Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситног
..pdfком большим, чтобы не привести к потере вязкости. Поскольку при содержании углерода более 0,1 % твердо растворное упрочнение является доминирующим меха низмом упрочнения железоуглеродистого мартенсита, становится ясно, что содержание углерода, равное 0,1- 0,2 %, и является той разумной границей, до которой данный механизм действует эффективно, то есть при значительном повышении уровня прочности (предел прочности и предел текучести возрастают примерно на 500-750 МПа), пластичность и сопротивление хрупкому разрушению остаются на достаточно высоком уровне.
Зернограничное упрочнение - это упрочнение гра ниц зерен и элементов субструктуры, которые являются препятствиями на пути движения дислокаций.
Известно, что при уменьшении размеров элементов микроструктуры сопротивление пластической деформа ции увеличивается в соответствии с зависимостью Хол- ла-Петча: <гт= (То+ Ку(Гт, где сгтпредел текучести, ст0напряжение, необходимое для поддержания скольжения внутри зерна (напряжение трения), Ку - постоянная, за висящая от типа и состояния границ, d - средний размер элемента структуры, в пределах которого происходит скольжение, Ку сГт - напряжение, необходимое для эс тафетной передачи скольжения от одного элемента структуры к другому.
С другой стороны, в литературе имеются данные [142], что напряжение хрупкого разрушения а кр, также увеличивается при уменьшении размеров зерна: а К1) = = к~1руGd~m, где р - коэффициент, связанный с типом напряженного состояния, у - эффективная энергия обра зования поверхности разрушения, G - модуль сдвига, d - средний размер зерна, к = <rdo Г,/2 (ad - напряжение,
необходимое |
для отрыва дислокаций от |
атмосфер, |
|
I - расстояние между источниками дислокаций). |
|||
Ю.Я. Мешков [141, |
143] приводит зависимости со |
||
противления |
микросколу |
(RMC) от размеров |
элементов |
структуры: Ruc= Kpd ~m, где Kp - константа, зависящая от типа субмикротрещины, d - размер элемента структуры, в котором возникает субмикротрещина. В тех случаях, когда субмикротрещина возникает у границы ферритно го зерна, перлитной колонии, мартенситного или бей-
нитного пакета, Кр- 18 кГ мм-3/2или Кр=6 МПа м_|/2. Таким образом, измельчение элементов микро
структуры, одновременно с повышением уровня прочно сти, приводит к снижению склонности металлов к хруп кому разрушению.
Однако изменение балла зерна от 2 до 8, легко дос тигаемое при обычных скоростях нагрева, приводит к сравнительно небольшому росту значений предела прочности и предела текучести [144, 145]. Для получения более существенного повышения прочности стали требу ется измельчение аустенитного зерна до 14-15-го балла (диаметр зерна 1-3 мкм); для этого необходимо получе ние однородной и дисперсной исходной структуры, на пример с помощью закалки, нагрев со скоростью 100-1000 °С/с при ограничении температуры и времени аустенитизации. Очень малые размеры зерна аустенита и, следовательно, кристаллов мартенсита в некоторых случаях получают многократным повторением этой об работки (термоциклическая обработка). Если при обыч ной термической обработке конструкционных сталей при достижении 8-го балла зерна аустенита размер мартен ситных пакетов составляет 7-15 мкм, то при специаль ной термоциклической обработке получается зерно 15-го балла, а размер мартенситных пакетов уменьшает ся до 0,5-2 мкм [146].
Таким образом, в случае зернограничного упрочне ния, сложность заключается не в отыскании границы, до которой данный механизм действует эффективно, а в реализации термообработки, приводящей к формиро ванию сверхмелкого зерна.
Деформационным или дислокационным называют упрочнение в результате повышения плотности дислока
ций, например при закалке, холодной пластической де формации и т.д.
Одним из способов получения высокой плотности дислокаций в материале является холодная пластическая деформация (ХПД). При увеличении степени холодной пластической деформации до 25-30 % прочность низкоуглеродистых сплавов на основе a-железа существенно возрастает, а затем стабилизируется, приближаясь к на сыщению [147]. Параллельно с повышением прочности снижается уровень характеристик пластичности, ударной вязкости, вязкости разрушения; критическая температура хрупкости при этом возрастает.
В то же время в литературе имеются данные, что увеличение степени холодной пластической деформации до 20-25 % благоприятно сказывается на уровне предела выносливости низкоуглеродистой ферритно-перлитной стали [148]. Кроме того, ХПД .повышает пороговый ко эффициент интенсивности напряжений ДKth, а также уве личивает сопротивление росту усталостной трещины на Парисовском участке диаграммы циклической трещиностойкости [148,149].
Сопротивление микросколу (RMC) армко-железа и низ коуглеродистых сталей с феррито-перлитной структурой экстремально зависит от степени ХПД, причем макси мальный уровень RMC зафиксирован при ХПД 30-50% [143].
Таким образом, деформационное упрочнение при ХПД также может оказаться полезным для повышения прочности низкоуглеродистых сплавов на основе железа, особенно в тех случаях, когда речь идет о повышении сопротивления усталости и циклической трещиностойкости. Судя по литературным данным, степень ХПД, бла готворно влияющая на свойства низкоуглеродистых ста лей, находится на уровне 20-25 %.
Дисперсионное упрочнение - это повышение проч ности сплава вследствие образования в нем дисперсных упрочняющих фаз при распаде пересыщенного твердого
раствора [136]. |
Различают упрочнение когерентными |
и некогерентными частицами. |
|
Механизмы |
дисперсионного упрочнения можно |
подразделить на основные и косвенные. Все основные механизмы базируются на том, что дисперсные частицы являются препятствиями на пути движения дислокаций, вследствие чего повышается предел текучести материа ла. Косвенные механизмы упрочнения связаны с влияни ем дисперсных частиц и собственно распада пересы щенного твердого раствора на характер субструктуры [136, 139].
К основным упрочняющим фазам относятся карби ды, нитриды, карбонитриды, интерметаллиды.
Дисперсионное упрочнение когерентными выделе ниями описывается моделью Мота-Набарра [146]. Коге рентные выделения создают вокруг себя поле упругих напряжений. Дислокации при своем скольжении перере зают когерентные выделения. Получаемый прирост прочности: т = 2GMf Ен<где GMмодуль сдвига матрицы, / - объемная доля когерентных частиц, Е„- параметр не соответствия кристаллических решеток матрицы и вы делений.
Дисперсионное упрочнение некогерентными выде лениями описывает механизм Орована [139]. Механизм предложен для случая, когда расстояние между частица ми значительно превышает их радиус. Модель примени ма в случаях, когда в матрице находятся более жесткие частицы (G., > GM).
Согласно модели Орована дислокация удерживается некогерентными выделениями до тех пор, пока прила гаемое напряжение не станет достаточным для того, что бы линия дислокации изогнулась и прошла между части цами, оставив вокруг них дислокационную петлю. Полу чаемый прирост прочности
где А. - расстояние между частицами, Ф - коэффициент, учитывающий тип дислокации [139,146].
Оптимальные размеры частиц упрочняющей фазы, при которых упрочнение максимально, очевидно опреде ляются их химическим составом и характером выделения (когерентные, некогерентные). Так, в сплавах железа, ле гированных медью, наибольшее упрочнение дают обо гащенные медью кластеры размером около 12,5 нм [136]. Частицы большего размера могут сами служить источни ками дислокаций, и тогда они определяют поведение сплава при упрочнении, а также слабую зависимость предела текучести от размера зерна.
Микролегированные конструкционные стали со держат немного больше эквивалентного количества Ti, V, Hf или Nb с суммарным содержанием легирующех элементов ~ 1 %. В этих сталях выделения TiC весьма мелкодисперсны. Их упрочняющее действие выше, чем обогащенных медью кластеров. Поэтому достаточно уже очень малой объемной доли (/"«0,001), чтобы вызвать заметное упрочнение [1].
Электронно-микроскопичские исследования мартенситностареющих сталей показывают, что после тер мической обработки на максимальную прочность в структуре сталей наблюдаются два типа выделений: игольчатые и чечевицеобразные. Игольчатые выделения имеют й?« 5 нм (50 А), /« 20 нм (200 ангстрем), среднее расстояние между ними 10-20 нм (100-200 А). Эти вы деления, вероятнее всего, имеют структуру Ni3Ti [150]. И чечевицеобразные выделения (Fe2Mo, Ni3Mo) с диа метром ~ 15-20 нм (150-200 А) и толщиной около 5-10 нм (50-100 А), среднее расстояние между ними 30-50 нм (300-500 А) [150].
В соответствии с представлениями современной дислокационной теории [151] радиус частиц, до которого сохраняется когерентность выделившейся фазы с матри цей, не должен превышать величины
где ys - поверхностная энергия на границе раздела фаз; G —модуль сдвига; е - параметр несоответствия перио дов решеток матрицы и фаз выделения.
Из последней формулы видно, что для увеличения размеров частиц, до которых не наблюдается перестаривания в сплавах, необходимо легировать их элементами, уменьшающими различия в параметрах решеток матри цы и выделяющейся фазы.
В результате мартенситного превращения в сталях реализуются сразу несколько (2-3) из четырех перечис ленных выше механизмов, вот почему закалка на мар тенсит является одним из наиболее распространенных технологических приемов упрочнения сталей.
Вклад того или иного механизма упрочнения ре шающим образом зависит от химического состава стали, в том числе от содержания углерода. Так, в низкоуглеро дистых сталях и безуглеродистых сплавах (содержание углерода < 0,1 %) доля твердорастворного упрочнения сравнительно невелика, а доминирующим является дис локационное и субструктурное упрочнение. С увеличе нием содержания углерода вклад твердорастворного уп рочнения увеличивается.
Мартенситное превращение является сдвиговым фа зовым превращением и состоит в закономерной пере стройке решетки, при которой атомы железа не обмени ваются местами, а лишь смещаются один относительно другого на расстояния, не превышающие межатомные. В результате превращения твердый раствор внедрения углерода в a-железе упорядочивается и имеет тетраго нальную решетку, степень тетрагональности которой за висит от содержания углерода. Состав исходной и ко нечной фаз одинаков [1].
Различают следующие характерные признаки мар тенситной структуры [1, 34]: между решетками исходной
и конечной фазы имеются определенные ориентацион ные соотношения; наиболее типичной структурной фор мой новой фазы является пластина, толщина которой много меньше других линейных размеров; габитусная плоскость пластины имеет определенную ориентировку относительно кристаллографических осей исходной и конечной фаз; изменение формы превращенной облас ти создает характерный рельеф на поверхности образца; кристаллы мартенсита обладают закономерной субструк турой; имеется тенденция к упорядоченному взаимному расположению мартенситных кристаллов.
Для углеродистых сталей существует опреде ленное ориентационное соотношение: (111)А |{ (110)м и [1Ю] а II [И 1]м, которое называют соотношением Кур- дюмова-Закса. Из одного кристалла аустенита могут об разоваться 24 различно ориентированных кристалла мар тенсита, которые удовлетворяют этому условию [34, 37].
В сплавах на основе железа существуют два основ ных морфологических типа мартенсита: пластинчатый и реечный [34].
Пластинчатый мартенсит образуется в две стадии: первая соответствует двойникованию и образованию зо ны мидриба; на второй стадии происходит скольжение
иобразование периферийной части кристалла с непло скими поверхностями. Эти периферийные области мар тенситного кристалла заполнены дислокациями с отно сительно невысокой плотностью (109—1010 см-2) [37].
Пакетный (реечный) мартенсит образуется по меха низму скольжения. Элементарный объем превращения имеет форму рейки, каждая из которых является резуль татом гомогенного сдвига. Последовательные сдвиги об разуют пакет параллельных реек. Рейки в пакете разде ляются как малоугловыми, так и высокоугловыми грани цами или находятся в двойниковой ориентации [152]. Отношение числа высокоугловых границ к малоугловым составляет 1:5 [153]. Внутри реек наблюдаются клубки
исплетения дислокаций с плотностью Ю10—1011 см~2 [34].
В пределах исходного аустенитного зерна образуется не сколько пакетов мартенсита, имеющих различную ори ентировку. В каждом пакете рейки имеют примерно один и тот же размер, который практически не зависит от раз мера исходного аустенитного зерна [152]. Поперечный размер реек составляет от 0,1 до нескольких микрон, наиболее часто встречаются рейки с поперечным разме ром 0,2 мкм.
Морфология мартенсита определяется температур ной зависимостью механизмов пластической деформа ции превращения. Из рис. 4.2 [34] следует, что при t> То формируется реечный мартенсит (превращение идет по механизму скольжения), а при t < Т0 формируется пла стинчатый мартенсит (по механизму двойникования).
Рис. 4.2. Схема температурной зависимо сти напряжений скольжения и двойнико вания
Поскольку мартенситное |
превращение протекает |
в интервале температур Мн - |
Мк, то ясно, что тип мар |
тенсита определяется соотношением между Т0и Мн - Мк. Если на известную схему А.П. Гуляева [153] нанести Т0 (рис. 4.3), то становится очевидно, что в углеродистых сталях, для которых М к> Т0 (стали с содержанием угле рода % С < Ci), формируется только реечный мартен сит; в сталях, для которых Мн < Т0 (содержание углеро да % С > С2), - только пластинчатый мартенсит; и, нако-
Рис. 4.3. Схема А.П. Гуляева с нанесенной на нее температурой Т0
нец. в сталях, для которых Мк < Т0 < М н (Ci < % С < С2), присутствуют оба типа мартенсита.
Данную схему можно представить в виде трех слу чаев (рис. 4.4). В первом случае (см. рис. 4.4, а) Мк > Т0 - формируется реечный мартенсит, во втором случае (см. рис. 4.4, б) М „ < Т0 - формируется пластинчатый мартенсит, а в третьем случае (см. рис. 4.4, в) в стали присутствуют оба типа мартенсита. В углеродистых ста лях переход от пакетного мартенсита к пластинчатому наблюдается в интервале 0,3-1,0 % С, при этом сосуще ствуют оба типа мартенсита [145]. Смена механизма пре вращения обусловлена сильным упрочнением аустенита по мере увеличения содержания углерода в стали [149].
Рис. 4.4. Варианты соотношения мартенситного интервала Мн - Мк и температуры Т0
Таким образом, морфология мартенсита определя ется составом сплава и, как следствие, температурой мар тенситного превращения.
Морфологический тип мартенсита в Fe-C сплавах оказывает влияние не только на их прочность, но и на весь комплекс механических свойств. Сочетание высоко го уровня прочности и трещиностойкости малоуглероди стых сталей с реечным мартенситом [154, 155] является следствием целого ряда его структурных особенностей по сравнению с пластинчатым мартенситом. Малые раз меры элементов субструктуры (толщина реек составляет примерно 0,2 мкм) и высокая плотность дислокаций в их внутренних объемах (1010-Ю и см-2) обеспечивают уро вень прочности 1000-1100 МПа, а низкое содержание углерода в твердом растворе минимизирует искажения решетки и, следовательно, силу Пайерлса-Набарро, что обеспечивает высокую пластичность при высоких на пряжениях, когда наступает общая текучесть.
Кроме преимущественного дислокационно-суб- структурного упрочнения реечного мартенсита сущест вует еще целый ряд его структурных особенностей, пре пятствующих локализации пластической деформации и инициации хрупкого разрушения. Во-первых, в рееч ном мартенсите практически полностью отсутствуют двойниковые прослойки, границы которых являются эф фективными барьерами на пути движущихся дислокаций и, как следствие, - местами зарождения хрупких трещин. Во-вторых, соотношение высокоугловых и малоугловых границ в пакете мартенсита составляет 1:5. При этом ма лоугловая граница может работать как полупроницаемая: при определенных «критических» напряжениях в голове дислокационного скопления происходит прорыв дисло кационной границы, часть дислокаций уходит в соседний объем, и напряжения в голове скопления уменьшаются [156]. В-третьих, практически полное закрепление дис локаций в мартенсите достигается при содержании угле рода в стали примерно 0,2 % [157]. При содержании уг