книги / Структура и усталостное разрушение металлов

поскольку закалка на мартенсит — наиболее распростра­ ненный прием термической обработки.

Известны два типа мартенсита: реечный (или пакет­ ный) и пластинчатый [136, 137]. Реечный мартенсит ха­ рактерен для низко- и среднеуглеродистых сталей. Обыч­ но кристаллическая структура этого типа мартенсита имеет о. ц. к. решетку, но в низколегированных сталях, содержащих более 0,2% С, — объемноцентрироваииую тетрагональную. Структура реечного мартенсита состоит из реек, в которых чаще всего наблюдается квазиоднородное распределение дислокаций, а иногда и ячейки. Плотность дислокаций в пределах реек изменяется от ~10п до ~ 1 0 12 см-2; пачки реек мартенсита образуют пакеты.

В высокоуглеродистых сталях и сплавах на основе же­ леза с температурой мартенситного превращения ниже

стали и сплавы имеют оба типа мартенсита. Относитель­ ная доля каждого из типов мартенсита зависит от содер­ жания углерода, легирующих добавок и скорости закал­ ки. Поскольку большинство сталей имеет температуру мартенситного превращения выше комнатной, то уже в процессе охлаждения в стали происходят процессы самоотпуска. Это особенно касается первой стадии отпус­ ка — перераспределения углерода из твердого раствора к дефектам кристаллической решетки. Для сталей, со­ держащих менее 0,2% С, первая стадия отпуска в основ­ ном завершается в процессе закалки [136, 138].

Отпуск в интервале 100—200° С стали, содержащей более 0,2% С, приводит к образованию е-карбида с гек­ сагональной плотноупакованной решеткой. В сталях, со­ держащих менее 0,2% С, вследствие его взаимодействия с дислокациями, образование е-карбида термодинамиче­ ски не стимулируется [138]. Переход углерода от дисло­

с орторомбической решеткой. Форма первоначально вы­ делившихся частиц РезС похожа на игольчатую. Зарож­ дение цементита происходит чаще всего на границах реечного мартенсита. С повышением температуры от­ пуска форма пластинок Fe$C постепенно округляется и

при 700°'С приобретает форму сферы. С повышением температуры отпуска вследствие протекания распада мартенсита углерод уходит из твердого раствора, связы­ ваясь в карбиды. Выше 500° С содержание углерода в твердом растворе незначительно. В работе Смита и Хэйемана, выполненной на стали 4340 (0,40% С; 0,78% Сг; 1,81% Ni; 0,25% Мо), показано, что равновесное содер­ жание углерода в мартенсите, а также нижнем бейните достигается после отпуска при температуре 300° С и

выше.

Поскольку усталостная повреждаемость стали чувст­ вительна к концентрации углерода в твердом растворе, то, очевидно, изменяя режим отпуска, можно контроли­ ровать содержание углерода в твердом растворе. В низколегированных сталях, содержащих более 0,4% С, после закалки остается значительное количество остаточ­ ного аустенита. Распад остаточного аустенита с образо­ ванием бейнита (мартенсита) происходит при темпера­ турах отпуска от 200 до 300° С [136].

Особенно заметные изменения происходят в стали при температурах отпуска выше 400° С. При 400° С про­ исходит возврат, а при температурах 600—700° С — ре­ кристаллизация. В процессе возврата интенсивно проте­ кает аннигиляция дислокаций, в результате во внутрен­ них объемах реек снижается плотность дислокаций. При отпуске изменяется также размер реек (пластин) мар­ тенсита и бейнита. В среднеуглеродистой стали (0,42% С) 80% прочности после отпуска при 250° С и 70% проч­ ности после отпуска при 550° С связано с вкладом суб­ структурного и дисперсионного механизмов упрочнения

крупные частицы цементита растворяются, а вместо них в структуре стали образуются дисперсные выделения карбидов TiC, Мо2С, W2C, NbC и т. д. Первоначально дисперсные выделения когерентны с матрицей, однако по мере их укрупнения они теряют когерентную связь с

матрицей. Скорость укрупнения специальных карбидог зависит от температуры отпуска и состава стали.

Не менее сложная структурная картина возникае. при закалке стали на бейнит или смесь бейнита и мар тенсита. В зависимости от состава, скорости охлаждения и др. факторов в стали образуется верхний или ниж­ ний бейнит. Не вдаваясь в природу и механизм проме­ жуточного превращения, напомним об основных разли­ чиях в тонкой структуре верхнего и нижнего бейнита. Подробный анализ этих вопросов проведен Л. М. Утевским с сотрудниками [140]. Основное различие между верхним и нижним бейнитом заключается в распределе­ нии карбидной фазы. В верхнем бейните карбидные пла­ стины цементита расположены преимущественно вдоль границ кристаллов феррита. В нижнем бейните включе­ ния цементита находятся преимущественно внутри кри­

По-видимому, различием в пространственном расположе­ нии цементитпых частиц не исчерпывается различие в структуре.

ОБРАЗОВАНИЕ МИКРОТРЕЩИН

ВЗАКАЛЕННЫХ

ИНИЗКООТПУЩЕННЫХ СТАЛЯХ

Закаленная сталь со структурой мартенсита имеет высокий уровень внутренних остаточных микронапряже­ ний. В некоторых микрообъемах уровень этих микропапряжений, обусловленный скоплениями дислокаций, зна­ чительно превосходит средний уровень микронапряже­ ний в матрице. Основываясь на результатах измерения уровня внутреннего трения, В. И. Саррак и С. О. Суво­ рова [138] пришли к выводу, что в мартенсите под дей­ ствием внутренних сил происходит релаксация локаль­ ных напряжений с образованием подвижных дислока­ ций. Так как релаксация этих напряжений не связана с диффузионной подвижностью атомов углерода, то она происходит также при низких температурах, где невоз­ можно закрепление дислокаций атомами углерода. Ре­ лаксация внутренних микронапряжений, происходящая при вылеживании стали при комнатной температуре, ин­ тенсифицируется при приложении нагрузки.

В процессе нагружения, в том числе в условиях уста­ лости, вследствие релаксации «пиковых» микронапряже­ ний возможны не только микропластическая деформа­ ция, но и зарождение микротрещин. Какой из этих двух путей релаксации напряжений реализуется, зависит от многих факторов: от скорости нагружения, уровня при­ ложенных напряжений, температуры испытания.

Рассмотрим роль динамического деформационного старения. Как отмечено выше, нагружение стали со структурой мартенсита может привести к локальной микропластической деформации в объемах с высоким уровнем локальных микронапряжений. Следовательно, происходит генерирование «свежих» дислокаций, кото­ рые при наличии в мартенсите достаточно высокой кон­ центрации свободных атомов углерода будут немедлен­ но закрепляться. В результате в закаленных сталях про­ исходит интенсивное динамическое деформационное ста­ рение. Известно [141], что деформационное старение мартенсита увеличивает склонность последнего к хруп­ кому разрушению. Динамическое деформационное старе­ ние в углеродистых сталях существенно влияет на повы­ шение долговечности и уровня предела усталости. Однако благоприятное влияние динамического деформа­ ционного старения на усталостные свойства закаленных сталей, вероятно, конкурирует с неблагоприятным влия­ нием локальных «пиковых» микронапряжений вследст­ вие зарождения микротрещин. Такую возможность де­ монстрируют испытания на задержанное разрушение, выполненные В. И. Сарраком с сотрудниками. В зака­ ленных сталях под нагрузкой образуются микротрещи­ ны. Интересно, что задержанное разрушение закаленной стали протекает в три стадии, включающие инкубацион­ ный период, стадию стабильного роста трещины до кри­ тического размера и стадию быстрого ее распростране­ ния—долома [142]. Предложенная В. И. Сарраком ста­ дийность процесса задержанного разрушения по физиче­ ской сущности процессов, лежащих в ее основе, совпа­ дает с делением усталостного разрушения на три основ­ ных периода, по В. С. Ивановой. Целесообразно, на наш взгляд, в дальнейшем провести сопоставление процесса разрушения в условиях усталости и в условиях задер­ жанного разрушения или коррозионного растрескивания под напряжением. В частности, О. Н. Романив [59], ис­ следуя низкоотпущенные стали, отметил сходство про­

цесса ветвления трещин в условиях усталости и коррози­ онного растрескивания под напряжением.

Хиспецки и Мазанец [143] наблюдали образование

+2° С) сталь содержала 60% мартенсита. Образование субмикротрещин и отмечено как на границах, так и внут­ ри зерен аустенита.

Появление субмикротрещин отмечено в стали с раз­ личным содержанием остаточного аустенита. С увеличе­

К трещинообразованию особенно склонны высокоуг­ леродистые стали [143]. Число микротрещин, выявляе­ мых в закаленной стали, зависит от температуры отпус­ ка. По данным Мардера и Бенскотера в Fe—1,39% С — стали после закалки от 1100° С, 0,5 ч в воду и 1 ч — от­ пуска в интервале 0—700° С число трещин в структуре пластинчатого мартенсита существенно уменьшается при повышении температуры отпуска выше 200° С. В ин­ тервале температур 200—600° С число трещин постоян­ но и составляет 600 микротрещин/мм2. При дальнейшем повышении температур отпуска плотность трещин вновь становится меньше. Интересно, что карбиды, возникшие при повышенных температурах отпуска 650—700° С, соединяют и как бы «сваривают» стенки микротре­

щин.

Исключительно велико влияние структуры на склон­ ность стали К растрескиванию и соответственно на со­ противление усталости. Это хорошо согласуется с ре­ зультатами работы Краусса и Эппла [95, с. 441], выпол­ ненной на цементованной стали 8620 (0,22% С). Иссле­ дованы три режима термообработки: прямая закалка, одинарная повторная закалка и двойная повторная за­ калка. Все образцы подвергали З-ч отпуску при 149° С. Дисперсности мартенситной структуры возрастала при переходе от прямой закалки к одинарной повторной, а затем в еще большей степени к двойной повторной закал­ ке. Остаточные напряжения в поверхностном слое в об-

раздах после прямой закалки и одинарной повторной за­ калки составляли 17,5 кгс/мм2 против 9,5 кгс/мм2 после двойной повторной закалки.

При использовании повторных закалок в поверхност­ ном слое стали 8620 существенно снижается по сравне­ нию с прямой закалкой плотность микротрещин (рис. 41,а). Вероятно, это связано с измельчением бывших аустенитных зерен и соответствующим уменьшением размера мартенситных пластин. Испытания на уста­ лость полированных образцов выявили исключительно большую роль режима термической обработки на уста­ лостные свойства стали (рис. 41,6). Наименьший уро­ вень предела усталости показали образцы после прямой закалки. Образцы, подвергнутые повторной закалке, об­ ладают повышенным сопротивлением усталости. Макси­ мальный уровень предела усталости достигнут для образ­ цов после двойной повторной закалки, хотя эти образцы имеют наименьший уровень сжимающих остаточных на­ пряжений в поверхностном слое образцов. Следователь­ но, измельчение параметров мартенситной структуры, снижая склонность стали к микрорастрескиванию, теч самым повышает усталостные свойства закаленной угле­ родистой стали.

Таким образом, в закаленных и низкоотпущенны ■ сталях вследствие высокого уровня внутренних микрон;

роженных образцов стали 8620 (б) [143]:

/ — закалка; 2 — одинарный повторный нагрев; 3 — двойной повторный иагро

В ряде случаев макроскопическая кривая разупроч­ нения ДеР— имеет ступенчатую форму [145]. Наряду с серией циклов, в течение которых наблюдается рост ДеР, выявляется период нагружения, в течение которого

Дер достигает насыщения.

По Абелю и Муиру [145], ступенчатый характер кривой разупрочнения возникает как следствие реализа­ ции следующих процессов:

1)продвижения фронта текучести по длине образца;

2)постепенной гомогенизации напряжения и дефор­ мации в только что пластически деформированной зоне;

3)постепенного развития внутренних упругих напря­

жений в этой зоне; 4) возникновения впереди фронта текучести новой

зоны текучести.

Авторы совместно с В. С. Ивановой и Л. Г Орловым наблюдали, что в низкоуглеродистой стали величина скачка фронта текучести иногда составляла 360 мкм, что было эквивалентно ~30 диаметрам зерен.

Таким образом, даже небольшие уровни циклическо­ го напряжения аа, существенно меньшие уровня предела текучести, в состоянии вызвать некоторое движение дис­ локаций.

Механизм зарождения подвижных дислокаций мо­ жет быть различным. В частности, авторы наблюдали преимущественное зарождение дислокаций по границам зерен. Возможно также зарождение дислокаций вблизи поверхности образца. В работах [6, 80] показано преи­ мущественное развитие пластической деформации в по­ верхностном слое армко-железа на стадии микротекуче­ сти. Не исключен также отрыв закрепленных дислокаций

от насыщенных и ненасыщенных облаков атомов внед­ рения.

Рассмотренное выше явление разупрочнения матери­ ала вследствие генерирования новых подвижных или ос­ вобождения ранее закрепленных атомами внедрения или выделениями дислокаций под действием приложенного напряжения получило в литературе название механиче­ ского разупрочнения. Величина и интенсивность механи­ ческого разупрочнения зависит от многих факторов: сте­ пени закрепления дислокаций, структуры сплава, кон­ центрации твердого раствора, режима нагружения (час­

тота нагружения, амплитуда аа или еа, температура ис­ пытания и т. д.).

НЕСТАБИЛЬНОСТЬ СТРУКТУРЫ И ЦИКЛИЧЕСКОЕ РАЗУПРОЧНЕНИЕ ДИСПЕРСИОННО-УПРОЧНЯЕМЫХ Fe — С-СТАЛЕЙ

Как показано в гл. IV, зарождение и рост устойчи­ вых полос скольжения, свободных от частиц дисперсных выделений, связаны с повышенной подвижностью дисло­ каций в некоторых микрообъемах металла. В сплавах Fe—С, содержащих атомы внедрения в ферритной мат­ рице, можно ожидать существенного снижения подвиж­ ности дислокаций вследствие интенсивного деформаци­ онного старения. В связи с этим представляет интерес исследование особенностей развития усталостной по­ вреждаемости и разупрочнения в железоуглеродистых

сталях.

На рис. 42 показаны кривые циклического разупроч­ нения 1 закаленной и состаренной низкоуглеродистой стали (0,018% С) [128]. В табл. 8 приведены режимы термической обработки, напряжение течения и характе­ ристики структуры стали.

Наибольшей склонностью к разупрочнению обладают

ких наблюдений после 5000 циклов нагружения в стали, отпущенной при 240° С, вблизи цементитных выделений аккумулируется значительное число дислокаций. Умень­ шение среднего расстояния между выделениями в образ­ цах, состаренных при 60° С, заметно снижает склонность стали к разупрочнению. После старения при комнатной

Рис. 42. Кривые циклического деформирования ппзкоуглсродпстоп стали после

1 Испытания проводили при амплитуде общей деформации Де = = ±0,003.