, так как расстояние между включениями инфильтрата достаточно велики, чтобы принимать во внимание вклад торможения фронта трещины межфазной границей.

Рис. 81. Структура стали ПК50ХЗНМ после (а) и до (б) инфильтрации, ×200

235

ELIB.PSTU.RU

Тогда GC можно представить в виде аддитивной суммы

где f CT и fM − объемные доли стали и меди соответствен-

но. Выразим через эффективный коэффициент интенсивности напряжений:

где Eс и vc − модуль Юнга и коэффициент Пуассона компо-

зиционного материала.

Раскладывая выражение (128) в ряд и полагая, что fMGM << GC , получаем:

где ECT , EM и vCT , vM − модули Юнга и коэффициенты Пуассона стали и меди соответственно; KCT и KM − коэффициенты интенсивности напряжений стали и меди.

Значения Ec и vc вычислены в приближении выполнения правила смеси при следующих значениях составляющих:

ECT = 20·104 МПа, EM = 11,2·104 МПа, vCT = 0,29, vM = 0,37.

В связи с тем, что после отпуска при 550 °С 4 ч свойства исследованных сталей близки, соотношение (129) проверяли лишь для состава, имеющего наиболее высокие прочностные

236

ELIB.PSTU.RU

свойства и K1c (3 % Сr, 1 % Ni, 0,5 % Мo). Для этого образцы

из стали ПК50НХЗМ отжигали при 800 °С и допрессовывали за четыре цикла до пористости 6,5−7 %, затем спекали при 1200 °С 4 ч и термообрабатывали по режиму: закалка 950 °С, отпуск 550 °С, 4 ч. Структуры непропитанной (см. рис. 81) и пропитанной медью стали с равной остаточной пористостью отличались главным образом отсутствием инфильтрата. Это связано с тем, что медь оказывает очень слабое влияние на фазовые превращения [112]. Среднее значение K1c стали

ПК50НХЗМ пористостью 6,5−7,0 % составило 62 МН/м3/2. Так как экспериментальное определение вязкости раз-

Основанием применения зависимости (130) для расчета вязкости разрушения меди является достаточная точность оценки K1c чистого железа.

Расчетная величина вязкости разрушения меди составила 20,5 МН/м3/2. Тогда вычисленное из зависимости (129) значение K1c , равное 54,6 МН/м3/2, находится в доверитель-

ном интервале экспериментальных значений вязкости разрушения. Как следует из зависимости (129), основной вклад инфильтрата в увеличение вязкости разрушения композиционного материала по сравнению со сталью связан с уменьшением концентрации напряжений за счет заполнения пор.

Вклад второго члена в выражении (129) невелик и составляет примерно 0,6 МН/м3/2.

237

ELIB.PSTU.RU

В дальнейшем для интерпретации результатов эксперимента использовали принцип суперпозиции, не делая специальных оговорок.

Радиус пластической зоны r в линейной механике разрушения определяют следующим образом [114]:

где K1c − среднее значение вязкости разрушения пяти сталей при температуре отпуска 550 °С; σ′0,2 и σ0,2 − пределы теку-

чести сталей, отпущенных при 500 и 550 °С соответственно. Среднее значение ∆K, рассчитанное для пяти исследо-

ванных сталей по формуле (132), составило 26,2 МН/м3/2. Тогда средняя величина K1c сталей, отпущенных при

500 °С в случае отсутствия уменьшения вязкости разрушения за счет роста σ0,2 , составила бы 93,6 МН/м3/2.

Вязкость разрушения пористого материала можно рас-

где ac – критическая глубина дефекта; Q – параметр трещи-

ны.

Из формулы (133) вычислили увеличение разрушающего напряжения ∆σ1 без учета изменения σ0,2:

238

ELIB.PSTU.RU

где ∆K1c − увеличение K1c при температуре отпуска 500 °С

по сравнению с 550 °С при условии сохранения постоянного значения σ0,2 , ∆K1c = 39 МН/м3/2.

Протяженность границы раздела сталь − медь, принятая за ac для пропитанной стали, составляла 1,5 мм, а определенный из работы [114] параметр трещины Q = 1,4 при отношении большой оси к малой, равной 0,3 и отношением (σσ0,2 ) =1. Тогда ∆σ1 = 610 МПа, что близко к расчетному значению увеличения напряжения за счет поля напряжений, создаваемого включениями.

Ранее была показана тождественность механизмов взаимодействия дислокаций и трещин с порами. Полученные в данной главе результаты, по-видимому, дают основание полагать идентичность механизмов взаимодействия дислокаций и трещины с включениями.

Представленные результаты исследований показывают отсутствие строго монотонного убывания вязкости разрушения с ростом пористости. Существование немонотонного участка является следствием по крайней мере двух факторов: перераспределения сопутствующих примесей с поверхности пор на границы зерен и изменения характеристик пористой структуры при уплотнении материала. Влияние размеров пор и расстояния между ними на K1с с достаточной для практического использования точностью объясняет модель, связывающая изменение трещиностойкости при прохождении трещины через пористую среду с затуплением и последующим изгибом ее фронта, подобно упругой нити. Физический механизм, обеспечивающий реализацию немонотонной зависимости K1c (П), − изменение соотношения вязкого ямочного

239

ELIB.PSTU.RU

излома и скола. Наибольшей доле скола на поверхности излома и соответствует локальный минимум трещиностойкости.

Прогнозирование неоднородности распределения легирующих элементов в широких интервалах варьирования состава возможно на основе уравнения гомогенизации. Это же уравнение можно применять и для вычисления концентрационной неоднородности материалов из порошков различного гранулометрического состава. Конкретные функциональные зависимости, связывающие параметры гомогенизации и неоднородность распределения легирующих элементов, установлены для системы железо − хром − никель − молибден, легированных и инфильтрированных медью и сталей. Для всех исследованных классов материалов установлен асимптотически логарифмический нормальный закон распределения концентрации элементов.

Влияние структурной неоднородности на механические свойства в еще большей степени, чем пористости, неоднозначно. Так, лучшее сочетание прочности и трещиностойкости имела порошковая сталь с бейнитно-мартенситной структурой. У дисперсионно-твердеющих концентрационнонеоднородных материалов структурную неоднородность определяет не только распределение легирующих элементов, но и выделение интерметаллидов из пересыщенного твердого раствора, а оптимальные режимы термообработки обеспечивают одновременное повышение прочности и трещиностойкости. Это явление обусловлено идентичностью механизмов взаимодействия дислокаций и трещины с включениями. Кроме того, просматривается аналогия между торможением разрушения дисперсными включениями и порами. Не касаясь механизмов реализации, отметим лишь, что концентрационную и связанную с ней структурную неоднородность следует рассматривать при разработке материалов как один из варьируемых параметров наряду с химическим и фазовым составом сплава.

240

ELIB.PSTU.RU