Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситног

ком 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,

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

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

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