Содержание к диссертации
Введение
1. Трещиностойкость материалов. Выбор критериев для оценки трещиностойкости низкоуглеродистых сталей 17
1.1. Критерии статической трещиностойкости 18
1.2. Критерии динамической трещиностойкости 24
1.3. Критерии циклической трещиностойкости 25
1.4. Влияние типа образца и схемы нагружения на циклическую трещиностойкость низкоуглеродистых сталей 29
Выводы 41
2. Прочность и трещиностойкость низкоуглеродистых сталей в связи с особенностями строения реечного мартенсита 42
2.1. Мартенситное превращение и морфологические типы мартенсита в сплавах на основе а-железа 42
2.2. Особенности строения пакетного мартенсита 49
2.3. Влияние процессов распада мартенсита при отпуске на характер изменения трещиностойкости и микромеханизмов разрушения конструкционных сталей с различным содержанием углерода 52
2.3.1. Структурные изменения при отпуске сталей 09Г2С, 35 и 80 57
2.3.2. Прочность, трещиностойкость и микромеханизмы разрушения закаленных и низкоотпущенных сталей в связи с особенностями строения различных морфологических типов мартенсита 66
2.3.3. Влияние температуры отпуска на характер изменения трещиностойкости и микромеханизмов разрушения конструкционных сталей с различным содержанием углерода
2.4. Общие закономерности изменения трещиностойкости термоупрочненных углеродистых и низколегированных сталей 101
2.4.1. Влияние температуры отпуска на трещиностойкость углеродистых и низколегированных сталей. Диаграммы максимальной трещиностойкости с картами структурных состояний и микромеханизмов разрушения 101
2.4.2. Влияние уровня прочности на трещиностойкость сталей. Диаграммы конструкционной прочности 108
В ы во ды 113
3. Получение структуры пакетного мартенсита в низкоуглеродистых конструкционных сталях 115
3.1. О двух принципах реализации мартенситного превращения при медленном охлаждении низкоуглеродистого аустенита 116
3.2. Условия получения структуры пакетного мартенсита при медленном охлаждении низкоуглеродистых мартенситных сталей повышенной прочности 124
3.3. Хладостойкость низкоуглеродистых мартенситных сталей 144
Выводы 150
4. Структурные и технологические аспекты прочности и трещиностойкости низкоуглеродистых мартенситных сталей 152
4.1. Влияние структурных факторов на прочность и трещиностойкость низкоуглеродистых мартенситных сталей 152
4.1.1. Особенности процессов распада мартенсита при отпуске НМС типа07ХЗГНМ 153
4.1.2. Изменение прочности и трещиностойкости при отпуске НМС типаХЗГНМ 158
4.2. Технологические аспекты обеспечения высокого уровня конструкционной прочности конструкционных сталей 171
4.2.1. Анализ технологичности применяемых в машиностроении конструкционных легированных сталей 173
4 4.2.2. Технологические свойства и преимущества низкоуглеродистых мартенситных сталей 176
4.3. Повышение уровня прочности низкоуглеродистых мартенситных сталей при реализации дисперсионного упрочнения. Дисперсионно-упрочняемые низкоуглеродистые мартенситные стали 188
4.3.1. Дисперсионное упрочнение НМС карбидами ванадия 191
4.3.2. Дисперсионное упрочнение НМС, содержащих медь 195
4.3.3. Дисперсионное упрочнение НМС интерметалл идными фазами... 201 Выводы 211
5. Структурные аспекты прочности и трещиностойкости мартенситно-стареющих сталей 214
5.1. Исследование структуры мартенситно-стареющих сталей 218
5.2. Изменение прочности и трещиностойкости МСС в процессе отпуска... 225
5.3. Сравнительный анализ характеристик прочности и трещиностойкости МСС ЭП-678 после различных способов рафинирования 240
Выводы 244
6. Влияние размерных параметров структуры пакетного мартенсита на характеристики трещиностойкости НМС и МСС 246
6.1. Влияние параметров структуры на трещиностойкость НМС 249
6.2. Влияние параметров структуры на трещиностойкость МСС 258
6.3. Причины повышения низкоамплитудной ЦТ крупнозернистых сталей со структурой пакетного мартенсита 264
6.4. Общие закономерности влияния параметров структуры на прочность и трещиностойкость сталей со структурой пакетного мартенситату Выводы 275
7. Аустенит как фактор повышения трещиностойкости конструкционных сталей с низкоуглеродистой матрицей 277
7.1. Стабильность остаточного аустенита как фактор повышения трещиностойкости конструкционных сталей с низкоуглеродистой реечной сс-матрицей 280
7.1.1. Исследование влияния режима изотермической обработки на количество и стабильность остаточного аустенита в кремнистых сталях с различным содержанием углерода 281
7.1.2. Структура бескарбидного бейнита кремнистых сталей 283
7.1.3. Влияние стабильности остаточного аустенита на трещино стойкость кремнистых сталей З 8ХС и 60С2 287
7.1.4. Сравнительный анализ прочности и трещиностойкости стали 38ХС со структурой бескарбидного бейнита и структурой, полученной в результате отпуска мартенсита 297
7.2. Влияние аустенита на прочность и трещиностойкость мартенситно-
стареющих сталей 300
7.2.1. Условия получения остаточного и ревертированного аустенита встали03Н18К9М5Т 303
7.2.2. Образование ревертированного аустенита в стали 03Н18К9М5Т с исходной (а+у)-структурой 313
7.2.3. Прочность и сопротивление разрушению стали 03Н18К9М5Т с различными типами аустенита 318
Выводы 331
8. Промышленное опробование 333
8.1. Стали, применяемые для изготовления роторных колес нагнетателей газоперекачивающих установок 334
8.2. Результаты промышленного опробования стали 12Х2Г2НМФТ для изготовления роторных колес нагнетателей газоперекачивающих установок 340
8.2.1. Исследование свойств металла поковки 340
8.2.2. Исследование свойств сварного соединения 347
Заключение 350
Список использованной литературы 360
Акт испытаний
- Критерии динамической трещиностойкости
- Особенности строения пакетного мартенсита
- Условия получения структуры пакетного мартенсита при медленном охлаждении низкоуглеродистых мартенситных сталей повышенной прочности
- Особенности процессов распада мартенсита при отпуске НМС типа07ХЗГНМ
Введение к работе
Главной задачей отечественного машиностроения в настоящее время является повышение конкурентоспособности производимой продукции. Для решения этой задачи необходимо обеспечить снижение металлоемкости изделий. В свою очередь, это возможно за счет повышения уровня прочности 1 материалов, применяемых для изготовления деталей и узлов. Анализ фактических данных о процессах замены сталей другими конструкционными материалами в отраслях их массового использования показывает, что сталь остается главным конструкционным материалом. Четко прослеживается тенденция замены сталей не другими материалами, а новыми 0 сталями, прежде всего, - легированными высокопрочными.
Еще одним важным элементом, необходимым для создания перспективной конкурентоспособной продукции, является применение новых технологий, причем почти всегда разработка и промышленное использование новых материалов открывает возможности применения принципиально новых технологических процессов.
Поскольку использование новых материалов и новых, более простых и надежных технологий определяет технологичность изделия, то можно говорить о том, что одной из главных проблем на пути создания конкурентоспособной продукции является проблема повышения технологичности ее изготовления. •$ Кроме того, нужно принять во внимание тот факт, что для большинства деталей машин и конструкций характерно наличие трещиноподобных дефектов или трещин, которые имеются в них еще до начала эксплуатации или появляются на самых ранних ее этапах. Исходя из этого, становится ясно, что надежная и долговечная работа деталей и конструкций зависит от того, насколько хорошо материал, из которого они изготовлены, сопротивляется росту трещин. Другими словами, надежность и долговечность металлических деталей в большой, а иногда в решающей степени зависит от трещино-стойкости материала. Это положение приобретает особую важность, когда речь идет о конструкционных материалах с повышенным и высоким уровнем Ш прочности, поскольку им свойственна высокая чувствительность к предельно острым концентраторам напряжений.
Этот краткий анализ позволяет говорить о том, что уровень собственно прочности не является достаточным для обеспечения надежной и долговечной работы металлического материала в конструкции. Для этого необходимо иметь информацию не только об уровне прочности металлического сплава, но и о его пластичности и трещиностойкости. Комплекс характеристик механических свойств, обеспечивающий надежную и долговечную работу материала в конструкции, в последние десятилетия принято называть конструкционной (или конструктивной) прочностью.
Опираясь на накопленный опыт, для конкретной группы материалов, предназначенных для изготовления деталей, работающих в близких условиях, с достаточной долей вероятности можно указать тот комплекс характеристик механических свойств, который будет определять уровень конструкционной прочности. Так, для конструкционных улучшаемых сталей конструкционная щ\ прочность чаще всего определяется уровнем предела текучести а0)2, ударной вязкости, критической температуры хрупкости Т50 и вязкости разрушения Кк Наиболее распространенным технологическим приемом повышения прочности сталей является термическая операция закалки на мартенсит. При этом способе в большей или меньшей степени реализуются три или все четыре известных механизма упрочнения. Эффективность действия каждого механизма можно качественно оценить по тому, каким образом он влияет на соотношение между сопротивлением пластической деформации о02 и сопротивлением хрупкому разрушению ас-Известно, например, что повышение содержания углерода в мартенсите (твердорастворное упрочнение) вызывает значительные искажения кристаллической решетки и резко повышает сопротивление движению дислокаций. Подвижность дислокаций при этом ограничивается их взаимодействием с атомами углерода уже в ходе превращения. Сегрегации атомов углерода и дисперсные карбидные частицы, которые формируются как в ходе самого превращения, так и при последующем низком отпуске, также ограничивают подвижность дислокаций мартенсита закаленной стали. Все это затрудняет релаксацию локальных пиковых напряжений и повышает склонность сталей к хрупкому разрушению. Так, ударная вязкость образцов сталей с 5 % хрома с заранее созданной усталостной трещиной после закалки и отпуска при 300 °С составляет при содержании углерода 0,25; 0,35 и 0,40 % соответственно 0,3; 0,2 и 0,04 МДж/м, при этом повышается также критическая температура хрупкости.
Таким образом, существенное повышение содержания углерода или, другими словами, увеличение доли твердорастворного упрочнения, нельзя рассматривать в качестве перспективного пути повышения конструкционной прочности сталей с мартенситной структурой.
Значительное уменьшение размеров аустенитного зерна, а также формирование развитой субструктуры во внутренних объемах (зернограничное и субструктурное упрочнение), по сути, является единственным механизмом упрочнения, при котором одновременно повышается и сопротивление пластической деформации, и сопротивление хрупкому разрушению. Однако получение мелкого и сверхмелкого зерна аустенита (1 ...3 мкм и менее) связано с немалыми технологическими трудностями, особенно в крупногабаритных и массивных деталях и конструкциях. В связи с этим весьма желательно получать структуру мартенсита, в которой внутри бывших зерен аустенита присутствовала бы, как минимум, еще одна замкнутая сетка высокоугловых границ. В этом случае в качестве элементов структуры, ответственных за уровень сопротивления хрупкому разрушению, выступали бы не бывшие зерна аустенита, а значительно более мелкие структурные образования, заключенные внутри аустенитных зерен. В настоящее время известно, что мартенситной структурой, отвечающей этому требованию, является структура низкоуглеродистого пакетного (реечного) мартенсита, в которой каждое зерно бывшего аустенита включает несколько мартенситных пакетов, отделенных друг от друга преимущественно высокоугловыми границами.
Повышение сопротивления пластической деформации за счет увеличения плотности дислокаций (деформационное упрочнение) может оказаться полезным лишь при определенном типе структуры, когда дислокации равномерно распределены по многочисленным структурным и субструктурным элементам очень небольшого размера. Кроме того, подвижность дислокаций внутри элементов структуры не должна быть ограничена искажениями кристаллической решетки, атмосферами атомов примесей внедрения и дисперсными карбидными частицами.
Г.В. Курдюмов следующим образом сформулировал требования к структуре мартенсита, обеспечивающие низкую склонность к хрупкому разрушению: «Понижение склонности к хрупкому разрушению обеспечивается формированием дисперсного и однородного микро- и субмикростроения мартенсита, в том числе распределения дислокаций и частиц, выделяющихся при отпуске и старении фаз; легированием, приводящим к облегчению релаксации напряжений; снижением содержания в стали вредных примесей и неметаллических включений и увеличением вследствие этого эффективной энергии образования поверхности трещин разрушения; однородностью стали по распределению элементов».
Структурой, в наибольшей степени отвечающей этому комплексу требований, является низкоуглеродистый (с содержанием углерода не более 0,10...0,12 %) или безуглеродистый пакетный (реечный, дислокационный) мартенсит.
Малые размеры элементов микроструктуры и субструктуры пакетного мартенсита и исключительно высокая плотность дислокаций в их внутренних объемах обеспечивают уровень прочности 900... 1100 МПа.
Однородная и дисперсная структура пакетного мартенсита является причиной более равномерного распределения напряжений. Кроме того, вследствие низкого содержания углерода малы искажения кристаллической решетки, по этой же причине атмосферы Коттрелла оказываются ! ненасыщенными. Эти факторы приводят к тому, что в условиях действия высоких напряжений, при которых в сталях со структурой пакетного мартенсита наступает общая текучесть, дислокации оказываются достаточно подвижными для того, чтобы обеспечить протекание релаксационных процессов, приводящих к снижению «пиков» напряжений. Все это А\ обеспечивает закаленным низкоуглеродистым сталям со структурой пакетного мартенсита высокое сопротивление хрупкому разрушению.
Термической операцией, формирующей окончательную структуру и свойства конструкционных сталей, является отпуск. Изменение трещиностойкости при отпуске сталей со средним и высоким содержанием углерода подробно рассмотрено в работах Романива, Паркера, Ритчи и других 9 тт исследователей. Что касается исследования закономерностей изменения трещиностойкости низкоуглеродистых сталей при отпуске, то такие данные крайне ограничены и носят эпизодический характер.
При этом не исключено, что сочетание высокой прочности и высокого уровня сопротивления хрупкому разрушению низкоуглеродистых сталей со структурой пакетного мартенсита приведет к тому, что влияние структурных факторов на характер изменения трещиностойкости при отпуске в этих сталях может оказаться существенно иным, чем в средне- и высокоуглеродистых сталях. Необходимо учитывать и то обстоятельство, что характер изменения _ трещиностойкости при различных видах нагружения также может быть разным.
В связи с этим возникает необходимость проведения комплексного исследования влияния процессов, происходящих при отпуске, на структуру, прочность и трещиностойкость при различных способах нагружения для сталей с разным содержанием углерода. Дополнительную информацию о роли отдельных составляющих структуры при продвижении трещины может дать изучение микромеханизмов распространения трещины. Это позволит, например, ответить на вопрос о том, какой элемент структурного комплекса является наиболее слабым в данных конкретных условиях нагружения.
Проведение подобного комплекса исследований позволит получить $ общее представление о характере изменения трещиностойкости при отпуске сталей с различным содержанием углерода, выявить структуру и микромеханизм разрушения, соответствующие максимальному уровню сопротивления росту трещин и, как следствие, определить условия реализации максимальной трещиностойкости углеродистых и низколегированных сталей. Все это, в конечном счете, позволит более обоснованно подходить к выбору режимов упрочняющей термообработки конструкционных сталей.
Еще одним важным условием обеспечения высокого уровня конструкционной прочности сталей с мартенситнои структурой является минимизация структурных и термических напряжений, возникающих в процессе закалочного охлаждения. При этом необходимо учитывать, что w уровень структурных напряжений в решающей степени зависит от содержания углерода в стали, а величина термических напряжений в деталях заданного габарита определяется скоростью охлаждения. Поэтому кардинальным способом уменьшения структурных напряжений можно считать лишь ± уменьшение содержания углерода и создание низкоуглеродистых и безуглеродистых конструкционных сталей. Поскольку снижение уровня термических напряжений напрямую связано с уменьшением скорости закалочного охлаждения, а наиболее технологичным является охлаждение на спокойном воздухе, то еще одним условием реализации высокой конструкционной прочности является обеспечение возможности закалки на мартенсит в больших сечениях при охлаждении на воздухе.
Таким образом, становится ясно, что наиболее перспективными, с точки зрения конструкционной прочности, являются стали с низким содержанием углерода, способные закаливаться на мартенсит в больших сечениях в процессе естественного охлаждения на спокойном воздухе, то есть низкоуглеродистые стали мартенситного класса.
Однако следует отметить, что традиционные углеродистые и малолегированные стали с низким содержанием углерода обладают очень низкой устойчивостью переохлажденного аустенита. При охлаждении на воздухе в них реализуется нормальное или бейнитное превращение и формируется феррито-перлитная или бейнитная (в легированных сталях) структура.
Проблема повышения устойчивости переохлажденного низкоуглеродистого аустенита может быть решена двояко. Первый путь был обнаружен при исследовании фазовых превращений в почти безуглеродистых сплавах системы железо-никель. Было показано, что легирование железа никелем в количестве 10... 18 % сдвигает интервал полиморфного у-а-превращения в область температур, при которых превращение может протекать только по мартенситному механизму. Эта возможность получения переохлажденного аустенита с высокой устойчивостью была реализована при разработке мартенситно-стареющих сталей (МСС).
Возможен и другой путь получения мартенсита в низкоуглеродистых сталях. В работах Р.И. Энтина, Л.М. Клейнера и Л.И. Коган показано, что при содержании углерода 0,04...0,09 % и совместном легировании хромом и никелем (ХЗН2), хромом и марганцем (ХЗГ2), никелем и молибденом (НЗМЗ) продолжительность инкубационного периода нормального превращения при температуре минимальной устойчивости у-фазы составляет от десятков минут до нескольких часов. На базе этих исследований были созданы низкоуглеродистые мартенситные стали (НМС). Таким образом, в настоящее время существуют две группы низкоуглеродистых высокопрочных сталей с мартенситной структурой, получаемой при медленном охлаждении: МСС и НМС.
Высокий уровень прочности МСС - это результат упрочнения твердого раствора атомами замещения за счет легирования (твердорастворное упрочнение), упрочнения вследствие мартенситного у-а-превращения (зернограничное и дислокационное упрочнение) и упрочнения, связанного с распадом твердого раствора и образованием сегрегации и дисперсных частиц метастабильных и стабильных фаз (дисперсионное упрочнение).
Высокое сопротивление хрупкому разрушению МСС определяется, во-первых, тем, что из состава МСС практически полностью исключен углерод, затрудняющий релаксацию напряжений; во-вторых, высокой вязкостью матрицы - безуглеродистого мартенсита, легированного никелем, который повышает подвижность дислокаций; в-третьих, тем, что высокая плотность дислокаций в мартенсите обусловливает высокую дисперсность и однородность распределения частиц второй фазы. Совместное влияние всех этих факторов позволяет получать в МСС прочность ав = 1500...2200 МПа при ударной вязкости КСТ = 0,2...0,5 МДж/м2.
Дальнейшее повышение конструкционной прочности МСС следует связывать не с повышением сопротивления пластической деформации (поскольку в них уже реализованы, в той или иной степени, все четыре механизма упрочнения), а с увеличением характеристик надежности и, в первую очередь, характеристик трещиностойкости, так как при высоком уровне прочности, характерном для МСС, материал неизбежно проявляет повышенную чувствительность к трещинам.
Одним из возможных путей решения этой проблемы является использование регулируемого микротрипэффекта. При этом в структуре МСС необходимо получить остаточный или ревертированный аустенит с высоким уровнем стабильности, который обладает способностью претерпевать деформационное у-а-превращение с заранее заданной степенью. В ходе такого превращения происходит релаксация напряжений, препятствующая зарождению и развитию трещины. Для реализации микротрипэффекта необходимо выяснить условия получения в структуре МСС остаточного и ревертированного аустенита, оценить его стабильность, исследовать тонкую структуру МСС с различными типами аустенита, провести комплексную оценку прочности, трещиностойкости и микромеханизмов разрушения МСС с такой специфической структурой.
В формировании уровня прочности низкоуглеродистых мартенситных сталей, содержащих «0,1 % С, принимают участие три механизма упрочнения:
зернограничное, дислокационное и твердорастворное, однако доля твердорастворного упрочнения невелика. Реализация в НМС этих механизмов позволяет обеспечить прочность сгв = 1000..Л100 МПа при уровне ударной вязкости KCU = 1,0... 1,5 МДж/м2 и КСТ = 0,3...0,5 МДж/м2.
Разработка НМС началась сравнительно недавно, 20-25 лет назад; однако, несмотря на это, стали этой группы уже достаточно широко применяются отечественной промышленностью. Благодаря хорошему Ф сочетанию прочности и ударной вязкости конструкции и детали из НМС способны работать в самых различных условиях эксплуатации.
Дальнейшее расширение номенклатуры промышленно применяемых НМС должно сопровождаться повышением уровня действующих напряжений в деталях и конструкциях. При этом могут быть активированы трещиноподобные дефекты меньших размеров. Это, -в свою очередь, обусловливает необходимость оценки трещиностоикости НМС и установления закономерностей изменения трещиностоикости в зависимости от параметров структуры, тем более что данные о трещиностоикости НМС в настоящий момент отсутствуют.
\Т Еще одной проблемой, в существенной степени сдерживающей выпуск отечественной промышленностью конкурентоспособной продукции, является то, что в настоящее время не существует низкоуглеродистых сталей, обрабатываемых на уровень прочности 1100...1400 МПа. Несомненно, МСС могут быть легко обработаны на такой уровень прочности, однако МСС - это
,Ц высоколегированные, высокочистые и поэтому весьма дорогие сплавы. В связи с этим обработка МСС на прочность 1100,..1400 МПа является экономически нецелесообразной. На такой уровень прочности могут быть обработаны среднеуглеродистые легированные конструкционные стали типа 40ХН2МА, 38ХНЗМФА и др., однако они не обладают комплексом технологических преимуществ, присущих сталям с низким содержанием углерода.
Таким образом, в настоящее время существует необходимость создания низкоуглеродистых мартенситных сталей, обрабатываемых на уровень прочности 1100...1400 МПа. Эта проблема может быть решена в результате реализации в НМС дисперсионного механизма упрочнения. На пути решения Щ этой проблемы существуют следующие сложности: во-первых, легирование, необходимое для реализации эффекта дисперсионного упрочнения, должно быть экономичным, то есть оно не должно приводить к существенному удорожанию стали; во-вторых, повышение прочности за счет дисперсионного упрочнения не должно сопровождаться заметным снижением характеристик ,N ударной вязкости и трещиностойкости.
Повышение уровня прочности НМС можно обеспечить и за счет увеличения содержания углерода с 0,07...0,08 до 0,11...0,15 %. Однако простое повышение содержания углерода может привести к активизации бейнитного превращения. В связи с этим еще одной важной задачей является исследование кинетики диффузионных превращений в низкоуглеродистых сталях и разработка такой системы легирования, которая обеспечивала бы высокую устойчивость переохлажденного аустенита и позволила создать относительно недорогие НМС с повышенным уровнем прочности.
Благодаря низкому содержанию углерода НМС должны обладать , высокой технологичностью. Однако поскольку НМС являются новой группой материалов, то встает задача оценки их технологических параметров, таких как прокаливаемость, величина деформации и коробления при закалке, свариваемость и др. Это позволит провести сравнение НМС с другими группами конструкционных сталей по уровню технологичности. В конечном счете это даст возможность более обоснованно решать проблему выбора марки НМС для конкретных условий работы.
Сопротивление росту трещин под действием циклически повторяющихся напряжений является особым случаем трещиностойкости, уровень которой невозможно охарактеризовать каким-то одним численным параметром. Это связано с тем, что закономерности роста усталостной трещины на разных стадиях ее развития различны: по мере повышения текущего значения размаха коэффициента интенсивности напряжений АК постоянно увеличивается размер зоны циклической пластической деформации / зцщь поэтому в определенных условиях нагружения г3цПд может начать устойчиво включать в себя характерный элемент структуры, например, мартенситныи пакет; с другой стороны, в процесс разрушения могут включаться однократные механизмы подрастания трещины.
В связи с этим влияние параметров структуры на изменение циклической трещиностойкости может оказаться существенно иным по сравнению III с характером изменения динамической и статической трещиностойкости. Это может относиться не только к низкоуглеродистым сталям с мартенситной структурой, но и ко всем другим конструкционным материалам. Поскольку большое количество современных конструкций и деталей машин, в том числе и из низкоуглеродистых сталей, в процессе эксплуатации подвергаются действию циклических нагрузок, проблема изучения влияния параметров структуры на циклическую трещиностойкость конструкционных материалов приобретает особую актуальность.
В завершение необходимо отметить, что решение комплекса перечисленных выше проблем позволит создать единую систему (непрерывный Ф ряд) низкоуглеродистых конструкционных сталей с уровнем прочности, изменяющимся в очень широких пределах (от 700...800 до 2000...2100 МПа), обладающих высокой трещиностойкостью, а значит и конструкционной прочностью, и одновременно с этим высокой технологичностью. Другими словами, будут созданы условия, обеспечивающие эффективное управление \Ш уровнем прочности и трещиностойкости конструкционных низкоуглеродистых сталей со структурой пакетного мартенсита.
Критерии динамической трещиностойкости
В настоящее время для оценки динамической трещиностойкости металлов также используются силовые, деформационные и энергетические критерии [20]. К силовым критериям относятся критические значения коэффициентов интенсивности напряжений KiCd, Kcd и критическое напряжение ас ; к деформационным - критическое раскрытие трещины 5cd; к энергетическим - удельная работа (энергия) разрушения КС.
Количественная оценка силовых и деформационных критериев при динамическом нагружении сопряжена с определенными теоретическими и экспериментальными затруднениями [26, 27]. В связи с этим наибольшее распространение получили испытания на ударный изгиб, в результате которых определяют удельную работу распространения трещины аР= КСТ.
Существующие методики оценки энергоемкости роста трещин при динамическом нагружении можно разделить на две группы в зависимости от того, непосредственно или косвенно определяется КСТ. К первой группе относятся методики Отани [21] и Дроздовского [22], ко второй - методики Лившица-Рахманова [23], Ньюхауза [24] и Гуляева [25]. Сравнительный анализ этих методик, проведенный в работе [28], показал, что косвенное определение КСТ основано на ряде предположений, которые не всегда выполняются, поэтому полученные с помощью косвенных методов результаты могут в значительной степени отличаться от истинных.
Результаты, полученные с помощью прямых методик, практически одинаковы, но предпочтение следует отдать методике Б.А. Дроздовского, как более простой и экономичной. Если по методике Отани для определения КСТ при данной температуре требуется 7-10 образцов, то при испытаниях по методике Дроздовского достаточно 3-4 образцов. Характеристика КСТ по Дроздовскому имеет ясный физический смысл: определяется именно та энергия, которая необходима для разрушения образца с предварительно созданной в нем усталостной трещиной при ударном изгибе.
Безусловно, величина КСТ - это некоторая средняя интегральная характеристика динамической трещиностоикости материала, которая только в частных случаях может равняться вязкости разрушения при плоской деформации Gic [29]. Поэтому использовать КСТ для расчетов на хрупкость по аналогии с Gic не представляется возможным. Однако именно сложные условия работы материала при разрушении ударного образца с усталостной трещиной максимально приближаются к условиям его работы в конструкциях при эксплуатации. Поэтому, во-первых, характеристику КСТ можно рассматривать как критерий надежности работы материала в конструкции в условиях динамического нагружения, а, во-вторых, КСТ является незаменимой при сравнительном анализе и выборе материала. Кроме того, отсутствие прямой связи между КСТ и Gic совсем не означает, что между этими критериями невозможно установить корреляционную зависимость.
Такие зависимости могут быть установлены и использованы, по крайней мере, для ориентировочного определения Gic [ЗО], Кіс [31] и K]d [1].
В заключение хотелось бы отметить, что КСТ можно использовать для определения критической температуры хрупкости. Так, например, в работе [32] ж на основе анализа эксплуатационных разрушений феррито-перлитных строительных сталей было показано, что хрупкие разрушения конструкций практически не наблюдаются при значении КСТ 0,12 МДж/м , которое и предложено использовать в качестве критериального при определении критической температуры хрупкости этих сталей.
Под циклической трещиностойкостью понимают сопротивление материала развитию трещины при циклическом (усталостном) нагружении. Усталость - это процесс постепенного накопления повреждений металла под действием переменных напряжений и деформаций, приводящий к изменению свойств, образованию трещин и разрушению [33]. Различают малоцикловую и многоцикловую усталость. В первом случае образец в процессе нагружения подвергается упругому циклическому деформированию, во втором упругопластическому. В настоящее время процесс усталостного разрушения разделяют на три стадии: 1 - зарождение трещины, 2 — распространение усталостной трещины, 3 - долом.
Считалось, что стадия зарождения усталостной трещины превалирует в общей долговечности детали. Однако непосредственные наблюдения за эксплуатацией конструкций, а также анализ усталостных изломов позволили установить значительную длительность периода развития усталостной трещины [35-37].
Исследования закономерностей роста усталостных трещин можно разделить на два периода [34]: первый период с 1953 по 1963 гг., когда основными параметрами, ответственными за рост трещин, считали номинальное значение приложенного напряжения и длину трещины. Второй период - с 1963 г по настоящее время, когда в качестве основного критерия стали принимать коэффициент интенсивности напряжений К, а точнее, -размах коэффициента интенсивности напряжений АК = Kmax - Kmjn у вершины трещины.
Особенности строения пакетного мартенсита
Из приведенных в предыдущем разделе схем видно, что основной структурной составляющей закаленных углеродистых и низколегированных конструкционных сталей с содержанием углерода до 0,3...0,4 % является пакетный (реечный) мартенсит, обладающий целым рядом особенностей по отношению к пластинчатому мартенситу. По мнению М.А. Смирнова и В.М. Счастливцева [72] особенностями структуры реечного мартенсита являются отсутствие двойников превращения, М) что свидетельствует о прохождении аккомодационной деформации по механизму скольжения, а также способность кристаллов группироваться в пакеты.
При аккомодации скольжением отдельный кристалл мартенсита - это рейка с отношением сторон 1:7:30 [70-72] и толщиной от 0,2 до 2...3 мкм. Все без исключения исследователи отмечают высокую плотность дислокаций во внутренних объемах реек (10 ...10 см ), поэтому иногда пакетный (реечный) мартенсит называют еще и дислокационным [77, 82].
Реечный мартенсит имеет габитус, близкий к {111 }у, чаще всего его характеризуют как {557}у [70, 72]. В среднеуглеродистых сталях ориентационные соотношения аустенит-мартенсит не совпадают с ориентационными соотношениями Курдюмова-Закса или Нишиямы, а являются промежуточными между ними. Для большинства сталей плоскость (011)« отклоняется на угол 1 от (111)у, а направления [111]а - примерно на 2 от [101]у и[011]а-наЗот[112]у[72]. " Исследования [83], проведенные В.М. Счастливцевым с сотрудниками на псевдомонокристаллах конструкционных сталей, показали, что в каждом пакете всегда присутствуют рейки шести кристаллографических ориентировок, при этом доля каждой из них практически одинакова. В то же время по данным Ю.Г. Андреева и М.А. Штремеля [84] в мелкозернистом мартенсите с размером аустенитного зерна 25...30 мкм присутствуют рейки 1-2 ориентировок, а при размере зерна около 1 мкм (закалка гранул железа из расплава) пакет состоит из реек одной ориентировки; все межреечные границы при этом - малоугловые.
В очень крупном пакете с шестью разориентировками только 1/6 к межреечных границ - малоугловые, 1/6 - двойниковые, а остальные непроницаемы для дислокаций [85]. По данным работы [86] соотношение высокоугловых и малоугловых разориентировок в пакете мартенсита промышленной стали с содержанием углерода 0,2 % равно 1:5, то есть 5/6 всех межреечных границ проницаемы для дислокаций. По данным практически всех без исключения исследователей межпакетные границы, в отличие от межреечных, являются высокоугловыми или нерегулярными. По данным Ю.Г. Андреева [87], граница между пакетами является сравнительно однородной нерегулярной границей с вкраплениями площадок хорошего сопряжения, при этом доля малоугловых разориентировок составляет 6 %, а 17 % разориентировок близки к регулярным, то есть доля высокоугловых границ составляет 77 %.
Таким образом, еще одной особенностью структуры реечного мартенсита является двойная сетка высокоугловых границ (межзеренных и межпакетных), которые в большинстве случаев играют роль локальных барьеров вязкости на пути движущейся трещины.
В настоящее время накоплен достаточный фактический материал, позволяющий считать мартенситный пакет тем элементом структуры, который отвечает за уровень сопротивления хрупкому разрушению. Так, Ю.Я. Мешков отмечает [88], что минимальное напряжение хрупкого отрыва закаленной W и отпущенной стали с содержанием углерода 0,3 % определяется только размером мартенситных пакетов. В то же время в сталях с пластинчатым мартенситом таким элементом структуры должны быть бывшие зерна аустенита. Поскольку размер пакетов обычно в несколько раз меньше размеров аустенитного зерна, то, соответственно, должна снижаться и склонность к хрупкому разрушению. Процесс формирования реечного мартенсита также имеет свои особенности по отношению к мартенситу пластинчатому. Параллельные кристаллы-рейки, формирующие пакет, зарождаются чаще всего на границах зерен аустенита и растут вглубь (рис. 2.3, а). V В своих работах [83, 89] В.М. Счастливцев и М.А. Штремель показали, что пакет является не комплексом произвольно ориентированных мартенситных кристаллов, а своеобразным ансамблем самосогласующихся кристаллов, при образовании которого минимизируются возникающие при мартенситном превращении напряжения, как дилатационные; связанные с деформацией Бейна, так и сдвиговые. Вследствие этих особенностей формирования реечного мартенсита поля напряжений в значительной степени скомпенсированы в пределах каждого пакета и не затрагивают границ бывших аустенитных зерен.
При образовании пластинчатого мартенсита мартенситные пластины, особенно первые, в процессе своего роста «пробегают» все зерно и останавливаются на его противоположной границе (рис. 2.3, б). При этом максимальный сдвиг атомов в решетке, а, следовательно, и пиковый уровень микронапряжений реализуется на границе бывшего зерна аустенита. Ситуация может еще более усугубиться, если пластина, растущая в соседнем зерне, «ударит» границу в этой же области с другой стороны. Подобная концепция, объясняющая преимущественно межзеренный характер зарождения и распространения трещин в сталях с пластинчатым мартенситом как результат динамических эффектов на границах встречно растущих мартенситных кристаллов, предложена в работе К. Мазанца [90]. Таким образом, еще одна особенность заключается в том, что, в отличие от сталей со структурой реечного мартенсита, границы бывших аустенитных -зерен в сталях с пластинчатым мартенситом оказываются едва ли не самым слабым элементом структуры. 2.3. Влияние процессов распада мартенсита при отпуске на характер изменения трещиностойкости и микромеханизмов разрушения конструкционных сталей с различным содержанием углерода
Исследование влияния процессов при отпуске на статическую трещиностойкость (СТ) наиболее полно проведено на сталях со средним и высоким содержанием углерода. В работе [91] изучено изменение КІС у никелевых сталей типа Н5 с содержанием углерода 0,4...0,8 %. Показано, что до температуры отпуска 250 С значения Кіс практически не изменяются. При дальнейшем повышении температуры отпуска наблюдали резкое увеличение Кіс- Повышение содержания углерода обусловливает снижение уровня К\с при данной температуре отпуска. В стали 40ХН2М [92] наблюдали такую же закономерность, только температура отпуска, при которой начинался подъем Кіс, смещалась к 350...400 С. О.Н. Романив [93] изучал изменение К1С сталей 50ХН и 20Х в интервале температур отпуска 100...650 С. Вязкость разрушения стали 50ХН с повышением температуры отпуска растет, и это полностью согласуется с данными работ [91, 92]. Что же касается стали 20Х, то для нее наблюдали экстремальную зависимость Кіс от температуры отпуска с максимумом при 400 С, причем, если в 50ХН изменение режима отпуска приводит к более чем двукратному изменению Кіс, то в стали с 0,2 % С соответствующее изменение Кіс не превышает 25 %.
Условия получения структуры пакетного мартенсита при медленном охлаждении низкоуглеродистых мартенситных сталей повышенной прочности
Сравнительный анализ характеристик механических и технологических свойств низкоуглеродистых сталей показывает, что в настоящее время не существует относительно недорогих низкоуглеродистых сталей с уровнем прочности ав = 1100...1400 МПа, сочетающих в себе высокое сопротивление хрупкому разрушению и высокую технологичность (в первую очередь -высокую прокаливаемость). Разработка подобных сталей возможна за счет повышения прочности НМС. Самым доступным способом, однако и самым рискованным, является увеличение содержания углерода в НМС до уровня 0,10...0,15 %. Риск заключается в ожидаемом снижении сопротивления хрупкому разрушению при твердорастворном упрочнении, а главное -снижении устойчивости переохлажденного аустенита и, как следствие, прокаливаемости.
В работах Р.И. Энтина и Л.М. Клейнера [136-139, 142] сформулированы основные принципы обеспечения высокой устойчивости переохлажденного низкоуглеродистого аустенита, на основании которых были разработаны традиционные низкоуглеродистые мартенситные стали 07X3 ГНМ, 06X3 Н2М и др.: 1. Содержание углерода в НМС должно быть не менее 0,04 % для предотвращения выделения избыточного феррита, а максимальное содержание углерода не должно превышать 0,08...0,10 %. 2. Сумма легирующих элементов (3...5 %) должна обеспечивать высокую устойчивость аустенита в области нормального превращения. 3. Отношение массового содержания хрома к-массовому содержанию углерода должно быть не менее 35...40 для подавления бейнитного превращения. 4. Температура начала мартенситного превращения не должна быть слишком низкой, чтобы не допустить появления в структуре закаленных сталей пластинчатого мартенсита.
В связи с разработкой НМС повышенной прочности, таких как 12Х2Г2НМФТ, 12Х2Г2НМФБ, содержание углерода в которых увеличено до 0,12...0,15 %, возникла необходимость корректировки принципов конструирования химического состава, обеспечивающих высокую устойчивость переохлажденного аустенита НМС. В частности, необходимость корректировки вызвана тем, что в традиционных НМС типа 07X3 ГНМ температура начала мартенситного превращения находится в районе 500 С и бейнитное превращение в таких сталях оказывается «утопленным» в мартенситном. В такой ситуации даже в условиях непрерывного охлаждения с малыми скоростями мартенситное превращение протекает в первую очередь, а бейнитное превращение не успевает реализоваться. При повышении содержания углерода с 0,07...0,08 до 0,12...0,15 % сопротивление сдвигу решетки аустенита увеличивается, что приводит к снижению Мн примерно на 100 С. За счет этого в интервале температур 500...400 С появляется возможность протекания бейнитного превращения.
Л.А. Шварцман и Е.Ф. Петрова показали, что добавки марганца, хрома, ванадия, титана уменьшают термодинамическую активность углерода в аустените [143]. Наиболее сильное влияние оказывают добавки титана, наиболее слабое — марганца. Другими словами, энергия связи атомов углерода, растворенного в аустените, с твердым раствором существенно увеличивается при легировании карбидообразующими элементами.
Кроме того, все легирующие элементы с более высокой, чем у железа, температурой плавления понижают подвижность атомов железа в связи с увеличением сил междуатомной связи [140]. Поскольку практически все карбидообразующие элементы имеют более высокую, по сравнению с железом, температуру плавления, легирование сильными карбидообразователями, на первый взгляд, позволяет достаточно просто решать проблему повышения устойчивости переохлажденного низкоуглеродистого аустенита. Однако опыт создания низкоуглеродистых сталей, легированных, например, ванадием (12Х1МФ, 15Х2ГМФ) или ниобием (08Г4Б) свидетельствует о том, что эти стали обладают сравнительно низкой устойчивостью аустенита и при замедленном охлаждении в них формируется феррито-перлитная или бейнитная структура.
Процессом, который может существенно повлиять на устойчивость переохлажденного аустенита и, в конечном счете, на возможность получения мартенситной структуры, является выделение карбидов легирующих элементов непосредственно из аустенита при температурах, близких к области перлитного (нормального) превращения. Как следует из работ Р.И. Энтина [70, 140], перлитное превращение сталей, легированных хромом, молибденом, ванадием и вольфрамом (при соответствующем их содержании), уже на начальных стадиях протекает с образованием специальных карбидов.
Формирование спецкарбидов приводит к резкому изменению химического состава аустенита в локальных областях (обычно вблизи границ зерен), вызывает появление градиента концентрации по углероду и, как следствие, повышает вероятность активизации нормального, а при более низких температурах - бейнитного превращения.
Таким образом, легирование сильными карбидообразователями полезно лишь тогда, когда удается избежать выделения спецкарбидов из аустенита, не допустить его распада в перлитной области и в гомогенном состоянии переохладить аустенит до температур бейнитной области. Тогда все карбидообразующие элементы, находясь в твердом растворе, будут снижать активность углерода по отношению к железу, препятствуя тем самым бейнитному распаду.
В монографии Б.М. Могутнова и др. [141] на примере ванадия показано, что атомы карбидообразующих элементов, находясь в твердом растворе, образуют устойчивые связи с атомами углерода, удерживая их около себя. Число атомов углерода, удерживаемых атомом карбидообразователя, по-видимому, увеличивается по мере повышения склонности к карбидообразованию. Не исключено, что при общем недостатке углерода, характерном для низкоуглеродистых сталей, и комплексном легировании большинство атомов углерода в аустените удерживается вблизи атомов карбидообразователей, тем самым обеспечивается низкий уровень термодинамической активности углерода в аустените.
Особенности процессов распада мартенсита при отпуске НМС типа07ХЗГНМ
В ранних работах, касающихся исследования процессов, проходящих при отпуске НМС, обращается внимание на то, что ширина рентгеновской интерференционной линии (211) мартенсита не изменяется после отпуска до температур 450...500 С, что, на взгляд авторов [136, 151], свидетельствует о незначительном протекании или отсутствии процессов распада мартенсита и о незначительном изменении среднего уровня микронапряжении. Необходимо отметить, что данные исследования были проведены на модельных сплавах с очень низким содержанием углерода 0,006...0,05 %. Решение проблем, связанных с освоением промышленного производства щ, НМС, привело к необходимости повышения содержания углерода в сталях данной группы до 0,07...0,12 %. Это объясняется трудностями технологического характера, возникающими при выплавке сталей с содержанием углерода менее 0,05 % в сталеплавильном агрегате по обычной технологии.
Кроме того, это связано с особенностями изменения характеристик механических свойств НМС в зависимости от содержания углерода, в частности, максимальный уровень ударной вязкости наблюдается при содержании углерода 0,08...0,10 % [139].
В связи с этим было проведено исследование процессов распада твердого
раствора промышленных НМС 07X3ГНМ и 11ХЗГНМЮА, а также модельных сплавов типа Х4Г2 с содержанием углерода 0,03, 0,06 и 0,10 %. Проводили электронно-микроскопические исследования, которые дают прямую информацию о тонкой структуре сталей. Кроме того, оценивали изменение удельного электросопротивления, которое характеризует насыщенность твердого раствора атомами углерода. Исследование влияния температуры двухчасового отпуска на изменение удельного электросопротивления модельных сплавов Х4Г2 показало, что при :4& содержании углерода 0,03 % насыщенность твердого раствора углеродом практически не изменяется вплоть до температуры отпуска 500 С. В сплаве с 0,06 % С начиная с температур отпуска 350...400 С наблюдается очень слабая тенденция к снижению удельного электросопротивления. В сплаве с 0,10 % С распад твердого раствора четко ф фиксируется уже после отпуска при 300...350 С (рис. 4.1, а). После закалки с 910...950 С на воздухе в исследуемых промышленных сталях формируется структура реечного мартенсита. Плотность дислокаций внутри реек высокая (Ю10...10псм 2), наблюдаются скопления и клубки дислокаций, в которых отдельные дислокации не разрешаются, особенно это заметно у межреечных и межпакетных границ (рис. 4.2, а). Отпуск при 100 и 200 С приводит к несколько более равномерному распределению дислокаций без уменьшения их общей плотности. Удельное электросопротивление при отпуске 200 С практически не изменяется даже в течение 60 часов (рис. 4.1, б), что свидетельствует о неизменной степени 4 искажения кристаллической решетки и, следовательно, о неизменной насыщенности твердого раствора.
Структурно это проявляется в том, что почти во всех рейках наблюдаются либо чрезвычайно дисперсные карбидные выделения, либо специфический «ковровый» контраст (рис. 4.2, б), свидетельствующий о существовании полей упругих напряжений в матрице, возникших, скорее всего, в результате формирования когерентных выделений.
При отпуске 500...550 С электросопротивление заметно снижается за первые два часа. При этом внутри и по границам реек наблюдается большое количество мелкодисперсных карбидных выделений (рис. 4.2, в). В соответствии с данными работы [152] можно полагать, что это выделения карбида Ме7Сз.
С увеличением длительности отпуска наблюдается дальнейшее обеднение твердого раствора, о чем свидетельствует плавное снижение удельного электросопротивления. Одновременно с распадом твердого раствора протекают процессы перераспределения дислокаций, наблюдаются первые признаки полигонизации (рис. 4.2, в). Мартенситная структура в целом сохраняется.
При температурах отпуска 600...650 С процессы распада твердого раствора протекают очень интенсивно: уровень удельного электросопротивления резко снижается за первые 15...20 минут. Активно протекают процессы полигонизации, коагуляции карбидной фазы. Заметны начальные стадии рекристаллизации.
Скорее всего, это связано с тем, что в промышленных НМС при увеличении содержания углерода от 0,07 до 0,11 % распад мартенсита при температурах отпуска 300...350 С реализуется в большей степени. В результате увеличивается объемная доля когерентных и полукогерентных цементитных частиц, которые и повышают сопротивление малым пластическим деформациям.
Ударная вязкость. Ударная вязкость (KCU) НМС системы ХЗГНМ при отпуске до 200 С остается неизменной. Некоторое повышение удельной работы распространения трещины (КСТ) связано с релаксацией локальных пиковых микронапряжений (рис. 4.3). При дальнейшем повышении температуры отпуска до 500...550 С наблюдается существенное снижение ударной вязкости. Необходимо отметить, что во всех исследуемых сталях минимальные значения ударной вязкости наблюдаются в одном и том же интервале температур отпуска (500...550 С) и имеют практически одинаковый уровень: KCU = 0,8...0,9 МДж/м2 и КСТ = 0,1...0,15 МДж/м2.
