2421

Рис. 4.7. Микроструктура высокопрочной конструкционной стали в Закаленно-отпущен ном состоянии:

Если при этом будет восстановлено докритическое структурное состояние (^//ц>550), то у стали снова по­ явится резерв улучшения свойств за счет измельчения зерна, и если есть необходимость, можно осуществить дальнейшее упрочнение стали путем, скажем, добавле­ ния углерода, или термообработкой до тех пор, пока снова не будет достигнуто критическое состояние струк­ туры. Говоря о практических средствах реализации этой идеи, следует сказать, что наиболее удобным способом ее осуществления является закалка с последующим от­ пуском (улучшение) стали. Закалка на мартенсит слу­ жит примером эффективного измельчения зерна в изло­ ме стали в силу известной особенности структуры мартенсита, особые структурные элементы которого — «пакеты», разбивают каждое аустенитное зерно на псевдомонокристаллические области, играющие в процессе разрушения роль зерна. Размеры пакетов в два — пять раз меньше среднего размера зерна (рис. 4.7), поэтому мартенсит как структура в стали обладает значитель­ ным потенциалом вязкости, которая не очень заметна на закаленной стали только в силу ее очень высокой прочности (ат): закаленная сталь, как правило, нахо­ дится в состоянии, удовлетворяющем первому условию критерия хрупкого разрушения — от « акр. В этом при­ чина ее повышенной хрупкости. Но по мере снижения

201

жебные свойства благодаря тому, что цементитные час­

202

неудовлетворителен, так как ограничивает акр на уров­ не 150—180 кгс/мм2, т. е. в данном случае прочность почти полностью «съедает» весь запас вязкости /СвРезервом уменьшения толщины карбидных частиц, а следовательно, повышения окр улучшаемых сталей, яв­ ляется прогрессивный метод скоростной электротерми­ ческой обработки (СЭТО), разработанный в Институте металлофизики АН УССР [88, 89], заключающийся в применении весьма кратковременных нагревов для за­ калки и отпуска стали. Быстрый электронагрев (со ско­ ростью порядка 103 град/с) осуществляется либо пря­ мым пропусканием тока через изделие, либо в индук­ торе установки ТВЧ. Специфическое структурное состоя­ ние, создаваемое в стали при СЭТО, характеризуется

203

мелким равномерным зерном аустенита и высокодисперс­ ной феррито-карбидной смесью, в два-три раза более тонкими пластинками цементита электроотпущенной стали в сравнении с нормализованной [88]. Отсюда воз­ можность повышения прочности на 20—30% без сни­ жения ее вязкости или повышения вязкости при той же прочности (рис. 4.10) [88]. Пример такого благоприятно­ го влияния СЭТО на конструкционную прочность изде­ лий был показан в разделе 4.2.

Однако в традиционных нескоростных методах улуч­ шения сталей небольшое повышение акр может быть достигнуто путем снижения температуры отпуска, но этот путь очень быстро исчерпывает свои возможности. Поскольку снижение температуры отпуска ниже 300— 400° С не уменьшает размеры карбидных частиц [88] и не повышает больше aji, то выход остается только

один — снижение содержания углерода в конструкцион­ ной стали. И действительно, многолетней практикой для применения в машиностроении были отобраны такие композиции, которые содержат сравнительно немного углерода, не более 0,4%. Теперь понятно, чем была вы­ звана эта тенденция — чем меньше углерода, тем тонь­ ше карбидные пластины в отпущенной стали, и следова­ тельно, устраняется цементитный фактор в качестве ис­ точника разрушения. Идеальной структурой для сверх­ высокопрочной стали было бы получение сверхтонких чешуек цементита (—2—3 нм) в сочетании со сверх­ мелким зерном (—3—5 мкм). В опытном порядке та­ кие структурные состояния на специально обработанных конструкционных сталях с малым содержанием углерода уже успешно реализуются [3]. Чтобы обеспечить высокий уровень прочности (ат ~ 200—250 кгс/мм2), дефицит углерода в таких сталях компенсируется ее значитель­ ным легированием (никелем, молибденом, титаном и др.), что обеспечивает требуемый уровень сопротивления движению дислокаций в матрице вместо ослабленных цементитных пластин. Таким образом, перспективным путем получения высокопрочных и вязких состояний в сталях является переход к малоуглеродистым или даже вообще к безуглеродистым композициям с сильно леги­ рованной матрицей и интерметаллидным упрочнением, как это осуществлено, например, в мартенситностареющих сталях. Это, конечно, дорогостоящий путь, и массо­

204

вого применения он найти не сможет. Тем не менее в ответственных изделиях, где вопрос надежности и мало­ го веса имеет решающее значение, такие решения ока­ зываются нередко единственно возможными.

Таким образом, оптимизация процесса упрочнения стали, состоящая в согласованном изменении прочности

(улучшение) и регулированием состава стали (варьи­ рование углеродом и легирующими элементами). Однако практике известен и другой принцип упрочнения, широ­ ко используемый в сталепроволочном деле, который, хотя и не характерен для задач машиностроения, все же заслуживает быть отмеченным здесь в силу своей высо­ кой эффективности. Речь идет о деформационном упроч­ нении (наклепе) стали в специально созданных струк­ турных состояниях — тонкопластинчатых феррито-пер­ литных смесях, формируемых при патентировании стали — изотермической закалке в ванне с температурой около 500° С. Сталь со структурой патентирования или структурой электроотпуска [7] при холодном волочении приобретает высокую прочность (ств ~ 200 кгс/мм2 и бо­ лее), не теряя, а даже повышая некоторые характери­ стики пластичности (рис. 4.11). Повышение вязкости

(ф) при упрочнении стали волочением может быть объ­ яснено в свете физической теории разрушения как след­ ствие повышения Кв в результате опережающего роста аир, по крайней мере на первом этапе волочения до достижения оптимального суммарного обжатия 70—80% (см. рис. 4.11). Поскольку патентированная эвтектоидная сталь имеет закритическое структурное состояние (т. е. d/tn < 550), что следует из рис. 2.37 (гл. 2), то эффективным средством повышения аКр для нее должно являться измельчение цементитной фазы. Именно этот эффект утонения цементитных пластин характерен для изменения структуры при волочении стальной проволо­ ки [7] (рис. 4.12). В одновременном параллельном из­ менении характеристик прочности и критического напря­ жения сопротивления отрыву (сткр) и заключается уни­ кальная особенность волочения как способа упрочнения, столь широко используемого для изготовления самых высокопрочных элементов конструкции, известных со­ временной технике — холоднотянутой проволоки для

205

стальных канатов и пружин. Достаточно сказать, что при диаметре 1,0—1,5 мм прочность холоднотянутой проволоки 180—200 кгс/мм2 вполне обычна, а уровень 250—300 кгс/мм2 вполне достижим, что пока немыслимо для массивных изделий, упрочняемых любыми другими средствами. Рекордные значения прочности на стальной проволоке, правда, довольно тонкой— 0 0,1 мм — до­ стигают уровня 450—500 кгс/мм2 [90]. Реализовать та­ кую прочность при достаточной пластичности оказалось возможным лишь благодаря сильному повышению aKp в результате одновременного измельчения зерна и цементитной составляющей структуры. Так представления физики разрушения оказались полезными для понима­ ния природы сверхвысокопрочного состояния стали, реализуемого в холоднотянутой проволоке тончайших сечений. Однако этот механизм повышения вязкости не проявляется в сталях с докритической структурой, т. е. с крупным зерном > 550), в силу чего отожженные эвтектоидные стали не нашли такого применения в стачепроволочиом деле, как патентированные.

Таким образом, оптимизация структуры углеродистой конструкционной стали означает выбор таких компози­ ций (по углероду) и таких методов обработки, которые обеспечивали бы достижение структурного состояния, близкого к критическому d/tn « 550 при требуемом уров­ не Окр. Необходимый уровень ст,ф определяется нужным

Рис. 4.12. Структура перлитной стали 70 в состоянии патентиро* вания (а) н после холодной деформации волочением с суммарным обжатием 86% (б) [7] (ХЗО 000).

206

величина запаса вязкости может оказаться ниже ожи­ даемой по размеру зерна стали. Интересно заметить, что изменение формы цементитных частиц, а именно переход от пластинок к сферическим глобулям диамет­ ром dn, может существенно изменить запас вязкости стали.

Срез сферический жесткой частицы диаметром в феррите порождает дискообразную трещину, для кото­ рой напряжение Гриффитса [91]:

где

(4.24)

Если учесть, что наибольший размер трещины /т ра­ вен удвоенному диаметру сферической частицы /т « « 2dlx, то напряжение разрушения от такого среза будет

Опытные данные, полученные С. Лиу и Дж. Гурландом [92] при нехрупком разрушении сфероидизированных сталей, описываются близким к (4.25) корреляционным уравнением ар » 1,5 ,/j. Если сравнить ар для сфе­ рической частицы [92] с окр для цементитной пластины

ся резкое, почти трехкратное повышение напряжения хрупкого разрушения при переходе от пластинчатого к глобулярному цементиту одинаковой степени дисперс­ ности (dn « /ц). Это означает, что при длительном от­ пуске закаленной высокоуглеродистой стали, когда про­ исходит сфероидизация пластинчатых (чешуйчатых) частиц карбидов (рис. 4.13) увеличение вязкости вызыва­ ется резким повышением окр вследствие либо уменьше­ ния гриффитсовских трещин за счет округления частиц, либо перехода к ферритному механизму зарождения трещины, контролируемого размером ферритного зерна. В этом, вкратце, заключаются физические причины, обусловливающие высокую вязкость углеродистой ста­ ли с глобулярным цементитом в сравнении с равнопроч­ ной ей сталью со структурой пластинчатого эвтектоида.

207

Рис. 4.13. Электронная микроструктура стали с глобу­ лярным цементитом. Закалка на мартенсит, отжиг при температуре 680° С в течение 1 ч (X 30 000).

Высокая деформируемость, вязкость и пластичность отожженной на глобулярный цементит стали хорошо известна. Следовательно, сфероидизация пластинчатой структуры стали также может считаться одним из средств оптимизации ее структурного состояния по по­ вышению сопротивления хрупкому разрушению. Однако здесь следует быть внимательным и не допустить под­ растания ферритного зерна при отжиге стали, что мо­ жет снизить ожидаемый эффект повышения вязкости за счет отжига.

Говоря об оптимизации структур конструкционных сталей, нельзя обойти молчанием еще одну весьма важ­ ную сторону дела, касающуюся структурной однородно­ сти стали. Выше везде предполагалось, что структура стали может быть охарактеризована средним размером зерна d одной природы, т. е. ферритного или перлит­ ного зерна. Это правильно лишь в случае структурно­ однородной стали, в которой внутреннее строение и свой­ ства каждого зерна подобны друг другу. Но в технике нередко встречаются стали и сплавы, внутренняя струк­ тура которых представляет собой смесь зерен двух ти­ пов— феррита и перлита, например (рис. 4.14). Возмож­ ны и более сложные случаи. При рассмотрении меха­ низма разрушения возникает вопрос, о каком зерне в

208

чета критического напряжения хрупкого разрушения. Теория разрушения таких структур пока еше не раз­

вита. Можно лишь высказать общее соображение о том, что на пределе текучести в полосе скольжения обяза­ тельно должно быть преодолено сопротивление сдвигу наиболее прочных участков структуры, т. е. перлитных зерен, тогда на ферритных участках будет создано из­ быточное перенапряжение, в результате чего размер зародышевой субмикротрещины в ферритном зерне дол­ жен оказаться повышенным, а а1ф стали со смешанной структуры — пониженным в сравнении с чисто феррит­ ной структурой. Однако надежных экспериментальных подтверждений пока нет, поэтому исследования разру­ шения сталей со смешанной структурой (среднеуглеро­ дистые феррито-перлитные стали марок 30, 45, 60 в отожженном, нормализованном состоянии) представля-

Рис. 4.14. Смешанная феррито-перлитная структура отожженной стали 45. Х200.

мая для зарождения субмикро­ трещины как источника хрупкого разрушения, возникает тогда, когда полоса скольжения

пройдет через зерна с наибольшим сопротивлением скольжению, т. е. через меньшее из двух изображенных на рис. 4.15. Эффективное напряжение сдвига, необхо­ димое для этого, известно:

1/2

Тэф — (®т2 0 0 2 ) — 2

Поскольку в первом зерне напряжение скольжения ниже

(так как зерно более крупное) хЭф! = -j /Ст^Г1/2< тЭф2, то

при фактическом напряжении в системе, обеспечивающем общую текучесть, в первом зерне будет отмечаться избы­ точное перенапряжение, величина которого хЭф2 опреде­ лит размер зародышевой трещины (2.5) и критическое напряжение разрушения для неоднородной (по размеру)

структуры окнр:

где КР= 2А/К*<

210