Г л а в а 8. Ф И ЗИ Ч ЕС КИ Е, М Е Х АН И Ч ЕС К И Е И ТЕ Х Н О Л О ГИ Ч Е С К И Е УС ЛО ВИ Я Д О С ТИ Ж Е Н И Я

В Ы С О К О П Р О Ч Н Ы Х С О С ТО Я Н И Й М ЕТАЛЛО В

8.1. СТРУКТУРНЫЕ МЕТОДЫ

При упрочнении сплавов железа пределом повышения прочности является теоретическая прочность, достигнутая на бездефектных (бездислокационных) нитевидных кристаллах (апч = 13 140 МПа). Создание строительных материалов на основе бездефектной струк­ туры — задача практически нереальная из-за малости бездефектных кристаллов. Однако бездефектные кристаллы нашли применение в качестве составной части композиционных материалов (см. п. 8.2).

Решая задачу повышения прочности на материалах с дефектами структуры, при выборе методов упрочнения приходится наклады­ вать ограничения, так как некоторые из них одновременно с повы­ шением прочности переводят материал в хрупкое состояние, что со­ вершенно недопустимо.

При макроскопическом подходе к выяснению сущности ограни­ чения можно воспользоваться неравенством, определяющим пла­ стичное поведение материала: > т .г/аотр. Из неравенства ясно, что если повышать только предел текучести Tv, не меняя дру­ гих характеристик, знак неравенства переменится на обратный, что будет означать переход материала в хрупкое состояние. Таким образом, ограничение должно заключаться в том, что повышение тт в процессе упрочнения должно сопровождаться по крайней мере неизменностью отношения тт/аотр.

Рассмотрим пример, когда это условие не выполняется. На рис. 8.1 показано влияние содержания углерода С в закаленных сталях на их твердость по Роквеллу HRC.

Упрочняющее действие углерода вызвано, в первую очередь, искажениями кристаллической решетки, вносимыми атомами угле­ рода, располагающимися в межузлиях пересыщенного твердого раствора углерода в a-Fe. Тетрагональные искажения кристалли­ ческой решетки мартенсита, получаемого в результате закалки стали, зависят от содержания углерода в стали [44]: da — 1 + 0,0467С,

где С — массовое содержание углерода в стали, %; с и а — па­ раметры тетрагональной ячейки.

Увеличение параметров решетки, как бы раздвигаемой внедрен­ ными атомами углерода, снижает силы межатомных связей и сопро­ тивление стали отрыву. В результате увеличение содержания угле­ рода выше Скр переводит сталь в хрупкое состояние вследствие роста

j| временно затруднять образование и распространение трещин, от­ носятся:

1) увеличение дисперсности структурных составляющих, в пер­ вую очередь дисперсности размеров зерен;

2) создание больших плотностей дислокаций при благоприятных формах их распределения.

Рассмотрим роль отдельных элементов структурных составляю­ щих сплавов с точки зрения их упрочняющего воздействия на основе

двух критериев: 1) сопротивления пластическому деформированию;

2)сопротивления образованию трещин.

1.Вследствие различной кристаллографической ориентации зе­ рен по обе стороны границы последняя становится эффективным препятствием движению дислокации и распространению трещин. Преодолеваются препятствия сдвигу касательными напряжениями, концентрация которых возникает в результате образования пло­

порядок, а взаимная их разориентация увеличивается на несколько градусов. Границы блоков, так же как и границы зерен, выполняют роль барьеров для движения дислокаций и перемещения трещин, хотя обладают большей проницаемостью, чем зерна.

Уменьшение размеров кристаллических зерен и мозаичных бло­ ков — непременный элемент любого метода упрочнения.

2. Создание больших плотностей дислокаций одновременно с уп­ рочняющим действием [см. формулу (1.39)] может при определен­ ных формах распределения затруднять образование трещин. Харак­ терными формами распределения дислокаций являются плоские скоп­ ления, стенки, сплетения, клубки и жгуты, полосы скольжения. Плоские скопления, особенно значительной протяженности, создают концентрацию напряжений в голове скоплений перед препятствием и, как уже указывалось, являются причиной образования трещин. Сетка является устойчивой и наиболее равномерной формой рас­ пределения дислокаций. При пластической деформации по мере увеличения плотности дислокаций возрастает частота ячеек сетки. Дислокационная сетка препятствует образованию плоских скопле­ ний дислокаций и устраняет этим важные механизмы образования трещин. Сознательно создавать ту или иную конфигурацию в рас­ пределении дислокации мы не умеем. Тем не менее можно ожидать, что прокатка и особенно протяжка через очко создадут более рав­ номерное распределение дислокаций, чем одноосное растяжение.

3. Упрочнение за счет частиц дисперсной фазы позволяет до­ стигнуть наибольшую по сравнению с другими рассмотренными ме­

Когда размер частиц достигает критического значения dKP,

Таким образом, прочность двухфазной структуры матрица— частица определяется не только прочностью матрицы и дисперс­ ностью и числом частиц, но и прочностью самих частиц.

Оценки с помощью формулы (8.4), а также результаты экспери­ ментальных исследований показывают, что максимальный эффект от дисперсионного упрочнения достигается при среднем расстоянии между частицами (2004-1000) 10-8 см и среднем размере частиц (504-200) 10-8 см.

Каждый метод достижения высокопрочного состояния сплавов является суперпозицией составляющих процессов: размельчения кристаллических зерен и блоков, повышения плотности дислокаций при оптимальной конфигурации их распределения, введения в сплав равномерно распределенной дисперсной твердой фазы.

Остановимся коротко на природе и содержании некоторых из указанных процессов.

Повышение плотности дислокаций достигается прокаткой и фазовым наклепом, который представляет собой механическое упроч­ нение в процессе превращения высокотемпературной модификации y-Fe в низкотемпературную модификацию a-Fe при быстром охла­ ждении стали — закалке. Упрочнение происходит за счет деформации вследствие различия в удельных объемах участвующих в превраще­ нии фаз. Низкотемпературная модификация железа (a-Fe) имеет решеткку ОЦК (см. рис. 1.12) с параметром а = 2,86Ы 0"8 см при 293 К и удельным объемом 0,12708 см3/г, высокотемпературная

-►a-Fe сопровождается увеличением объема. Расширение каждого элементарного объема в момент превращения, если оно протекает при достаточно низких температурах, встречает сопротивление окру­ жающей среды. В результате механического взаимодействия появ­ ляющихся кристалликов новой фазы (a-Fe) с окружающей матрицей (y-Fe) возникает упругая, а затем и пластическая деформация кри­ сталликов. Структурные последствия при деформации внешней силой и фазовом превращении y-Fe ->a-Fe сходны. В том и другом случаях увеличивается плотность дислокаций и уменьшаются раз­ меры блоков до 10~б—10"в см.

Явление деформационного упрочнения при прямом (y-Fe ->a-Fe) и обратном (a-Fe ->y-Fe) фазовых превращениях исследовалось во многих работах, в работе [58] оно названо фазовым наклепом.

Легирование безуглеродистого железа, необходимое для осуще­ ствления фазового наклепа, дает возможность резкого снижения температуры начала превращения y-Fe ->a-Fe при быстром охла­

Подставляя выражения (8.6) в уравнение (8.7), получим дифферен циальное уравнение для перемещения и:

Применение решения (8.9) к модели имеет смысл, когда для оболочки А = 0, а для сферического включения В = 0 (условия огра­ ниченности перемещений.) Тогда перемещения оболочки (моб) и включения (Ивкл) составляют:

Соотношение между е и 6 находим из третьего граничного ус­ ловия:

Формулу (8.13) можно упростить, выразив коэффициент Ляме через модуль Юнга Е и коэффициент Пуассона v, согласно выраже­ ниям: Е = р (ЗЯ + 2р)/(Я 4- р); v = Я/[2 (Я + р) 1. Приняв да­ лее рх = р2 и v = 1/3, получим

Из рис. 8.6 следует, что 6 = гм — г0, где гм — радиус сфериче­ ского включения мартенсита в свободном состоянии; г0 — радиус сферы аустенита. Приняв r0 = 1 см, получим 8 = гм — 1. Вели­ чину гм вычислим через удельный объем мартенсита vMмассой 1 г:

Далее по формулам (8.12) при гJ r = 1 и р = 78 480 МПа получим: аг = 3140 МПа; at = 1569 МПа, а по формуле (8.5) р = 2943 МПа. Уровень вычисляемых напряжений должен зависеть от формы выде­ лений: например, при решении плоской задачи применительно к бес­ конечному цилиндру напряжения аг и ot примерно в три раза меньше приведенных [28].

Однако полученные данные позволяют для любой формы выделе­ ний заключить, что при фазовом превращении у -> а неизбежно протекает пластическая деформация, вызываемая механическим взаимодействием участвующих в превращении фаз.

В первой стадии превращения (менее 50 % превратившегося объема) выделяющиеся зерна новой фазы — мартенсита — приходят в соприкосновение только с окружающим аустенитом и деформируют его. При последующем превращении деформированного аустенита в мартенсит происходит наследование мартенситом структурных из­ менений аустенита, вызванных деформацией: повышенной плот­ ности дислокаций, размельченных и разориентированных блоков.

Фазовый наклеп отличается от механического многократностью деформации в процессе полиморфного превращения, так как дефор­ мация возникает от каждого неодновременно появляющегося центра кристаллизации новой фазы. Пластические сдвиги при этом совер­ шаются в разных направлениях, что приводит к накоплению дисло­ каций во всех возможных системах скольжения, что, в свою очередь, способствует образованию сетки.

Введение в структуру стали дисперсной фазы достигается созда­ нием пересыщенного твердого раствора легирующего элемента в вы­ сокотемпературной модификации — аустените, сохранением пере­ сыщенного твердого раствора при закалке стали на мартенсит и, наконец, старением мартенсита с распадом пересыщенного твердого раствора и выделением дисперсных интерметаллидов.

При неравномерном распределении выделяющихся дисперсных фаз, например по границам зерен, упрочнение будет сопровождаться охрупчиванием сплавов.

Мелкозернистая структура с большой плотностью равномерно распределенных дислокаций — необходимое строение матрицы для равномерного распределения в ней выделяющихся дисперсных ча­ стиц.

Синтез рассмотренных структурных элементов металла в высоко­ прочном состоянии лежит в основе современных технологических процессов упрочнения.

Полученные в результате ТМО свойства являются результатом размельчения зерен и мозаичных блоков, механического упрочнения и фазового наклепа и некоторого пересыщения мартенсита углеродом.

Достигаемое при ТМО упрочнение меньше, чем имеет гатентированная и деформированная проволока, так как при ТМО использу­ ются только два первых структурных элемента.

Первая особенность ТМО заключается в том, что деформации подвергается не конечная структура, как при получении патентированной проволоки, а аустенит, который затем закаливается на мар­ тенсит. Здесь используется явление наследственности структурного состояния: структура мартенсита сохраняет структурные последствия упрочнения при деформации аустенита. Возможность наследования мартенситом тонкой структуры аустенита обоснована теоретически

в мартенсит. Это возможно благодаря тому, что в процессе мартен­ ситного превращения атомы из узлов исходной фазы (аустенита) кооперативно перемещаются в узлы конечной фазы (мартенсита)

путем смещений, не превосходящих межатомные расстояния. Если бы новая фаза росла из центра кристаллизации, дислокации *выметались» бы из кристаллов фронтом движущихся границ растущих зерен. Тот факт, что кооперативные переходы атомов при мартенсит­ ном превращении могут быть описаны как результат однородной и неоднородной деформаций исходной фазы, позволил авторам работ [11, 12] расчетным путем выяснить, какие именно дислокации будут наблюдаться в мартенситной фазе, если известен их тип в ис­ ходной аустенитной фазе.

Электронно-микроскопическими исследованиями [122, 131 ] по­ казано, что мартенсит, полученный из фрагментированного аустенита, также фрагментирован, при этом сохраняются размеры субзерен и углы их разориентации, а так­ же высокая плотность дисло­

каций.

Вторая особенность ТМО заключается в том, что меха­ ническое упрочнение создает условия для рекристаллизации

дится пластическая деформация аустенита. По этой причине возникли два режима ТМО: высокотемпературная (ВТМО) и низкотемператур­ ная (НТМО) термомеханическая обработка. Схемы обоих видов обра­ ботки приведены на рис. 8.7 (А3 — температура фазового превраще­ ния; Грц — температура рекристаллизации; М — температура мар­ тенситного превращения; ДУ — деформационное упрочнение).

Состав стали для НТМО должен предусматривать широкий тем­ пературный интервал устойчивости аустенита. В табл. 8.1 приведены механические свойства нескольких сталей после ВТМО и НТМО [30].

Т а б л и ц а 8 . 1 . М е х а н и ч е с к и е с в о й с т в а с т а л е й п о с л е т е р м о м е х а н и ч е с к о й о б р а б о т к и

НТМО и ВТМО различаются тем, что первая дает относительно большую степень упрочнения, но меньше предохраняет сталь от хрупкости, чем вторая.

Рассмотрим роль элементов структуры в упрочнении мартен- ситно-стареющих сталей. Эти стали во многих случаях содержат 8—25 % никеля, добавки 5—13 % молибдена, 7—14 % меди, алю­

дисперсных фаз интерметаллидного типа. Содержание в этих сталях углерода, как нежелательного элемента, не допускается выше 0,03 %.

Упрочнение мартенситно-стареющих сталей достигается в два