1310

Г Л А В А 5

СТАЛИ С ГЕТЕРОГЕННОЙ

ИСМЕШАННОЙ СТРУКТУРОЙ

§5.1. Влияние дисперсности пластинчатого перлита на /?мс

Экспериментальные результаты, изложенные выше (§ 4.3), дос­ таточно убедительно продемонстрировали единство физической при­ роды хрупкого разрушения армко-железа и сталей эвтектоидного состава. Как мы убедились, микроскол — элементарный акт, лежа­ щий в основе хрупкого разрушения, инициированный зародышевой субмикротрещиной, возникшей на границе действительного зёрна рассматриваемого материала. В то же время надо помнить, что в пер­ литных сталях существует еще один источник микроскола — суб­ микротрещины, возникающие в результате среза цементитных плас­ тин в полосе скольжения. И, как следует из теории (п. 2.2.2), при определенных условиях (10 tn >> 1/70 dn) напряжение хрупкого

разрушения будет определяться дисперсностью карбидной фазы. Поэтому при проведении экспериментальной проверки выводов теории о возможности реализации второго микромеханизма разру­ шения перлитной стали — гетерогенного, или цементитного, были выбраны такие стали и их термическая обработка, которые позво­ ляли создание структурных состояний, характеризующихся малым размером зерен и грубодисперсной цементитной фазой. Именно такое соотношение структурных параметров (d/tn << 550) должно

максимально увеличить вероятность реализации цементитного меха­ низма микроскола.

Исследования проводились на сталях перлитного класса эвтек­ тоидного состава [48, 91]. Образцы из стали У8 подвергались отжи­ гу при 1100 °С. Варьируя временем выдержки (1—15 ч), удалось получить структуру грубопластинчатого перлита (1Ц« 0,64 мкм)

с величиной перлитных зерен 20—220 мкм, что охватывает области

(одноосное растяжение в интервале температур, обеспечивающем вязко-хрупкий переход) были определены значения критического

критерию хрупкого разрушения железа (2.29). В то же время четко намечается тенденция к нарушению этой зависимости по мере измель-

112

Т а б л и ц а 5.1. Расчет структурных и силовых параметров хрупкого разрушения пластинчатого перлита

чения зерна перлита. Поскольку при отжиге стали весьма трудно добиться достаточно мелкого перлитного зерна с целью более надеж­ ного выявления отмеченной тенденции, дальнейшие опыты были про­ должены на той же стали, обработанной на более дисперсную перлит­ ную структуру изотермической закалкой в соляной ванне при 500 °С (патентирование) и охлаждении на воздухе (нормализация). Как видно из рис. 5.1, закономерность изменения критического напряже­ ния разрушения по мере измельчения перлитного зерна d стали при

Рис. 5.1. Изменение критического напряжения хрупкого разрушения ста­ ли У8 в зависимости от размера действительного зерна:

1 — отжиг; 2 — патентирование; 3 — нормализация.

Рис. 5.2. Зависимость напряжения микроскола от толщины цементитных пластин:

1 — сталь У8, отжиг; 2 — сталь 70, нормализация; 3 — сталь 70, патентирование.

Ряс. 5.3. Изменение вида температурной зависимости напряжения разру­ шения от типа источника микроскопа:

о — субмикротрещина в ферритном зерне; б — растрескивание пластин цементита.

гаются вдоль теоретической зависимости (i?MC« 18 d~4i), а затем при d <С dKp сопротивление микросколу оказывается нечувствительным

к изменению величины перлитного зерна. Поскольку в рамках каждой из термических обработок дисперсность цементита сохраня­ лась примерно постоянной, уровень напряжения хрупкого разру­ шения оставался неизменным (для данной термообработки), что на рис. 5.1. проявилось в виде горизонтальных полочек. Естественно* что напряжение разрушения образцов из патентированной и норма­ лизованной сталей, обладающих более тонкими пластинками цемен­

наблюдаемыми значениями акр для нормализованной и патентиро­ ванной сталей вполне удовлетворительное. Наблюдается переход от зеренного (гомогенного) к цементитному (гетерогенному) микро­ механизму разрушения. Проведенный электронно-микроскопический анализ всех исследованных структурных состояний с целью опреде­ ления действительных размеров (толщины £ц) пластин цементита (табл. 5.1) позволил представить массив экспериментальных точек,

вполне удовлетворительное. Отметим, что уже на стадии проведения испытаний на растяжение по виду температурной зависимости на­ пряжения разрушения S Kможно судить о том, какой из двух микро­

механизмов разрушения — зеренный или цементитный — реализу­ ется в данном случае. Так, при испытании образцов из патентиро­ ванной стали У8 (рис. 5.3, a) S K обнаруживает ярко выраженный

спад в области вязко-хрупкого перехода (tx « — 150 °С), подобно тому,

как это происходит в случае испытания армко-железа (см. рис. 4.12). В то же время при испытании образцов из отожженной стали У8 отмечается плавное снижение S Hи его сближение с характеристикой прочности а„ или текучести ао,2 (рис. 5.3* б). Температуры хлад-

114

Т а б л и ц а 5.3. Характеристика структурного состояния стали 70

железе. Испытывались образцы размером 5 X 5 X 55 мм на ударный и^гиб при —196° -г- 250 °С на маятниковом копре ПСВО-1000 с. за­

пасом работы 100 Дж. Скорость молота в момент удара составляла 5 м/с. На исследуемых материалах был создан набор структурных состояний, характеризующихся различным размером зерен. Для это­ го образцы из армко-железа подвергались комбинированной обра­ ботке: деформация + рекристаллизационный отжиг (табл. 5.2), а образцы из стали 70 — изотермической закалке (табл. 5.3). Тол­ щина цементита рассчитывалась по объемному содержанию цементи­ та в стали / и ферритному промежутку Д в перлите (по данным элек­ тронно-микроскопического анализа) [94]:

Температура Гх хладноломкости определялась как средина тем­ пературной зоны, ограниченной, с одной стороны, температурой, при которой впервые наблюдались минимальные значения ан, с другой — температурой, при которой отмечались только минимальные значения ударной вязкости. На рис. 5.4 приведена типичная для такого рода испытаний кривая температурной зависимости ударной вязкости. Ана­ логичные зависимости были получены для всех полученных структур­ ных состояний. Температура хладноломкости армко-железа достаточ­

но хорошо соответствует линейной зависимости от d ~ (рис. 5.5).

Иначе выглядят в тех же координатах экспериментальные данные, полученные на стали 70. Их можно разделить на две серии: одна часть точек укладывается на прямую, угол наклона которой близок к уг­ лу наклона зависимости от размера зерна армко-железа, вторая — на прямую, параллельную оси абсцисс. Как видно из табл. 5.3, структурные состояния образцов стали 70, если судить по отношению du/tn, охватывают как докрптическое, так и закритическое значение

этого отношения для перлитной стали ил следовательнс^ должны иметь

116

место два микромеханизма разрушения. Так, исходя из теории, для состояний с отношением структурных параметров d j t ц, большим

критического (например, 606 и 1071), разрушение должно протекать по гомогенному механизму, поэтому температура хладноломкости будет определяться действительным (перлитным) зерном стали. Для состояний с меньшим отношением (500 и 330) зависимость Тх от зер­

на не должна проявляться, поскольку в этих случаях параметром, контролирующим процесс разрушения, является цементит. Именно такая картина и наблюдалась в эксперименте (см. рис. 5.5).

Приведенный экспериментальный материал, на наш взгляд, достаточно убедительно свидетельствует о достоверности соотноше­ ний (2.22), (2.29) и (2.18), вытекающих из рассмотрения микроскола в качестве источника хрупкого разрушения железа и сталей эвтектоидного состава.

§ 5.2. Стали со смешанной феррито-перлитной структурой

Из многих типов широко применяемых в промышленности сталей особый практический и научный интерес вызывают стали и сплавы, внутренняя структура которых представляет собой смесь зерен двух типов — феррита и перлита (рис. 5.6). Тем не менее теория разруше­ ния таких структур пока еще не развита. Имеются лишь качествен­ ные рассуждения о роли перлита в формировании механических свойств смешанных структур. Так, при большой объемной доли перлита (выше 30 %) существенно снижается сопротивление разру­ шению. При малом содержании углерода влияние перлита незначи­ тельно, так как обеспечиваются условия для свободной деформации окружающих перлит участков феррита [94]. В работе [95] было сде­ лано предположение, что сопротивление отрыву отожженных или нормализованных сталей, имеющих феррито-перлитную структуру, определяется главным образом размером зерна феррита. Это пред­ положение основывалось на том, что перлит, состоящий из тонких пластинок цементита и феррита, обладает более высокой прочностью

117

дистых сталях, сталях эвтектоидного состава8. Вообще говоря, уже при первом рассмотрении возможного механизма разрушения воз­

участках будет создано избыточное перенапряжение, в результате чего зародышевая субмикротрещина, возникая у границы ферритного зерна, будет увеличена, а критическое напряжение разрушения акр = Я * стали со смешанной структурой уменьшено по сравне­ нию с чисто ферритной структурой.

Исследования проводились на мало- и среднеуглеродистых ста­ лях марок 10, 20, 35, 45, 50. В табл. 5.4—5.8 приведены режимы термообработок, размеры зерен феррита и перлита, а также значения сопротивления микросколу Ямс для всех рассмотренных структурных состояний. Критическое напряжение хрупкого разрушения окр = = Яис определялось прямым методом по результатам испытаний на

8 Исследования проведены В. Я. Барановым,

118

Т а б л и ц а 5.6. Влияние термической обработки на структурное состояние стали 35

выявляет ощутимое влияние структурной неоднородности на свойства хрупкой прочности стали. Сравним значения сопротивления микросколу нормализованной и неполнонормализованной (из межкрити­

119

напряжений микроскола сталей со смешанной феррито-перлитной структурой и рассчитанных по теории (2.29). На рис. 5.7 представ­

полагаются значительно ниже теоретической зависимости (сплошная линия). Более низкие значения сопротивления микросколу (по сравне­ нию с теорией) свидетельствуют, что уравнение (2.29), устанавли­ вающее количественную связь между размером зерна и хрупкой прочностью однородных структур (чистый металл, эвтектоидная сталь), не справедливо для случая смешанных феррито-перлитных структур. Какова природа влияния перлитной составляющей на процесс хрупкого разрушения рассматриваемых сталей? Характер­ ный вид температурной зависимости напряжения разрушения вбли­ зи Гх свидетельствует о том, что цементит в данном случае не может рассматриваться как возможный источник инициирования микроско­ ла. Действительно, как следует из расчета, уровни критического на­ пряжения разрушения, определяемые толщиной цементитных пластин, для отожженного и нормализованного состояний эвтектоидной стали равны соответственно 100 и 160 даН/мм2, тогда как для этих же состо­ яний стали 20 значения R MC составляют примерно 70 и 80—

110 даН/мм2. По-видимому, снижение напряжения хрупкого разруше­ ния можно связать с появлением в однородной (ферритной) структу­ ре участков, отличающихся упруго-пластическими характеристиками.

120