книги / Низкотемпературная хрупкость стали и деталей машин

в которую добавляли 0,003—0,004% В и до 4% Ni, было показано, что критическая температура хрупкости, опре­ деляемая по появлению первых признаков хрупкости в из­ ломе ударных образцов, в стали с бором выше при всех содержаниях никеля (рис. 56).

Рис. 56. Влияние никеля на температуру перехода

Выше были приведены результаты исследования неле­ гированных сталей с содержанием углерода до 0,25% с до­

35° С при 0,20 и 0,25% С (см. рис. 22). В этой работе от­ мечено, что присутствие в сталях бора уменьшает удель­ ную работу распространения трещины [29].

Неблагоприятное влияние бора на хладостойкость, вы­ ражающееся повышением склонности к отпускной хруп­ кости, обнаружено при исследовании стали с 0,4% С и 3,5 % Ni, а также стали с 0,21% С, 0,45% Сги 0,13% Мо. Такое же заключение о влиянии бора на хладостойкость ле­ гированных конструкционных сталей пяти групп и о при­ чинах этого влияния сделано в работе [41]. Несколько раньше [46] был измерен сдвиг критической температуры сталей 40Х и 40ХН, определявшейся по 75%-ной вязкой составляющей в изломе. Сдвиг этот был направлен в сто­

91

рону высоких температур и составлял для неохрупченного состояния 10—15° С и для охрупченного состояния 20—25° С.

ХЛАДОСТОЙКОСТЬ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ

Как известно, металлы с решеткой гранецентрирован­ ного куба к хладноломкости ие склонны. Аустенитные стали, основная фаза которых имеет такую решетку, также не должны быть хладноломкими. Это подтвер­ ждается для устойчивых при низких температурах чисто аустенитных структур, не имеющих значительных, небла­ гоприятно расположенных карбидных или интерметаллидных включений. В то же время есть сведения о том, что некоторые аустенитные стали обладают склонностью к хрупкости, имеющей признаки хладноломкости. Так, например, марганцовистая аустенитная сталь типа Г13Л при работе в зубьях ковшей тяжелых горных экскаваторов и траках гусениц этих машин проявляет склонность к хрупкости при температуре ниже —30° С [141].

Известна и хладноломкость хромоникелевых аустенит­ ных сталей. Одной из причин снижения ударной вязкости этих сталей при понижении температуры с образованием полухрупких или совершенно хрупких изломов является превращение аустенита в мартенсит во время самого испы­ тания в зоне интенсивной пластической деформации. Воз­ никновение хрупкой мартенситной структуры на пути движения трещины обеспечивает ее беспрепятственное рас­ пространение и возникновение типичного хрупкого из­ лома. При исследовании литых аустенитных сталей типа 18-8 в закаленном состоянии было показано, что если сталь не стабилизирована добавками ниобия, молибдена или молибдена с титаном и содержание углерода в ней не очень мало, то ее ударная вязкость при понижении темпе­ ратуры от 20 до —196° С падает с 16 до 3,7 кГм/см2. Следует отметить, что наличие в структуре аустенитных сталей 6-феррита в виде изолированных включений ска­ зывается на ударной вязкости при низких температурах незначительно [182].

При достаточно стабилизированном аустените появле­ ние признаков хладноломкости в аустенитных хромонике­ левых сталях возможно вследствие выделений карбидных фаз на границах зерен. В этом случае сталь приобретает

92

склонность к межзеренному разрушению. Вероятность по­ явления таких включений возрастает с повышением содер­ жания в стали углерода. При исследовании литых сталей типа 18-8 введение ниобия в достаточно большом по отно­ шению к содержанию углерода количестве (до 8-кратного) сопровождается появлением пограничных включений кар­ бидной эвтектики, которые значительно охрупчивают сталь при низких температурах [256]. Выделение карби­ дов по границам зерен было также причиной снижения ударной вязкости сталей типа 18-8, выдержанных после закалки при 800—900° С.

• Марганцовистые аустенитные стали весьма склонны к хладноломкости. Температурные зависимости ударной вязкости этих сталей сходны с соответствующими зависи­ мостями для сталей ферритного класса. Причиной их низ­ котемпературной хрупкости в большинстве работ счи­ тается появление мартенсита в деформируемых зонах. В некоторых исследованиях, однако, не обнаружено мартенситного превращения при низких температурах

всталях с марганцовистым аустенитом. Так, например,

вработе [69] приведены данные о снижении ударной вязкости стали Г13Л в температурном интервале от 20

до —180° С в 6—7 раз, но при этом указано, что охлажде­ ние до минимальных температур испытания не сопрово­ ждается появлением в структуре признаков мартенсит­ ного превращения. По-видимому, в работе [69] не прово­ дили локального обследования на мартенсит узкой дефор­

количества карбидных пограничных выделений, наблю­ дали в работе [98]. Ударная вязкость стали при ком­ натной температуре составляла 23 кГм1смгл при —50° G снижалась до 10 кГм/сма, а при —180° С не превышала

1кГм/см2.

Вработе [141] выявилась четкая зависимость хладостойкости стали типа Г13Л стандартного состава от содер­ жания в ней фосфора (рис. 57). Здесь же показано поло­ жительное влияние содержания до 0,1% И в стали Г13Л (рис. 58). При дальнейшем повышении содержания титана (до 0,3% и более) ударная вязкость стали понижалась при всех *температурах,

93

В работе [182] приведены результаты испытания при различных температурах малоуглеродистой стали в виде листов. Сталь содержала 0,09% С; 1,01% Si и 16,4% Мп. Температурная зависимость ударной вязкости этой стали приведена на рис. 59. Сталь имела температурную за­ висимость ударной вязкости, типичную для явления хлад­ ноломкости.

Убедительное доказательство того, что причиной хлад­ ноломкости марганцовистых аустенитных сталей является

нестабильность аустенита при пластическом деформиро­ вании, получено в работе [10]. Магнитным анализом было установлено, что количество магнитной фазы в исследован­ ной стали вблизи излома уменьшается по мере дополни­ тельного легирования. Эта фаза появлялась в основном в процессе испытания, так как перед испытанием на удар магнитность образцов после охлаждения в жидком азоте была очень слабой, соответствующей наличию в структуре не более 1—2% а-фазы.

В работе [10] в стали с 0,4 и 0,5% С, содержавшие около 18% Мп, дополнительно вводили до 8% Сг, до 8% Ni и 0,6—0,7% W. Некоторые результаты этого исследова­

94

Глава 4

ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРЫ НА ХЛАДОСТОЙКОСТЬ СТАЛИ

Сопротивляемость стали низкотемпературному хруп­ кому разрушению при данном химическом составе опре­ деляется ее структурой. Из двух возможных в стали кристаллических структур основной фазы — гранецеитрированной кубической и объемноцентрированиой ку­ бической склонностью к хладноломкости обладает только вторая. Гранецентрированная кубическая решетка, если она не изменяется под влиянием условий испытания, не склонна к хрупкому разрушению при низких температу­ рах. Появление хладноломкости в стабильном аустените возможно, по-видимому, тогда, когда пластическое дефор­ мирование существенно затрудняется наличием включений второй фазы по границам зерен или повышенной концен­ трации примесей в пограничных зонах зерен.

СТРУКТУРА ФЕРРИТНЫХ И ФЕРРИТО-ПЕРЛИТНЫХ СТАЛЕЙ

Из общих положений теории пластического деформи­ рования металлов следует, что вероятность появления хрупкой трещины должна увеличиваться во всех случаях, когда в структуре феррита появляются такие особенности, которые затрудняют движение осуществляющих скольже­ ние дислокаций и уменьшают сопротивление решетки от­ рыву. К таким факторам относятся большая плотность дислокаций, усиление их блокировки посторонними ато­ мами, .увеличение размеров зерна феррита.

В работе [175] предполагается, что повышение темпе­ ратуры перехода стали в хрупкое состояние при увеличе­ нии размера зерна являетйя следствием понижения сопро­ тивления отрыву при неизменном пределе текучести. Вы-

96

веденная зависимость сопротивления отрыву, согласно которой напряжение отрыва обратно пропорционально корню квадратному из диаметра зерна, экспериментально подтвердилась для стали с 0,25% С. Эта зависимость была затем несколько уточнена в работе [137].

В работе [125] подведены некоторые итоги исследова­ ний автора по вопросу о зависимости предела текучести и сопротивления отрыву от диаметра зерна феррита. Уста­ новлено, что обе эти зависимости выражаются одинако­ выми уравнениями вида

о = CTQ - f - k d ~ l / x ,

где а о и k — постоянные.

Сопротивление отрыву при измельчении зерна возра­ стает быстрее, чем предел текучести, что позволяет объ­ яснить наблюдаемое снижение температуры перехода стали в хрупкое состояние при уменьшении диаметра зерна. В небольшом температурном интервале можно положить сопротивление отрыву постоянным, а изменение предела текучести считать линейным. При таких допущениях кри­ тическая температура хрупкости должна линейно зависеть от величины, обратной корню квадратному из диаметра зерна. Эта зависимость была получена экспериментально на мягкой стали при испытании на растяжение гладких надрезанных образцов.

Снижение критической температуры хрупкости (на 30— 35° С) при уменьшении размера зерна на два номера по ASTM наблюдалось при исследовании технически чистого железа [214]. Линейная зависимость температуры пере­ хода от величины зерна в пределах от 2 до 6-го балла по ASTM установлена для стали с 0,02% С и 3,64% Ni и стали с тем же содержанием углерода без никеля, а также для стали с 0,19% Си около 1,35% Ni.

Интересное исследование проведено на стали с 0,15% С, размеры зерна которой колебались от 0,0913 до 0,0167 мм. Испытывали гладкие образцы на растяжение со скоро­ стями 5 -102 и 5 -10“ 3 сек"1. Установлено, что при всех скоростях нагружения понижение температуры ведет к по­ вышению предела текучести и предела прочности, причем предел текучести растет быстрее. Хрупкое разрушение наступает тогда, когда в результате снижения темпера­ туры предел текучести достигает напряжения разрушения. В хрупкой области это напряжение не изменяется при

понижении температуры. От скорости деформирования оно зависит по уравнению

о = A lge + В,

где А мВ — константы; е — скорость растяжения в сек'1. Прямая свясь температуры перехода в хрупкое со­ стояние с размером зерна аустенита установлена для стали с 0,24% С и 0,55% Мп при испытании на статический из­

гиб [204].

При испытании сталей 35ХГ и 35ХГМ на отпускную хрупкость также найдена зависимость температуры пере­ хода в хрупкое состояние от размера зерна аустенита [138].

В работе [152] методом статического изгиба при раз­ личных температурах испытывали полоски из стали 1Х25Ю5, на одной стороне которых путем специальной поверхностной термической обработки создавалась мелко­ зернистая структура (размер зерна в этой зоне составлял 10—20 мк). Внутри полосы и на противолежащей поверх­ ности сохранялось крупное зерно (до 1200 мк в попереч­ нике). Испытывали на изгиб две серии образцов. В одной из них мелкозернистая зона располагалась в области мак­ симальных растягивающих напряжений, во второй — в области сжимающих напряжений. В первом случае резкое снижение стрелы прогиба до разрушения полосок толщи­ ной 3,2 мм наступало при температуре около —20° С, а во втором — около 80° С. Эти опыты показали, что измель­ чение зерна сильно сказывается на первой стадии разру­ шения — зарождении хрупкой трещины.

В некоторых работах размеру зерна приписывалась главная роль в формировании склонности стали к хладно­ ломкости. Действие легирующих элементов на хладостойкость рассматривалось только как следствие изменения под влиянием легирования размера зерна. Последующие ’исследования, результаты которых частично приведены в главе 3, показали, что размер зерна далеко не един­ ственный и не всегда самый главный структурный фактор, влияющий на склонность стали к хладноломкости.

Размеры действительного зерна стали, при прочих рав­ ных условиях, определяются температурой аустенизации и скоростью охлаждения. Поэтому при нормализации с ряда повышающихся температур обычно наблюдается четкая зависимость температуры перехода в хрупкое со­ стояние от температуры нагрева. Так, например, при по­

98

вышении температуры нормализации стали с 0,11% С и 0,49% Мп критическая температура хрупкости, опреде­ ляемая по работе разрушения образцов Шарпи с острым

пература, тем мельче зерно стали и ниже температура перехода в хрупкое состояние [250]. На рис. 61, по дан­ ным [2151, показано влияние температуры окончания про­ катки на температуру перехода в хрупкое состояние не­ скольких сталей.

Влияние неоднородности химического состава феррит­ ного зерна на хладостойкость стали специально не иссле­ довалось. Имеются только указания на то, что охрупчивающее влияние фосфора связано с его сегрегацией на границах зерен .134, .243].

Рассматривая механизм межкристаллитного охрупчи­ вания сталей при отпускной хрупкости и в других слу­ чаях, когда имеет место сегрегация примесей по границам зерен без выделения новой фазы, авторы работы [36] приходят к выводу, что такая неоднородность химического состава повышает склонность к хрупкости потому, что ее наличие затрудняет движение дислокаций в узких приграничных зонах. Это затруднение повышает блоки­ рующее действие границ зерен и усиливает склонность к хрупкому разрушению.

Однородность аустенита перед термической обработкой также может, по-видимому, влиять на склонность зака­ ленной и отпущенной стали к хрупкому разрушению. Это было показано в работе [164], где испытывали сталь ЗОХГСНА после закалки с 900° С и низкого отпуска при 200° С.

Исследование влияния внутренней структуры феррит­ ного зерна на хладостойкость технического железа вы­ полнено в работе [214]. Железо содержало 0,20% С; 0,10% Мп; 0,01% Si; 0,01'2% S и обычное для качествен­ ных сталей количество газов. По две партии образцов подвергали отжигу, нормализации и закалке в воде. Затем все партии вторично нагревали до 705° С. После этого образцы одной партии от каждого режима предва­ рительной обработки охлаждали с печью, а второй — закаливали в воде и подвергали старению при 200° С в течение 24 ч. Испытания на хладостойкость проводили на образцах Шарпи с острым надрезом.

Из рис. 62-видно, что по склонности к хладноломкости исследованные состояния расположились в необычном порядке. В сериях, испытанных после закалки с субкри­ тической температуры и старения, наиболее хладостой­ ким оказался металл, проходивший предварительный от­ жиг, а наименее хладостойким — предварительно обра­ ботанный закалкой. Размер ферритного зерна в образцах этих серий был приблизительно одинаковым. После мед­ ленного охлаждения с субкритического нагрева наиболее хладостойким также оказался металл, проходивший пред­ варительную термическую обработку по режиму отжига. Закалка с субкритической температуры со старением всегда давала значительно более низкую температуру перехода в хрупкое состояние по сравнению с медленным охлаждением после субкритического нагрева. Микро-

100