книги из ГПНТБ / Богачев И.Н. Структура и свойства железомарганцевых сплавов

пластической деформации среднеквадратичная амплиту­ да колебаний атомов в узлах кристаллической решетки мала. Происходящие затем процессы дробления и их разориентировка увеличивают межблочную поверхность, в которой главным образом сосредоточиваются статиче­ ские искажения от смещенных атомов. Энергия, приобре­ таемая металлом при пластической деформации, в ос­ новном представляет собой энергию статических иска­ жений III рода.

Метастабильное состояние искажений решетки на гра­ ницах блоков создает возможность фазовых превраще­ ний и локальных пластических сдвигов.

Деформационное упрочнение стабильных аустенит­ ных сплавов приписывают также дефектам упаковки, вероятность образования которых, как предполагается, достигает максимума вблизи состава стали Гадфильда.

Наблюдение полос позволило Уайту и Хоппкомбу [130] сделать вывод о низкой энергии дефектов упаков­ ки в стали 110Г13. Авторы считают, что свойства стали Гадфильда определяются дефектами упаковки и взаимо­ действием растворенных атомов с ними. Углерод, по их мнению, оказывает большое влияние на энергию дефек­ тов упаковки. Однако этот механизм может объяснить твердость стали только после ударного нагружения, по не деформированной взрывом или растяжением стали Гадфильда.

Робертс [131] предположил, что твердость стали за­ висит больше от общей плотности дислокаций, чем от специфической микроструктуры (дефектов упаковки, двойников, е-фазы). Углерод блокирует дислокации пу­ тем образования сегрегации на них или выделений в ви­ де мелких карбидов. Сталь Гадфильда, по мнению авто­ ра, деформируется в основном двойникованием. Робертс считает, что двойники могут играть важную роль в упрочнении при условии высокой плотности дислокаций

впределах их границ.

Взаключение необходимо отметить, что, несмотря на большое количество исследований, посвященных изуче­ нию природы упрочнения стали Гадфильда, все еще нет

единой общепринятой теории упрочнения аустенитной марганцовистой стали при наклепе. Бесспорно, что обра­ зование дефектов упаковки и мелких блоков, а также карбидов и мартенситных игл в образующемся тонком

поверхностном слое безусловно играет роль в процессе упрочнения. Требуется определить относительную роль каждого из этих факторов.

2. Кавитационностойкие стали

Детали машин, работающие в контакте с потоком жидкости, подвергаются своеобразному разрушению — эрозии поверхности. В движущемся потоке жидкости при определенных гидродинамических условиях происходит нарушение сплошности, образуются полости, каверны, пузыри. Полости возникают, сокращаются и исчезают. Это явление, протекающее в жидкости, носит название кавитации. При образовании и исчезновении полостей по­ верхность металла, с которой контактирует жидкость, подвергается гидравлическим ударам, под воздействием которых и происходит разрушение металлических де­ талей.

С повышением скоростей потоков и форсированности режимов работы машин и механизмов увеличилось ко­ личество деталей, подвергающихся разрушению вследст­ вие кавитационного воздействия. К ним относятся детали гидротурбин, насосов, гидропрессов, компрессоров, раз­ личные трубопроводы, гильзы моторов, гребные винты и т. п.

Конструктивные пути борьбы с кавитационной эро­ зией ограничены. Кавитация не может быть полностью уничтожена путем подбора соответствующих параметров

работаны. При выборе материала для гидротурбин кон­ структоры и технологи предъявляют в качестве основно­ го требования получение определенного уровня обычных механических свойств и в качестве дополнительного тре­ бования — обеспечение коррозионной стойкости при работе в пресной или морской воде. Эти требования совер­ шенно не учитывают особенностей условий работы ме­ талла при кавитационном воздействии определенной сре­ ды и необходимость применения материалов, обладаю­ щих высоким сопротивлением данному виду нагружения. В результате оказалось, что разработка материалов, не­ обходимых для работы в условиях кавитации, значи­ тельно отстала от требований техники.

Мощность турбин сильно возросла, и все они в топ или иной степени подвержены кавитационному разру­ шению. До настоящего времени не разрабатывались так­ же общие принципы легирования и выбора кавитацион­ ностойких сталей. В результате для изготовления турбин как в СССР, так и за рубежом применяют нержавеющие стали, которые, однако, не обладают достаточной кави­ тационной стойкостью. С этим и связано быстрое разру­ шение гидротурбин и малые сроки (иногда до одного года) межремонтных периодов.

Исторически первыми нашли применение в турбост­ роении латуни, которые, обладая относительно низкими механическими свойствами, имеют высокое сопротивле­ ние коррозии. Попытки применения обычных углероди­ стых литых сталей типа 35Л скоро были оставлены, и в качестве типовых сталей до настоящего времени приме­ няют нержавеющие стали на основе 1X13 с 13% Сг. Со­ вершенствование состава стали при сохранении коррози­ онной стойкости имело целью повышение обычных меха­ нических свойств и соблюдение технологичности произ­ водства— отливки, обработки, сварки. Кавитационная стойкость при разработке составов сталей этого типа не учитывалась.

В зарубежной практике нашли применение нержаве­ ющие стали типа 2X13, 0Х13Н7М (Япония, Швеция), 1Х20НЗГЗД2 и 0Х17Н5 (Франция), 1Х17Н6Г8 (США), 15Х13Н2Д (Чехословакия), а также типа Х18Н9, т. е. хромистые и хромоникелевые стали с добавками марган­ ца и меди. Данные стали не обладают достаточной дол­ говечностью в условиях интенсивного кавитационного воздействия, а в ряде случаев и нужными технологиче­ скими свойствами.

В связи с этим возникла необходимость разработки принципов легирования, позволяющих создать для гидро­ турбостроения и других отраслей техники стали, которые, наряду с технологичностью, будут обладать высокой дол­ говечностью в условиях кавитационной эрозии.

Кавитационное разрушение обусловлено непосредст­ венными ударами струи жидкости о поверхность метал­ ла; давлением, возникающим при образовании и разру­ шении газовых (воздушных) пузырей; химическим воз­ действием агрессивных реагентов, активизирующихся в

быстротекущем потоке, ультразвуковыми колебаниями, возникающими при образовании и смыкании пузырьков;

и сила воздействия каждого фактора не являются по­ стоянными.

Кавитационное воздействие приводит к пластической деформации поверхности металла: появляются линии сдвигов, наблюдается изменение формы отдельных зерен. В итоге поверхность металла упрочняется [134].

Кавитационное воздействие также характеризуется рядом специфических особенностей. При аннигиляции ка­ витационных пузырьков выделяется значительная энер­ гия, главным образом, в виде тепловой энергии удар­ ных волн. При этом максимальные импульсные давле­ ния, действующие на поверхность металла, достигают де­ сятков тысяч атмосфер. Экспериментально показано, что скорость движения захлопывающихся стенок пузырька приближается к скорости звука. Поэтому время действия этих импульсных давлений очень мало (1(К5 сек). Разме­ ры микрообъемов, воспринимающих ударную нагрузку, составляют 10~5 мм2. Поэтому при кавитационном воз­ действии зоны максимальных напряжений соизмеримы с отдельными структурными составляющими металлов и сплавов. Отмеченные особенности кавитационного воз­ действия, мгновенное силовое воздействие, высокая кон­ тактность нагружения, большие удельные давления в

микрообъемах позволяют отнести его к микроударным нагружениям.

Специфику микроударного нагружения можно проил­ люстрировать на примере упрочнения и разрушения ни­ келевого и марганцевого аустенита.

В наших работах, проведенных в последнее время, бы­ ло показано, что более высокой сопротивляемостью ка­ витационной эрозии обладают марганцевые аустенитные стали. Их стойкость значительно выше, чем у аустенит­ ных сталей на основе системы Fe — Ni. Показано, что стойкость сталей находится в прямой зависимости от их

упрочнения в процессе кавитационного воздействия (рис. 105).

Металлографическое исследование выявило следую­ щие особенности деформации. В никелевом аустените де­ формация протекает крайне неравномерно, локализуясь главным образом по границам зерен. Линии сдвига име­ ют волнистый характер (рис. 106). В противоположность этому в марганцевом аустените осуществляется «эста­ фетный» характер распространения деформации без су­ щественной ее локализации около границ зерна; дефор-

Рис. 105. Влияние времени испытания на кавитационную стой­ кость (а), твердость (б) и глубину наклепанного слоя (в)

Сг—Мп и Сг—Ni

мация сопровождается образованием прямых линий сдвига. Это определяет различие в рельефе, возникнове­ ние которого на поверхности предшествует разрушению (рис. 106).

Для никелевого аустенита, в отличие от марганцево­ го, характерно более быстрое развитие поверхностного рельефа и образование крупных выступов и глубоких впадин, которые являются концентраторами напряжений при деформации, приводящими к разрушению в процессе микроударного воздействия. Металлографические наб­ людения показывают, что разрушение никелевого аусте­ нита, как правило, начинается по границам зерен и по­ степенно охватывает весь их объем. В марганцевом аустените очаги разрушения распределяются равномерно как по границам зерен, так и по линиям скольжения в объеме зерен. Процесс развития микротрещин из следов пластической деформации и, соответственно, разрушение в никелевом аустените происходит быстрее. Различие в способности к упрочнению и сопротивлению кавитаци­ онному разрушению никелевого и марганцевого аусте-

Рис. 106. Структура никелевого (а) и марганцевого (б) аустенита после деформации

питов, имеющих одотшшую кристаллическую решетку, можно объяснить разной подвижностью дислокаций в них. Как показали исследования [135], это обусловлено тем, что барьеры па пути движения дислокаций в мар­ ганцевом аустените образуются легче, чем в никелевом, из-за более низкой энергии дефектов упаковки в марган­ цовистом аустените.

Легирующие элементы могут в значительной степени изменить способность аустенита к упрочнению и его соп­ ротивление разрушению. Так, повышение содержания уг­ лерода в аустените как на Fe — Ni, так и на Fe — Mn ос­ нове значительно повышает эти характеристики. В том же направлении, но менее сильно влияет легирование аустенита хромом, вольфрамом и другими элементами. Однако и в случае дополнительного легирования разли­ чие, вносимое марганцем и никелем, сохраняется. Для аустенитных Сг — Мп и Сг—-Ni сталей основные зако­ номерности деформации и разрушения при микроударном воздействии остаются теми же, что и для аустенит­ ных Fe — Ni и Fe — Mn сплавов.

Все эти данные свидетельствуют о том, что законо­

(этот вопрос более подробно освещен в гл. VI). Различие в электронной структуре сплавов также мо­

жет проявляться в изменении физических и механических свойств. При анализе процессов деформации и упрочне­ ния металлов представляет интерес сравнительная оцен­ ка подвижности дислокаций в марганцевом и никелевом аустените, поскольку в металлах с г.ц.к. решеткой еди­ ничные дислокации расщеплены на частичные, причем подвижность единичных дислокаций зависит от ширины дефектов упаковки, определяемой энергией их образова­ ния. В настоящее время установлена зависимость между энергией дефектов упаковки металла и характеристика­ ми его электронной структуры и, в частности, электрон­ ной концентрацией. В то же время экспериментально установлена связь между закономерностями пластиче­ ской деформации и упрочнения металлов и подвижно­ стью дислокаций в них.

Таким образом, энергия дефектов упаковки в какой-то мере является тем звеном, которое позволяет связать

особенности электронной структуры металла с его по­ ведением при пластической деформации. Показателем энергии дефектов упаковки в металле может служить вероятность их образования или их концентрация. Ре­ зультаты вычисления вероятности дефектов упаковки в Fe — Ni и Fe — Mn сплавах показывают, что в марганце­ вом сплаве эта вероятность выше.

Определение тонкой структуры деформированных сплавов показало, что в Fe — Mn сплаве размер блоков меньше, а микроискажения заметно выше. Наблюдается определенная корреляция между изменением вероятно­ сти образования дефектов упаковки и топкой структурой сплавов: при понижении температуры деформации ра­ стут микроискажения и увеличивается концентрация де­ фектов, тогда как величина блоков уменьшается.

Данные рентгеноструктурного анализа о величине блоков в деформированном металле в известной степени отражают характер распределения дислокаций в объе­ ме металла — наличие областей с малой плотностью дис­ локаций. Данные о микроискажениях в какой-то мере от­ ражают распределение дислокаций по объему металла, главным образом внутри блоков. С этой точки зрения становится понятной связь между характеристиками тон­ кой структуры и подвижностью дислокаций в металле

Малая концентрация дефектов упаковки и двойников в никелевом аустенитном сплаве свидетельствует о более высокой энергии их образования, что обусловливает большую подвижность дислокаций и, следовательно, ме­ нее интенсивное упрочнение аустенита при пластической деформации.

Разница в энергии дефектов упаковки марганцевого и никелевого аустенитных сплавов в значительной мере объясняет и особенности их пластической деформации.

Стойкость металла при нагружении существенно оп­ ределяется характером распределения в нем пластиче­ ской деформации. Более равномерная деформация мар­ ганцевого аустенита, распространение ее на больший объем являются одним из основных факторов, обуслов­ ливающих его высокое сопротивление динамическому воздействию среды. Глубина упрочненной зоны марган­ цевых и Сг—Мп аустенитных сталей (как стабильных, так и нестабильных) значительно больше, чем у подоб­ ных никелевых сталей.

При кавитационном воздействии разрушению пред­ шествует инкубационный период, в течение которого про­ исходит пластическая деформация микрообъемов метал­ ла. Продолжительность инкубационного периода опреде­ ляется величиной и кинетикой упрочнения металла в процессе микроударного воздействия. Переход к раз­ рушению определяется появлением на поверхности мик­ рокаверн. Стойкость металла па этом этапе определяется сопротивлением мнкрообъемов отрыву или хрупкому раз­ рушению. Следовательно, для обеспечения значительной стойкости при кавитации сплав должен обладать доста­ точным сопротивлением пластической деформации и спо­ собностью рассредоточения нагрузки.

Наиболее высоким сопротивлением микроударному воздействию обладает мартенсит. Рентгенографические исследования показали, что в процессе такого воздейст­ вия в мартенсите происходят структурные превращения, подобные протекающим при низкотемпературном отпус­ ке. Однако распад мартенсита при микроударном воз­ действии происходит значительно медленнее.

Структурные изменения мартенсита под влиянием микроударов интенсивно развиваются на начальном эта­ пе. Это обеспечивает длительный инкубационный период. После деформационного распада мартенсит имеет высо­ кое сопротивление отрыву, что обеспечивает сопротивле­ ние кавитационному разрушению стали.

Использование сталей мартенситного класса (20Х13НЛ, 0Х12НДЛ, 1X13, 2X13) в закаленном состоя­ нии позволило бы обеспечить высокую кавитационную стойкость, однако это невозможно вследствие их низкой пластичности и ударной вязкости.

Высокий отпуск после закалки, приводящий к распа­ ду мартенсита, сильно снижает кавитационную стойкость сталей. Однако мартенсит можно получить не во всем объеме детали, а лишь в поверхностном слое. Такая воз­ можность реализуется при использовании нестабильных аустенитных сталей. Нестабильный аустенит способен распадаться с образованием мартенсита под влиянием деформации. Гидравлические удары, действуя на поверх­ ность таких сплавов при кавитационном воздействии, создают мартенситную структуру в поверхностном слое материала, которая наиболее интенсивно защищает ее от разрушения.

Принципиально эту возможность можно реализовать при пластической деформации аустенитных сталей. Об­ щее упрочнение в этом случае слагается из упрочнения за счет образования твердого раствора и за счет фазо­ вых превращений.

Сравнительные испытания стабильных и нестабиль­ ных Сг—Ni и Ni—Mn аустенитных сплавов показали, что общий уровень их стойкости значительно ниже, чем

у марганцевых и Сг—Мп сталей. Существенного увеличе­ ния сопротивления никелевого аустенита микроударному воздействию в результате какой-либо предваритель­ ной обработки не достигается. Например, при фазовом наклепе Fe—Ni сплавов, приводящем к значительному повышению их прочностных свойств, стойкость к микро­ ударному воздействию хотя и увеличивается, но остает­ ся ниже, чем у Сг—Мп сталей.

Повышение содержания никеля в Ni—Мп и Сг— Ni—Мп сталях заметно снижает их стойкость. Это обу­ словливает повышение стабильности аустенита при пластической деформации. Однако положение мартен­ ситной точки без учета характера легирования не мо­ жет служить показателем стойкости стали при микроударном воздействии. При одинаковом положении мар­ тенситной точки Сг—Мп стали обладают значительно более высоким сопротивлением разрушению, чем Сг—Ni стали (рис. 107).

Влияние природы твердого раствора проявляется также в том, что Сг—Ni и Сг—Мп аустенитные стали, обладающие одинаковой склонностью к мартенситному превращению при охлаждении, резко различаются по склонности к образованию мартенсита под влиянием деформации. Поэтому важной характеристикой сопро­ тивления твердого раствора микроударному разруше-