Содержание к диссертации
Введение
Глава 1 Бейнитные конструкционные стали: структура, свойства, применение 14
1.1 Особенности бейнитного превращения в сталях 14
1.2 Перераспределение углерода и деформационное поведение бейнитной структуры
1.3 Новые бейнитные стали: разработка и области применения 40
Глава 2 Материал, методы и методики исследования 54
2.1 Материал исследования 54
2.2 Методы исследования структуры и фазового состава стали 54
2.3 Методики количественного анализа структуры стали 56
2.3.1 Определение средних размеров зерен 56
2.3.2 Определение объемной доли дислокационной субструктуры (PV) 57
2.3.3 Определение скалярной плотности дислокаций 57
2.3.4 Определение избыточной плотности дислокаций и амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки 59
2.3.5 Определение параметров ДСС 60
2.3.6 Определение средних размеров структурных составляющих стали и частиц карбидных фаз, расстояний между ними и их объемной доли 60
2.4 Методика рентгенографических исследований 62
Глава 3 Эволюция фазового состава и дефектной субструктуры бейнитной стали при деформировании одноосным сжатием 64
3.1 Кривые деформационного упрочнения стали 30Х2Н2МФА с бейнитной структурой 64
3.1.1 Кривые деформационного упрочнения стали 30Х2Н2МФА с бейнитной структурой 64
3.1.2 Стадии пластической деформации стали 30Х2Н2МФА с бейнитной структурой 65
3.2 Эволюция структуры бейнитной стали 30Х2Н2МФА в процессе деформирования 66
3.2.1 Корреляции и закономерности эволюции структуры стали при деформации 75
3.3 Эволюция состояния карбидной фазы стали с бейнитной структурой в процессе деформации 87
3.3.1 Эволюция состояния цементита стали с бейнитной структурой в процессе деформации 87
3.4 Перераспределение углерода при деформации стали с бейнитной структурой 91
3.5 Локализация пластической деформации бейнитной стали 98
3.6 Выводы по главе 3 101
Глава 4 Механизмы упрочнения стали с бейнитной структурой 103
4.1 Упрочнение конструкционной стали с бейнитной структурой внутрифазными границами 105
4.2 Дислокационное упрочнение конструкционной стали с бейнитной структурой 109
4.3 Упрочнение конструкционной стали с бейнитной структурой за счет внутренних напряжений 112
4.4 Упрочнение конструкционной стали с бейнитной структурой частицами второй фазы 115
4.5 Упрочнение конструкционной стали с бейнитной структурой в результате формирования твердых растворов 121
4.6 Анализ, оценка величин составляющих деформационное упрочнение конструкционной стали с бейнитной структурой 127
4.7 Суперпозиция механизмов упрочнение конструкционной стали с бейнитной структурой 128
4.8 Выводы по главе 4 130
Список использованной литературы 133
- Перераспределение углерода и деформационное поведение бейнитной структуры
- Определение средних размеров зерен
- Кривые деформационного упрочнения стали 30Х2Н2МФА с бейнитной структурой
- Упрочнение конструкционной стали с бейнитной структурой за счет внутренних напряжений
Введение к работе
Актуальность. Внимание исследователей в области физического
материаловедения в последние годы акцентировано на поиске возможностей
создания и использования высокопрочных сталей с бейнитной структурой.
Бейнитные стали представляют собой новый тип сталей, в которых сочетается
одновременно высокая прочность, повышенная ударная вязкость и хорошая
свариваемость, благодаря чему обеспечиваются высокие служебные
характеристики и сравнительно малая себестоимость производства
конструкций.
Известно, что механические свойства стали определяются состоянием ее
структуры. Общепризнано, что основными факторами, определяющими
механические свойства материала, являются структура твердого раствора,
наноразмерные частицы вторых фаз (карбиды, нитриды, карбонитриды и т.д.),
дислокационная структура, типы и расположение различного рода границ,
внутренние поля напряжений. Необходимость тщательного и всестороннего
анализа эволюции структурно-фазовых состояний стали с бейнитной
структурой , формирующихся при деформационном упрочнении обусловлена научным и прикладным характером решаемых задач.
Конструкционные стали с бейнитной структурой, обладающие целым рядом высоких эксплуатационных свойств, широко используются в автомобилестроении, энергетике, производстве рельсов, труб для нефтегазовой отрасли промышленности и т.д. Это и штампованные емкости, корпуса котлов, грузоподъемные краны, различные стойки, паровые установки и т.п.
Несмотря на значительное количество работ, посвященных бейнитным сталям, к моменту постановки настоящих исследований, основное внимание было акцентировано на анализе особенностей бейнитного превращения в сталях. Закономерности и механизмы изменения фазового состава и состояния дефектной субструктуры стали анализировались, в основном, на качественном уровне. В связи с этим актуальным является выявление количественных закономерностей эволюции фазового состава, структуры, и механизмов деформационного упрочнения бейнитной стали.
Целью работы являлось установление закономерностей эволюции
фазового состава, дефектной субструктуры и выявление механизмов
деформационного упрочнения бейнитной стали 30Х2Н2МФА,
деформированной одноосным сжатием при комнатной температуре.
Для реализации поставленной цели в работе решались следующие задачи:
-
Исследование на макро-, мезо-, микро- и нано-масштабных уровнях эволюции структуры, фазового состава и дефектной субструктуры бейнитной стали в процессе деформирования одноостным сжатием.
-
Выявление количественных закономерностей, характеризующих изменения состояния карбидной фазы и перераспределения углерода в бейнитной стали на различных этапах ее деформации.
-
Исследование локализации пластической деформации бейнитной стали.
-
Выявление и количественный анализ механизмов деформационного упрочнения бейнитной стали в условиях одноосного сжатия.
Научная новизна. Впервые методами просвечивающей электронной
дифракционной микроскопии и рентгеноструктурного анализа
экспериментально исследованы на количественном уровне дислокационная субструктура и фазовый состав бейнитной стали 30Х2Н2МФА, подвергнутой пластической деформации до разрушения. Определены качественные и количественные параметры структуры, среди которых основное внимание уделено карбидной фазе, перераспределению углерода, скалярной плотности дислокаций, внутренним полям напряжений, их источникам, кривизне-кручению кристаллической решетки. Впервые выявлено формирование каналов локализованной деформации. Впервые проведены оценки механизмов деформационного упрочнения бейнитной стали и выполнен анализ физических основ повышения прочности конструкционной стали 30Х2Н2МФА при деформировании.
Научная и практическая значимость работы. Сформирован банк данных о закономерностях и механизмах формирования и эволюции структуры и фазового состава, дефектной субструктуры и наноразмерных фаз, который может быть использован для анализа деформационного поведения конструкционных сталей с бейнитной структурой.
Научные результаты работы могут быть использованы для развития теории структурно-фазовых превращений в сталях, а основные положения диссертации представляют интерес как учебный материал в курсе лекций по физике конденсированного состояния, физического материаловедения, металловедения и термообработки, обработки металлов давлением.
Практическая значимость работы подтверждена актом и справками
апробирования результатов в промышленности. Научные результаты работы
могут быть использованы при оптимизации технологического процесса
работы прокатного производства.
Достоверность результатов работы определяется корректностью поставленных задач, использованием апробированных методов и методик исследования, применяемых в современном физическом материаловедении, большим объемом экспериментальных данных, их сопоставлением между собой, детальным исследованием процессов, имеющих место в стали на различных этапах ее деформирования, четким определением взаимосвязей между различными структурными параметрами стали, необходимым и достаточным объемом экспериментального материала для корректной статистической обработки, сопоставлением полученных результатов с данными других авторов, справками об использовании результатов работы.
Основные положения, выносимые на защиту:
-
Стадийность деформационного упрочнения стали 30Х2Н2МФА с бейнитной структурой.
-
Количественные закономерности перераспределения углерода в кристаллической решетке -Fe, -Fe, частицах цементита, на внутрифазных границах, на дефектах субструктуры и в объеме пластин бейнита с деформацией.
-
Объем экспериментальных данных, характеризующих изменения фазового состава и дефектной субструктуры при пластической деформации бейнитной стали и проявляющийся на макро- (образец в целом), мезо-(кристаллы бейнита, двойники, остаточный аустенит ), микро-(дефектная субструктура бейнита, частицы карбидной фазы), нано- (изгибные контуры экстинкции) уровнях.
-
Результаты оценки локализации пластической деформации стали с бейнитной структурой на последних стадиях деформации.
-
Механизмы деформационного упрочнения бейнитной стали, реализующиеся в условиях одноосного сжатия.
Личный вклад автора состоит в анализе литературных данных, планировании и проведении экспериментов и механических испытаний стали 30Х2Н2МФА, статистической обработке и анализе полученных результатов экспериментальных исследований, написании статей и тезисов докладов по теме диссертации, формулировании основных выводов и положений, выносимых на защиту.
Апробация работы. Результаты работы докладывались и обсуждались на
следующих конференциях и семинарах: -Международной конференции
«Перспективные материалы с иерархической структурой для новых технологий
и надежных конструкций», Россия, Томск, 2015, VI международной
конференции «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов»,
Россия, Москва, 2015; XXIII Уральской школе металловедов-термистов,
«Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов»
посвященная 100-летию со дня рождения профессора А.А. Попова, Россия,
Тольятти, 2016; II Всероссийской научной конференции молодых ученых с
международным участием (ПМТС-2015) «Перспективные материалы в технике
и строительстве», Россия, Томск, 2015, XIX международной научно-
практической конференции «Металлургия: технологии, инновации, качество»,
Россия, Новокузнецк, 2015; VIII Международной конференции
«Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений»
(MPFP – 2016), Россия, Тамбов, 2016; LVII Международной конференции
«Актуальные проблемы прочности», Россия, Севастополь, 2016;
Международной конференции «Механика, ресурс и диагностика материалов и конструкций», Россия, Екатеринбург, 2016; XIV Международной школе-семинаре «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах» Россия, Барнаул, 2016; Международной конференции «Перспективные материалы с иерархической структурой для новых технологий и надежных конструкций, Россия Томск, 2016.
Публикации. Результаты работы представлены в 16 публикациях, в том
числе 8 статьях в ведущих рецензируемых научных журналах,
рекомендованных ВАК РФ, 1 статье в зарубежном журнале, 1 монографии. Список основных работ приведен в конце автореферата.
Соответствие диссертации паспорту специальности. Диссертационная
работа по своим целям, задачам, содержанию, методам исследования и
научной новизне соответствует пункту 1 «Теоретическое и экспериментальное
изучение физической природы свойств металлов и их сплавов, неорганических
и органических соединений, диэлектриков и в том числе материалов
световодов как в твердом, так и в аморфном состоянии в зависимости от их
химического, изотопного состава, температуры и давления» паспорта
специальности 01.04.07 – «Физика конденсированного состояния»
(технические науки).
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав, основных выводов, приложения и списка цитируемой литературы, включающего 272 наименования. Диссертация содержит 162 страницы, в том числе 48 рисунков и 3 таблицы.
Перераспределение углерода и деформационное поведение бейнитной структуры
аустенита при температуре 4500С приводит к образованию бейнита с грубым Морфология бейнита, образующегося в стали 07Г2НДМБТ при изотермическом распаде переохлажденного аустенита при температуре 550 и 5000С, отличаются развитым субзеренным строением, что способствует получению благоприятного сочетания прочности и вязкости. Бейнитное превращение при температуре 6000С, осуществленное в изотермических условиях, не происходит до конца, остаточный аустенит распадается с образованием реечного мартенсита или нижнего бейнита. Распад переохлажденного строением кристаллов -фазы и выделением крупных частиц цементита (рисунок 1.2) [12].
В низкоуглеродистых сталях, подвергнутых термомеханической обработке (ТМО) с последующим контролируемым охлаждением, возможно чрезвычайно широкое разнообразие форм бейнита: он может иметь реечное (пакетное) строение, состоять из ансамблей располагающихся относительно друг друга по острыми углами кристаллов -фазы разнообразной формы и различных размеров, при пониженном уровне легирования и скорости охлаждения в низкоуглеродистой стали он может иметь глобулярное строение кристаллов [17]. В сталях 06ГНБ и 06Г2НФБ в результате ТМО образуется бескарбидный бейнит, в более легированной (в том числе молибденом) стали 06Г2НДМФБ – бейнит с выделениями карбидов цементитного типа внутри и по границам кристаллов. В низкоуглеродистых низколегированных сталях наличие карбидов внутри или на границах -кристаллов бейнита не является отличительным признаком, указывающим на протекание бейнитного превращения в области высоких или низких температур распада, и не позволяет однозначно идентифицировать его как нижний или верхний бейнит [17]. Структура кристаллов -фазы бейнита в сталях, подвергнутых ТМО, характеризуется повышенной плотностью дислокаций, унаследованной от горячедеформированного аустенита [17]. В конструкционных сталях 38ХС и 70С2 бейнитное превращение в широком температурном интервале имеет двухстадийных характер. На первой стадии образуется структура бескарбидного бейнита, состоящая из смеси бейнитного феррита с 15-40% остаточного аустенита. При увеличении времени изотермической выдержки развивается вторая стадия бейнитного превращения – распад непревращенного аустенита с выделением карбидов [24]. Структура бескарбидного бейнита, образующаяся на первой стадии, обеспечивает получение высокой ударной вязкости стали. Развитие второй стадии бейнитного превращения и появление в структуре заметного количества карбидов приводит к существенному снижению уровня ударной вязкости [24]. Остаточный аустенит в бескарбидном бейните существенно обогащен по углероду и содержит значительную часть от общего содержания углерода в стали. Доля углерода в остаточном аустените может характеризовать морфологические особенности структурных составляющих фазовых превращений (бескарбидный бейнит или бейнит с карбидами) и уровень ударной вязкости стали [24].
В работе [25] представлены результаты систематических исследований структуры и кинетики бейнитного изотермического превращения в низколегированных сталях Fe-Mn-Cr методами электронной микроскопии. При температурах выше 5200С на начальных стадиях превращения образуется преимущественно бескарбидный бейнит, а завершается распад аустенита реакцией эвтектоидного типа. Показано, что даже небольшое увеличение содержания хрома от 0,8 до 1,1% приводит в указанной температурной области усущественному торможению и незавершённости бейнитного превращения [25].
Методами оптической микроскопии, дифракционного обратного рассеяния
электронов и ПЭМ было изучено фазовое превращение аустенит-бейнит
низколегированной конструктивной стали в условиях, имитирующих
термообработку при сварке. Пакеты верхнего бейнита получались при росте групп пластин одинаковой кристаллографической ориентации с сильно разориентированными габитусными плоскостями. Была проведена оценка самоаккомодационных напряжений превращения для различных бейнитных конфигураций на базе микромеханической модели. Выявленные парные варианты позволяют организовать пластическую деформацию в аустенитной фазе, расширяя, таким образом, рост бейнитной фазы при охлаждении [26].
При 2000С при аустенитном превращении была получена мелкозернистая бейнитная микроструктура с высокой прочностью и вязкостью [27]. Данные рентгеновского анализа показали, что концентрация углерода бейнитных пластин выше, чем равновесная. Томография атомных проб обнаружила, что существенное количество углерода осело на дислокациях вблизи феррита аустенитной межфазовой границы. Данные результаты предполагают, что наличие углерода на дислокациях предотвращает декарбюризацию сверхнасыщенного феррита и поэтому изменяет выделение углерода вследствие низкотемпературного образования бейнита [27].
В работе [27] изучен механизм роста бейнита непосредственно при ПЭМ наблюдениях. Найдено, что в ряде изученных сплавов, бейнитный эмбрион составляет несколько единиц превращения. Эти единицы представляют собой группу дефектов упаковки или серию параллелограммов различных размеров в двух направлениях. Утонение или расширение зародыша бейнита происходит через сдвиг вдоль плоскостей дефектов упаковки или двойникование. Зародыш бейнита удлиняется за счет образования новых единиц превращения на обоих концах бейнитной пластины. Трехразмерная морфология бейнита представляет собой выпуклую пластину, подобную линзе. Считается, что зародыш бейнита растет за счет сдвига, который контролируется диффузией растворенных атомов при превращении. Поскольку скорость роста намного ниже, чем для мартенсита, поэтому она, может быть определена [28].
Определение средних размеров зерен
Анализируя приведенные на рисунке 3.2 результаты, можно выделить две стадии деформационного упрочнения стали: стадию с параболической зависимостью ст-є или убывающим коэффициентом упрочнения 0 и стадию со слабо изменяющимся и низким значением коэффициента упрочнения.
Если сопоставить вид зависимости ст-є и 0-є с тем, что наблюдается на этой стадии в ГЦК-сплавах, где стадийность кривых течения к настоящему моменту хорошо изучена, то вышеупомянутые стадии следует называть стадиями III и IV. Действительно, для стадии III характерна параболическая зависимость ст-є, быстрое убывание коэффициента упрочнения и полосовая субструктура. Такие же изменения механических характеристик имеют место и в исследуемой в настоящей работе стали (рисунок 3.2), а структура нижнего бейнита, как и структура пакетного мартенсита, во многом подобна полосовой субструктуре [169]. Для стадии IV характерно постоянное низкое упрочнение и развитие субструктуры с непрерывными и дискретными разориентировками, либо фрагментированной субструктуры. Механические характеристики исследуемой стали и на этот раз коррелируют с тем, что имеет место в ГЦК-сплавах. Разрушение испытываемых образцов закаленной стали происходило при є = (0,43…47) путем хрупкого скола под углом 450 к оси деформации с образованием нескольких крупных осколков.
Кинетика бейнитного превращения и формирующиеся при этом структуры имеют черты кинетики и структур, получаемых при диффузионном перлитном и бездиффузионном мартенситном превращениях: диффузионное перераспределение углерода в аустените между продуктами его распада и мартенситное бездиффузионное превращение с образованием структуры пластинчатого типа [170-172, 254]. Таким образом, в результате бейнитного превращения при непрерывном охлаждении в стали образуется многофазная структура, представленная а-фазой (твердый раствор на основе ОЦК кристаллической решетки), у-фазой (остаточный аустенит, твердый раствор на основе ГЦК кристаллической решетки) и карбид железа (в низко- и среднеуглеродистых сталях - цементит). Бейнит, как и мартенсит, является структурной основой высокопрочного состояния конструкционных сталей, позволяющей, при последующем деформационном воздействии реализовывать разнообразные механизмы упрочнения и разупрочнения, создавать новые структурные состояния, дающие возможность регулировать в широких пределах механические свойства материала [166, 172-174, 253, 255-259]. Отсюда возникает необходимость тщательного и всестороннего анализа фазового состава, морфологии, состояния дефектной субструктуры бейнита и ее эволюции при деформировании стали.
Для выявления перспективных областей применения технологий, основанных на пластической деформации стали с бейнитной структурой, выбора для каждого конкретного материала наиболее целесообразной технологической схемы деформационной обработки, изучают зависимость эффекта деформационного упрочнения от структурного состояния материала перед деформацией и параметров режима этой обработки, устанавливают причинно-следственные связи между явлениями, определяющими комплексное улучшение свойств. В свою очередь, знание закономерностей формирования структуры и свойств стали при пластической деформации необходимо для управления процессом деформационного упрочнения.
В настоящем разделе анализируются (на качественном и количественном уровнях) результаты, полученные при исследовании фазового состава и состояния дефектной субструктуры стали 30Х2Н2МФА, сформировавшегося в результате термической обработки, и эволюции дефектной субструктуры и фазового состава данной стали, подвергнутой пластической деформации путем одноосного сжатия.
Как уже отмечалось выше, в результате бейнитного превращения при непрерывном охлаждении в стали 30Х2Н2МФА образуется многофазная структура, представленная а-фазой (твердый раствор на основе ОЦК кристаллической решетки), у-фазой (остаточный аустенит, твердый раствор на основе ГЦК кристаллической решетки) и карбид железа (в низко- и среднеуглеродистых сталях - цементит) [170-172, 254]. Основной фазой данного класса сталей является ог-фаза; объемная доля остаточного аустенита изменяется в пределах до 10 %, объемная доля частиц карбидной фазы изменяется в пределах (1-2) %. Характерное изображение бейнитной структуры стали 30Х2Н2МФА представлено на рисунке 3.3.
Кривые деформационного упрочнения стали 30Х2Н2МФА с бейнитной структурой
В случае чисто пластического изгиба-кручения скалярная плотность дислокаций р должна быть, по крайней мере, не меньше избыточной, определяемой по формуле (3.4). Если же скалярная плотность дислокаций, измеренная локально, меньше, чем величина р± (р р± ), то имеет место упруго-пластический изгиб кристаллической решетки. В последнем случае величина р+ является условной, поскольку она никогда не может превышать р .
Амплитуда дальнодействующих полей напряжений в случае пластического изгиба-кручения может быть определена по следующей формуле [152, 176]: vT=GbJp±. (3.5) Таким образом, морфология изгибных экстинкционных контуров характеризует градиент изгиба-кручения кристаллической решетки материала, величина поперечного размера контуров - степень изгиба-кручения кристаллической решетки и амплитуду дальнодействующих полей напряжений [269]. Представленные на рисунке 3.18 (кривая 1) результаты свидетельствуют о том, что дальнодействующие поля напряжений нарастают на всем интервале деформирования стали.
Избыточная плотность дислокаций линейно связанная с кривизной-кручением кристаллической решетки % = Ь-р± и пропорциональна амплитуде дальнодействующих напряжений а [152, 176]. Величина % характеризует среднюю амплитуду кривизны-кручения кристаллической решетки стали. Поскольку в настоящей работе весь тензор кривизны-кручения кристаллической решетки не измерялся, о числе компонент тензора можно судить по плотности изгибных экстинкционных контуров.
Количественный анализ структуры стали позволил показать, что с увеличением степени деформирования возрастает количество контуров на единицу площади снимка (поверхностная плотность контуров) (рисунок 3.18, а, кривая 2). Одновременно с этим уменьшаются средние поперечные размеры контуров (рисунок 3.18, а, кривая 1). Первый факт указывает на увеличение количества концентраторов напряжений в материале с ростом степени деформации, второй - на рост амплитуды изгиба-кручения кристаллической решетки материала [151, 176, 265]. Следует отметить, что оба фактора (количество концентраторов напряжений и амплитуда изгиба-кручения кристаллической решетки) изменяются коррелированным образом (рисунок 3.18,
Зависимость средних поперечных размеров контуров h (а, кривая 1) и их поверхностной плотности р (а, кривая 2) от степени деформации; б -линейная корреляция, связывающая средние поперечные размеры и поверхностную плотность контуров Выполненный анализ показывает, что плотность изгибных экстинкционных контуров возрастает при увеличении степени деформации стали, не выходя на насыщение на стадии IV деформационного упрочнения. Последнее свидетельствует о постоянном нарастании числа компонент тензора изгиба-кручения, отличных от нуля.
Бейнитное превращение стали приводит к образованию многофазной структуры [170, 172, 254]. Основной является а-фаза (твердый раствор на основе ОЦК кристаллической решетки), дополнительными фазами будут у-фаза (твердый раствор на основе ГЦК кристаллической решетки) и карбид железа (цементит).
Деформация стали сопровождается существенным преобразованием карбидной подсистемы материала. Исходно пластинчатые частицы (отношение продольных размеров (L) к поперечным (d) LI d& 8) превращаются на последней стадии деформации в эллипсоидальные (LI d = «5). Одновременно с этим внутри кристаллов бейнита (на дислокациях и границах фрагментов) обнаруживаются частицы округлой формы, количество которых с ростом степени деформации увеличивается.
Изменяется место расположения частиц цементита: с увеличением степени деформации объемная доля частиц, расположенных на границах пластин бейнита, увеличивается и к моменту разрушения образца практически весь цементит находится на внутрифазных границах (границах зерен и пластин феррита) (рисунок 3.19, кривая 1). Увеличение объемной доли частиц цементита, расположенных на внутрифазных границах, протекает немонотонным образом: весьма быстро - в интервале степеней деформации 5 % 10 % и существенно медленнее при больших степенях деформации. Причиной скачкообразного увеличения объемной доли частиц цементита на внутрифазных границах может быть превращение остаточного аустенита с образованием а-фазы и цементита, инициированное деформацией стали. Действительно, выполненные электронно-микроскопические микродифракционные исследования выявили факт быстрого снижения объемной доли остаточного аустенита именно при малых (г «10%) степенях деформации стали (рисунок 3.19, б). Следует обратить внимание на поведение суммарной объемной доли цементита (рисунок 3.19, кривая 3). Начальная стадия деформирования (е ю%) сопровождается увеличением суммарной доли частиц цементита в стали; при больших степенях деформирования объемная доля цементита в стали снижается. Это означает, что углерод в атомарном виде переходит на дефекты кристаллической решетки стали (дислокации, субграницы и границы) и в твердый раствор на основе а-фазы. Выполненный рентгеноструктурный анализ подтверждает это предположение. Представленные на рисунке 3.20 результаты демонстрируют увеличение параметра кристаллической решетки а-фазы на заключительной стадии деформирования стали.
Упрочнение конструкционной стали с бейнитной структурой за счет внутренних напряжений
Многокомпонентные сплавы, в которые для получения дисперсного упрочнения введены элементы внедрения, обладают достаточно сложной структурой. Улучшение прочностных характеристик, прежде всего предела текучести, этих систем по сравнению с гомогенными материалами обусловлено наличием структурных неоднородностей, создающих дополнительное сопротивление движению дислокаций. Согласно [155, 223], эти неоднородности можно классифицировать следующим образом: 1) локальные изменения, вызванные флуктуациями состава и приводящие к образованию метастабильных групп-кластеров, которые могут длительно существовать при низких температурах в силу замедленных процессов диффузии; 2) метастабильные зоны типа зон Гинье - Престона (предвыделения); 3) выделения второй фазы, имеющие когерентную или некогерентную связь с матрицей, а также включения второй фазы; 4) смесь двух фаз, представляющая собой поликристалл, состав отдельных зон которого может быть различным.
Применительно к задачам настоящей работы наибольший интерес представляет рассмотрение случаев дисперсного упрочнения выделениями и включениями второй фазы, что в физическом плане можно сформулировать как упрочнение когерентными и некогерентными частицами.
Начало пластической деформации кристалла определяется напряжением, необходимым для начала движения дислокаций. Для металлов его значение очень низко. Теоретическая верхняя граница напряжения, необходимого для начала деформации, может быть определена из условия, что в кристалле нет способных к скольжению дислокаций. Эти условия реализуются только в нитевидных кристаллах (усах). Для чистого железа при 20 С нижняя граница о=10 МПа, тогда как верхняя граница ath= 10 ГПа (т.е. в 103 выше) [223, 224]. Для оценки упрочнения выделениями исходят из того, что при начале деформации всегда существуют или могут легко образовываться дислокации. В металлических материалах они возникают чаще всего у границ зерен. Основной причиной упрочнения выделениями является создание препятствий движению дислокаций в основной решетке. Благодаря этому предел текучести материала ау повышается на величину Асгн х = х0 + Лан (4.8)
В то время как напряжение оь обусловлено напряжением трения в неискаженной решетке, частицы, которые в процессе деформации не перерезаются движущимися дислокациями (некогерентные частицы), действующие как препятствия, вызывают искривление линий дислокаций, зависящее от расстояния между частицами и от напряжения (рисунок 4.7).
Вклад в упрочнение материала, обусловленный наличием некогерентных частиц, оценивается следующим образом [224] ап =м—тг —ЛФ-Ы ор 2ЦХ-Щ A-D 4Ь (4.9) где D - средний размер частиц, m - ориентационный множитель, равный для ОЦК материалов 2,75 [225], Ф =1 для винтовой и Ф = (1 -v)"1 для краевой дислокаций, М - параметр, учитывающий неравномерность распределения частиц в матрице, равный 0,81...0,85 [226]. Существует еще несколько способов учета упрочнения материала частицами второй фазы, улучшающих модель Орована. Так в модели Фишера, Харта и Прая [225] учитывается образование вокруг частиц дислокационных колец, которые создают дополнительные напряжения. Эшелби [227] дополнил эту модель, предположив, что при больших деформациях происходит релаксация напряжений от колец дислокаций путем их ухода во вторичные системы скольжения. Механизм Анселла и Ленелла [228] учитывает разрушение частиц при деформации. Модель Хирша и Хэмфри [229] учитывает упрочнение материала за счет поперечного скольжения при взаимодействии с частицами.
Совсем по-другому ведут себя сплавы, упрочненные когерентными частицами. Когерентные выделения возникают на ранних стадиях распада пересыщенных твердых растворов. При деформации таких материалов наблюдается процесс перерезания частиц. Анализируя зависимость критического напряжения сдвига в плоскости скольжения от числа прошедших дислокаций, можно было бы ожидать, что коэффициент упрочнения будет равен нулю или отрицателен. И действительно, упрочнение сплавов с малыми когерентными частицами очень невелико. После низкого или даже отрицательного упрочнения при очень малых степенях деформации при более сильной деформации происходит упрочнение в результате взаимодействия скоплений дислокаций из различных плоскостей скольжения. При высоких степенях деформации можно ожидать, что когерентные частицы измельчатся из-за частого перерезания в различных системах скольжения и, наконец, механически растворятся. Это наблюдается в действительности. Сплав тогда проявляет свойства, приближающие его к сильно деформированным однородным твердым растворам.
Существует много причин, по которым перерезание частиц затрудняет движение дислокаций, но все они сводятся к возникновению силы, противодействующей движению дислокаций, в результате чего те изгибаются [230]. Перечислим эти причины: 1) поле напряжений вокруг частиц из-за различия параметров решеток; 2) упорядоченное расположение атомов в когерентных частицах; 3) различие значений энергии дефектов упаковки, упругих констант, напряжения Пайерлса; 4) увеличение поверхности частицы; 5) превращение в метастабильной частице при прохождении дислокации; 6) превращение когерентной поверхности раздела в некогерентную; 7) все дефекты сконцентрированы на поверхности раздела в случае неполной когерентности между частицами и матричной решеткой. Наибольший вклад в сопротивление движению дислокаций вносят в основном поля дальнодействующих упругих напряжений около когерентных выделений, возникающие в результате различия атомных объемов выделяющейся фазы и твердого раствора [231-233].
При наличии в материале зон предвыделений и/или когерентных частиц упрочнение оценивается по механизму, предложенному Моттом и Набарро [234], из которого следует, что aв=2Gm-s-f, (4.10) где Gm - модуль сдвига матрицы, f - объемная доля частиц, 3К5 ав+ат Є= г, О =2 -. 3К + 2Е(1 + v) ат Здесь 8 - параметр несоответствия, am и aв - параметры решеток матрицы и выделения, К - объемный модуль упругости выделении, v - коэффициент Пуассона матрицы. В данном случае упрочнение определяется объемной долей частиц и степенью их несоответствия с матрицей. В работе [234] проведен учет дополнительных поверхностей раздела частица-матрица и дислокаций несоответствия, появляющихся при перерезании когерентных частиц дислокациями, что привело к следующему выражению: где rв – радиус частицы, bm – вектор Бюргерса скользящей в матрице дислокации.