Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1 Литературный обзор 14
1.1 Перлит. Перлитное превращение в углеродистых сталях 14
1.2 Механические и коррозионные свойства углеродистых сталей со структурой перлита 19
1.2.1 Дисперсность перлита и его прочностные свойства . 19
1.2.2 Пластическая деформация перлита . 24
1.2.3 Влияние структурных параметров на поведение при циклическом нагружении углеродистой стали . 27
1.2.4 Взаимосвязь структурных параметров и стойкости к питтинговой коррозии углеродистой стали . 33
1.3 Влияние легирующих элементов на перлитное превращение и механические свойства углеродистой стали 35
1.4 Постановка задачи исследования 41
ГЛАВА 2 Материал и методика эксперимента 43
2.1 Материал исследования 43
2.2 Термическая обработка материалов 44
2.3 Методы испытаний 45
2.4 Методы структурных исследований . 46
ГЛАВА 3 Механические свойства и особенности разрушения при статическом растяжении высокоуглеродистой стали у10 с перлитными структурами различного типа . 48 Выводы по главе 3 60
ГЛАВА 4 Особенности поведения перлита различной морфологии при циклическом растяжении стали у10 . 62
4.1 Особенности поведения перлитной структуры высокоуглеродистой стали У10 при циклическом нагружении 62 Выводы по главе 4 . 77
ГЛАВА 5 Взаимосвязь структуры и стойкости к питтинговой коррозии заэвтектоидной стали У10 79
Выводы по главе 5 84
ГЛАВА 6 Влияние легирования на твердость и износостойкость высокоуглеродистых сталей со структурой перлита 86
6.1 Влияние кремния на износостойкость при трении и абразивном воздействии высокоуглеродистой стали со структурами изотермического распада аустенита 88
6.2 Влияние легирования хромом на структуру и абразивную износостойкость высокоуглеродистых сталей после изотермического превращения аустенита 94 Выводы по главе 6 104
Заключение 107
Список литературы 109
Приложение 129
- Влияние структурных параметров на поведение при циклическом нагружении углеродистой стали
- Постановка задачи исследования
- Особенности поведения перлитной структуры высокоуглеродистой стали У10 при циклическом нагружении
- Влияние кремния на износостойкость при трении и абразивном воздействии высокоуглеродистой стали со структурами изотермического распада аустенита
Введение к работе
Актуальность работы.
Углеродистые стали со структурой перлита находят широкое применение в различных отраслях промышленности - машиностроении, строительстве, на железнодорожном транспорте, при производстве труб, в автомобилестроении. В работах М. Гензамера, С.С. Штейнбер-га, В.Д. Садовского, А.А. Попова, В.Н. Гриднева, В.М. Счастливцева, В.И. Изотова, А.А. Батаева и др. подробно исследованы закономерности фазовых и структурных превращений, происходящих в этих сталях при термической обработке, деформации и внешних воздействиях.
При этом необходимо отметить, что существующие представления о перлите как о наиболее стабильной и термически устойчивой структурной составляющей, по сравнению с мартенситом или бейнитом, являются неполными и устаревшими. Кроме того, существует несколько важных проблем, связанных с возможностью протекания структурных превращений в неравновесном тонкопластинчатом перлите, полученном при наименьших возможных температурах перлитного распада, которые так же требуют более детального исследования.
Представления о природе повышенной прочности неравновесного тонкопластинчатого перлита были существенно развиты в работах В.М. Счастливцева с соавторами1. В них было выявлено, что дисперсный перлит высокоуглеродистых сталей, полученный при температурах распада вблизи нижней границы перлитного превращения, обладает повышенными уровнями прочности, твердости и износостойкости по сравнению с грубопластинчатым перлитом за счет возникающего при таких условиях твердорастворного упрочнения и значительной дефектности карбидной составляющей перлита. В работе2 было показано, что в таком, находящемся в неравновесном состоянии, перлите межпластиночное расстояние не является определяющим параметром, влияющем на прочностные свойства углеродистых сталей. Т.е. в дисперсном перлите для прочностных характеристик не выполняются зависимости типа Холла-Петча, как это утверждалось до сих пор. Более
1 Счастливцев, В.М. Перлит в углеродистых сталях / В.М. Счастливцев, Д.А.
Мирзаев, И.Л. Яковлева, К.Ю. Окишев, Т.И. Табатчикова, Ю.В. Хлебникова. -
Екатеринбург: УрО РАН, 2006. - 312 с.
2 Макаров, А.В. Механические свойства и особенности разрушения при статиче
ском растяжении высокоуглеродистой стали с перлитными структурами различ
ного типа / А.В. Макаров, Р.А. Саврай, В.М. Счастливцев, Т.И. Табатчикова,
Л.Ю. Егорова // ФММ. - 2007. - Т. 104. - № 5. - С. 542-555.
сложным образом зависят от межпластиночного расстояния вязкость и пластичность сталей со структурой тонкопластинчатого перлита, данные о таком влиянии на характер разрушения углеродистых сталей со структурой перлита противоречивы и требуют систематизации. Поэтому представляет значительный интерес проанализировать взаимосвязь механических свойств с особенностями структуры и характером разрушения стали с перлитными структурами, отличающимися дисперсностью, морфологией и степенью дефектности цементита, а также уровнями твердорастворного упрочнения и микроискажений решетки ферритной составляющей.
Рассматриваемое метастабильное состояние стали со структурой тонкопластинчатого перлита является термически неустойчивым и его повышенные физико-механические свойства устраняются уже кратковременным нагревом при 650-700 С, при котором еще не происходят изменения морфологии цементитных и ферритных пластинок, образующих перлитные колонии. Нагрев изделий с такой структурой может происходить при проведении различных технологических операций и в процессе эксплуатации изделий. Следовательно, изучение влияния до-критического отжига различной продолжительности на физико-механические свойства стали со структурой тонкопластинчатого перлита представляет как научный интерес, связанный с возможностью трансформации неравновесной перлитной структуры при нагреве, так и несомненную практическую значимость.
Выход из строя стальных изделий часто связан с различными видами усталостного разрушения, при анализе причин которого основное внимание, как правило, уделяют изменению дислокационной структуры металла34. Однако при циклическом нагружении металлических сплавов могут протекать и другие структурные и фазовые превращения, которые сопровождаются изменением физико-механических характеристик. В изделиях из сталей со структурой перлита дополнительной движущей силой таких превращений может стать неравновесное состояние структуры тонкопластинчатого перлита. В связи с этим важно изучить происходящие при приложении циклических нагрузок
3 Изотов, В.И. Эволюция дислокационной структуры и образование микротрещин
при усталости перлитно-ферритной стали / В.И. Изотов, В.А. Поздняков, Е.В. Лу-
кьяненко, М.Е. Гетманова, Г.А. Филиппов // ФММ. – 2008. - Т. 105. - №5. - С.
549-559.
4 Соснин, О.В. Закономерности эволюции дислокационных субструктур в сталях
при усталости / О.В. Соснин, А.В. Громова, Э.В. Козлов, Ю.Ф. Иванов, С.В. Ко
новалов // Деформация и разрушение материалов. - 2005. - №2. - С. 14-19.
структурные изменения в перлите с различной дисперсностью и морфологией цементита, а также их влияние на характер разрушения при многоцикловой усталости.
Кроме циклических нагрузок изделия из углеродистой стали со структурой перлита (различного вида трубопроводы, рельсы) часто подвергаются влиянию окружающей среды, что со временем приводит к коррозии таких изделий. Особо опасным видом является питтинговая коррозия, которая, возникая на небольших участках поверхности, быстро распространяется вглубь материала, что может привести к резкому снижению механических свойств стальных конструкций. Поэтому, изучая процессы, происходящие при различных воздействиях в сталях со структурой перлита разного типа, важно исследовать и коррозионное поведение таких сталей.
Особую научную и практическую значимость имеет задача повышения износостойкости сталей с перлитной структурой, эксплуатирующихся в условиях контактного нагружения. Ранее нами было показано5,6, что повышенная износостойкость углеродистых сталей со структурой свежеполученного тонкопластинчатого перлита определяется как высокой исходной твердостью, так и значительной способностью к деформационному упрочнению при фрикционном нагружении, которое обусловлено не только дисперсным строением цементита и влиянием избыточного (по сравнению с равновесным) содержанием углерода в ферритной составляющей тонкопластинчатого перлита, но и, вероятно, более интенсивной диссоциацией дефектного цементита при пластической деформации трением. Но вопрос влияния легирующих элементов на процессы, происходящие при трении и изнашивании сталей со структурой тонкопластинчатого перлита, а также на возможности повышения износостойкости таких сталей, мало изучен и требует детального анализа.
Целью настоящей работы является выявление структурных факторов, способствующих повышению физико-механических и кор-
5 Счастливцев, В.М. Влияние твердорастворного упрочнения феррита и сферои-
дизации цементита на износостойкость эвтектоидной углеродистой стали со
структурой тонкопластинчатого перлита / В.М. Счастливцев, Т.И. Табатчикова,
А.В. Макаров, Л.Ю. Егорова, И.Л. Яковлева // ФММ. - 1999. – Т. 88, № 1. - С. 94-
103.
6 Макаров, А.В Износостойкость заэвтектоидных углеродистых сталей со струк
турами изотермического распада аустенита / А.В. Макаров, В.М. Счастливцев,
Т.И. Табатчикова, И.Л. Яковлева, Ю.В. Хлебникова, Л.Ю. Егорова // ФММ. -
2004. - Т. 97, № 5. - С. 94-105.
розионных свойств высокоуглеродистых сталей со структурой тонкопластинчатого перлита, образующегося при неравновесных условиях.
Для достижения цели в работе поставлены следующие задачи:
-
Провести сравнительный анализ особенностей разрушения при испытаниях на статическое растяжение и механических свойств высокоуглеродистой стали У10 с перлитными структурами различного типа.
-
Исследовать структурные превращения и процессы, происходящие при циклическом растяжении в области многоцикловой усталости стали У10 со структурой тонкопластинчатого, грубопластинчатого и частично сфероидизированного перлита.
-
Определить влияние особенностей структуры перлита заэвтекто-идной стали У10 на питтинговую коррозию.
-
Изучить влияние дополнительного легирования кремнием (1,66 мас. %) и хромом (1,42 мас. %) на структуру, твердость и износостойкость высокоуглеродистых сталей.
Научная новизна работы:
-
Показано, что увеличение дисперсности пластинчатого перлита углеродистой стали У10, приводящее, за счет сверхравновесного содержания углерода и микроискажениий в ферритной матрице, дефектности цементита, к росту прочности и снижению равномерного удлинения стали, не приводит к изменению таких характеристик пластичности, как поперечное сужение и сосредоточенная деформация при растяжении.
-
Установлено, что в стали У10 со структурой тонкопластинчатого перлита, подвергнутого кратковременному отжигу при 650С, при циклическом растяжении в условиях многоцикловой усталости происходит сфероидизация дисперсных цементитных пластин.
-
Выявлено, что неравновесная структура тонкопластинчатого перлита, полученная в результате изотермического распада при температуре 500 С, обладает наилучшими показателями стойкости к пит-тинговой коррозии из исследованных структурных состояний в заэв-тектоидной стали У10.
-
Показано, что легирование кремнием и хромом эффективно повышает абразивную износостойкость эвтектоидной стали со структурой тонкопластинчатого перлита. При этом легирование кремнием значительно снижает трибологические свойства верхнего бейнита, вследствие охрупчивающего влиянии кремния на бейнитные кристаллы эв-тектоидной стали, а легирование хромом не оказывает заметного влия-
ния на износостойкость данной структуры. Выявлено отрицательное влияние фрикционного окисления на сопротивление адгезионному изнашиванию кремнистой стали со структурами различного типа. Показано, что в легированной хромом углеродистой стали температурный интервал, соответствующий максимальной твердости, не совпадает с температурным интервалом максимальной износостойкости.
Теоретическая и практическая значимость работы:
Данная работа развивает структурные и физические представления о явлениях, сопровождающих фрикционное, статическое и циклическое нагружение высокоуглеродистых сталей со структурой перлита и неравновесного дисперсного перлита, в частности.
Предложен эффективный способ повышения циклической прочности углеродистой стали со структурой тонкопластинчатого перлита путем ее кратковременного докритического отжига (ниже температуры А1), обеспечивающего сохранение тонкопластинчатого строения перлита и возможность его сфероидизации в процессе дальнейшего циклического нагружения.
Установлено подобие структурных изменений тонкопластинчатого перлита в лабораторных образцах при циклическом растяжении и в железнодорожном колесе в условиях эксплуатации. Это свидетельствует о целесообразности использования комплексного анализа, включающего взаимосвязь изменений морфологии цементита при многоцикловой усталости с характером разрушения и величиной циклической прочности, для решения задач совершенствования технологий термической обработки и повышения эксплуатационной надежности изделий из перлитных сталей. По результатам исследования были даны рекомендации ОАО «РЖД» (Х/Д №47/05 «Поставка подсистемы диагностики цельнокатаного колеса для опытного образца системы диагностики колесной пары в сборе»).
Изученное в работе влияние докритического отжига различной продолжительности на механические свойства стали со структурой тонкопластинчатого перлита имеет практическую значимость для изделий, подвергаемых нагреву при проведении технологических операций (горячая оцинковка или латунирование проволоки, смягчающий отжиг, сварка, отпуск рельсов после объемной «закалки» и др.) и в процессе эксплуатации (фрикционный нагрев поверхностей канатов, железнодорожных рельсов и колес; нагрев канатов мостовых литейных кранов теплом от расплавленной ванны и др.).
Положения, выносимые на защиту:
-
Механические свойства и характер разрушения при статическом растяжении стали У10 с перлитными структурами взаимосвязаны и зависят от дисперсности, морфологии и дефектности цементита, а также от степени твердорастворного упрочнения и микроискажений решетки ферритной составляющей перлита.
-
Структурные изменения, происходящие в процессе накопления деформации при циклическом нагружении, оказывают влияние на характер разрушения и усталостную прочность высокоуглеродистой стали У10 со структурами грубопластинчатого перлита, свежеобразованного и отожженного тонкопластинчатого перлита.
-
Неравновесное состояние тонкопластинчатого перлита, полученного при минимальной температуре перлитного распада, повышает устойчивость к питтинговой коррозии углеродистой стали У10.
-
Дополнительное легирование кремнием и хромом эвтектоидных и заэвтектоидных сталей со структурами, полученными при изотермическом распаде аустенита при температурах 330-650 С, приводит к структурным изменениям и оказывает влияние на твердость и износостойкость.
Достоверность полученных результатов обеспечена использованием проверенных и апробированных методов испытаний материалов, в соответствии с ГОСТ 9013-59, ГОСТ 9.912-89; применением математических способов обработки экспериментальных данных и определения погрешностей измерений, а также использованием современных методов структурного анализа (рентгеновского, металлографического, электронно-микроскопического). Результаты исследований, приведенные в настоящей работе, хорошо согласуются с полученными ранее другими исследователями расчетными данными и экспериментальными результатами.
Личный вклад
Вошедшие в диссертацию результаты получены Егоровой Л.Ю. под научным руководством академика Счастливцева В.М.. Выбор методик механических испытаний выполнен под руководством д.т.н. Макарова А.В., под руководством д.т.н. Табатчиковой Т.И. проведена оптимизация режимов термической обработки сталей для механических, коррозионных, трибологических испытаний. Автор принимал непосредственное участие в выполнении металлографических исследований, структурных исследований методами просвечивающей электронной микроскопии в Центре коллективного пользования ИФМ УрО РАН. Испытания механических свойств, структурные и фрактографи-8
ческие исследования с использованием сканирующей электронной микроскопии проведены в ИМАШ УрО РАН совместно с к.т.н. Р.А. Савраем. Трибологические испытания выполнены в ИМАШ УрО РАН совместно с к.т.н. А.Л. Осинцевой.
Автор участвовал в постановке задач, в обработке и обсуждении полученных результатов, формулировке выводов диссертационной работы; написании статей и тезисов докладов совместно с соавторами публикаций Счастливцевым В.М., Макаровым А.В., Табатчиковой Т.И., Савраем Р.А., Яковлевой И.Л., Березовской В.В.
Испытания на питтинговую коррозию проведены В.В. Березовской в УрФУ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина.
Апробация работы.
Основные результаты, изложенные в диссертационной работе, докладывались и обсуждались на следующих конференциях:
XIV Уральская школа металловедов-термистов "Фундаментальные проблемы физического металловедения перспективных материалов", Ижевск, 1998; VIII Международный семинар "Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов", Екатеринбург, 1999; III Международный семинар "Современные проблемы прочности", Новгород-Старая Русса, 1999; Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов, Москва, 1999; II Международная школа «Физическое материаловедение» и XVIII Уральской школы металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», Тольятти, 2006; IV Российская научно-техническая конференция «Физические свойства металлов и сплавов», Екатеринбург, 2007; XIX Уральская школа металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», Екатеринбург, 2008; XLVII Международная конференция «Актуальные проблемы прочности», Нижний Новгород, 2008; XVII Международная конференция «Физика прочности и пластичности материалов», Самара, 2009; IV Российская научно-техническая конференция «Ресурс и диагностика материалов и конструкций», 2009, Екатеринбург; XXI Уральская школа металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», Магнитогорск, 2012; 54 Международная конференция «Актуальные проблемы прочности», Екатеринбург, 2013; XXII Уральская школа металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», Орск, 2014
Работа выполнялась при поддержке РФФИ (гранты №04-03-96140-р2004урал_а, №10-02-96010-р_урал_а); Президиума УрО РАН (№09-9
М-12_2002, №12-У-21022, №12-2-2-001 АРКТИКА); грантов НШ-5965.2006.3, НШ-643.2008.3; Фонда ОАО “ММК”, ИТЦ “Аусферр” и ФНиО “Интелс” (гранты №37-06-02, №60-08-02); хоз. договоров №47/05 с ОАО «РЖД», №59/06 с ОАО "Выксунский металлургический завод"
Влияние структурных параметров на поведение при циклическом нагружении углеродистой стали
Важной эксплуатационной характеристикой конструкционных деталей из высокоуглеродистых сталей является их долговечность при циклическом нагружении, т.е. усталостная прочность. Явление усталости было открыто Велером еще в 1858 году, но до сих пор многие аспекты разрушения металлов и сплавов остаются недостаточно изученными. С появлением электронной микроскопии и методики тонких фольг удалось экспериментально установить специфику формирования усталостных повреждений в металле при циклическом нагружении, и тем самым вскрыть природу усталостного разрушения [85].
Как отмечает О.Н. Романив в [86], в работах, посвященных распространению усталостных трещин, неизбежно связаны между собой вопросы влияния механических факторов (напряженное состояние, характер цикла, частота), внешних условий нагружения (температура, среда) и структуры исследуемого материала. Если анализ влияния факторов двух первых групп создает предпосылки для расчета и конструирования изделий, то оценка роли структурных факторов не в меньшей степени важна при выборе материала и установлении общих принципов оптимизации структуры сплавов с высоким сопротивлением усталостному развитию трещины.
Подробно влияние циклического нагружения на эволюцию структуры металлов проанализировали С. А. Головин и А. Пушкар в своей книге [87]. В ней говорится о том, что процесс циклической пластической деформации не совершается одновременно и идентично во всем объеме образца или детали. Для поликристаллических материалов это является, прежде всего, следствием различной кристаллографической ориентации отдельных зерен по отношению к приложенному напряжению (фактор Шмидта). Обычно только 20-30 % от общего объема зерен имеет благоприятную ориентировку для активизации скольжения при относительно низких циклических напряжениях. Неоднородность протекания микродеформации усиливается химической неоднородностью состава, внутренними напряжениями в микрообъемах, наличием пор, включений и т. д. Даже после относительно большой циклической деформации образца или детали в целом остаточная пластическая деформация отдельных зерен сильно различается.
Из экспериментальных данных следует, что циклическое нагружение металлов вызывает значительное изменение структуры и субструктуры и оказывает влияние на все структурно чувствительные характеристики. Например, увеличение числа циклов нагружения циклически упрочняющихся (или разупрочняющихся) материалов способствует повышению (или понижению) твердости, прежде всего на поверхности образцов [85, 88].
Естественно, что циклическое нагружение при определенной амплитуде напряжения или деформации оказывает влияние на физические свойства металлов. В литературе имеются сведения об изменении удельного электросопротивления, внутреннего трения, магнитных характеристик, модуля упругости и т. д. [89, 90]. При циклическом нагружении возможно существенное повышение температуры металлических образцов [91]. Объяснение этого явления основано на представлениях о том, что приложенная механическая энергия переходит в тепловую, т. е. связано с шириной петли механического гистерезиса. При этом тепловыделение в циклически нагружаемых образцах имеет очаговый характер, и проявляется, в первую очередь, в микрообъемах, неблагоприятно ориентированных по отношению к действующим нагрузкам, подвергающихся микродеформациям. В результате локального повышения температуры прочность материала в микрообъемах снижается [92], что облегчает образование новых пластических сдвигов, которые, в свою очередь, способствуют дальнейшему повышению температуры.
Исследования методом инфракрасной термографии [93-95] показали, что при циклическом растяжении незначительное превышение напряжений выше предела выносливости может сопровождаться существенным (на десятки градусов) ростом температуры образца. По этой причине при циклическом нагружении металлов и сплавов за счет диффузионных процессов возможны изменения химического состава фаз, морфологии и их растворения. В закаленных сталях при циклической деформации возможны дальнейший распад остаточного аустенита [87], уменьшение тетрагональности мартенсита, а так же процессы, присущие отпуску стали. В пересыщенных твердых растворах циклическая деформация способствует процессам твердения [96]. В стенках ячеек и местах скопления дислокаций часто возможно выявить когерентные выделения второй фазы.
За изменение физико-механических свойств при циклическом нагружении не в последнюю очередь отвечает перераспределение и повышение плотности дислокаций, а также характер их закрепления другими дефектами кристаллической решетки. Дислокационная структура металлов, которые циклически упрочняются при воздействии относительно низкой амплитуды напряжения, сохраняет неравномерно расположенные отрезки дислокаций малой плотности (например, в отожженном железе примерно 10 м ). Для высоких амплитуд напряжений уже в первой половине цикла формируются скопления дислокаций. Процесс повышения плотности дислокаций и тип образующейся дислокационной структуры могут сильно различаться для сталей и сплавов.
Поведение стали со структурой перлита при усталостном нагружении подробно изучал В.И. Изотов со своими коллегами [24], кроме этого было предложено несколько моделей пластической деформации перлита при монотонном нагружении В.Н. Гридневым с В.Г. Гаврилюком [9] и Л.И. Тушинским с А. А. Батаевым [13].
В своей статье [24] В.И. Изотов предлагает разделить процесс усталостного разрушения пластинчатого перлита на три стадии: 1) зарождение микротрещин по межфазным границам и во фрагментированной (или ячеистой) дислокационной структуре ферритных промежутков, возникающей в процессе циклического деформирования; 2) стабильный рост микротрещин за счет стока дислокаций в их вершины; 3) зарождение разрушения в масштабе перлитной колонии при нестабильном росте микротрещин.
Выявленные им же при теоретическом анализе размерные эффекты деформационного поведения перлита и зависимость характера распределения дислокаций от величины межпластиночного расстояния [71] хорошо согласуются с экспериментальными данными самого автора и известными по литературе [9, 60] . В тонко пластинчатом перлите (с межпластиночным расстоянием ок. 0,1 мкм) при изгиб ном циклическом нагружении дислокации, как правило, распределены однородно, без заметных скоплений (субграниц). В грубопластинчатом перлите (с межпластиночным расстоянием 0,5 мкм), циклическое нагружение приводит к скоплениям дислокаций типа субграниц. Этот размерный эффект проявляется особенно заметно при малых амплитудах циклической нагрузки.
В ферритных прослойках перлитных колоний дислокации формируют сетчатую субструктуру со скалярной плотностью примерно 1,5-10 м [97], в деформированном цементите плотность дислокаций существенно ниже и не превышает 10 м [98 J
Кроме того в работе [24] объяснены причины упрочнения грубо пластинчатого перлита и разупрочнения тонко пластинчатого перлита, о которых упоминается в [99]. Этот эффект наблюдается за счет разной степени обратимости дислокационной структуры в ферритных слоях при циклической деформации, что обусловлено размерным эффектом эволюции дислокационной структуры перлита и, отчасти, характером циклической нагрузки.
Анализируя предложенный В.И. Изотовым механизм усталостного разрушения сталей со структурой перлита и принимая во внимание исследования механизмов пластической деформации перлита, проведенное В.Г. Гаврилюком с соавторами [9], необходимо заметить, что до сих пор не ясным и малоизученным остается вопрос -какие процессы происходят во время циклического нагружения в неравновесном тонко пластинчатом перлите, полученном при наименьших возможных температурах перлитного распада? Как поведет себя ферритная матрица, перенасыщенная углеродом при накоплении деформации, и какие могут возникнуть изменения цементита «свежего» перлита обусловленные его дефектностью? А так же, как скажется локальное повышение температуры на структурные изменения образцов с неравновесной структурой тонко пластинчато го перлита под воздействием циклических нагрузок? В литературе такие данные отсутствуют.
Исследуя поведение сталей со структурой перлита при усталостных испытаниях, О.Н. Романив с соавторами [100] отмечает, что среди пластинчатых структур наибольшее сопротивление припороговому росту усталостных трещин оказывает грубо пластинчатый перлит, имеющий максимальный размер перлитной колонии. По данным фрактографических исследований, в припороговой области усталостная трещина развивается преимущественно с образованием ступенчатого рельефа [101], причем размеры областей одинаковой ориентации ступенек соответствуют размерам перлитных колоний. Такой вид излома свидетельствует о том, что в пределах одной перлитной колонии направление роста трещины является кристаллографически определенным взаимной ориентацией плоскости разрушения феррита в колонии и направлением движения магистральной трещины.
Постановка задачи исследования
Учитывая вышесказанное, возникает научный и особенно практический интерес исследовать, как поведет себя легированный цементит тонко пластинчатого перлита при больших пластических деформациях, в частности, при испытаниях на износ. До сих пор в литературе этот вопрос остается мало изученным.
Скопления дислокаций в процессе деформации вызывают значительное локальное повышение напряжений, приводящее к раскрытию субмикротрещин и в а-железе и в цементите [83]. А. Иноуэ с соавторами [123] показали, что графитообразующие элементы повышают, а карбидообразующие снижают плотность дислокаций в цементите деформированной стали, что отчасти помогает избежать слияния дислокаций в микротрещины.
Авторы [124] исследовали стали, легированные кремнием и ванадием. В статье сообщается, что добавки кремния и ванадия в углеродистую сталь снижают вероятность выделения заэвтектоидного цеменита в виде сетки, наоборот, происходит выделение зернограничного феррита, подобно доэвтектоидной стали. Этот феррит зарождается на микроскопических выделениях карбидов ванадия, и, не давая им подрасти, являясь объемной фазой, разрастается сам, образуя ферритные прослойки. Появление зернограничной прослойки феррита благоприятно сказывается на механических свойствах используемых сталей. Добавление в ванадиевую сталь кремния приводит к еще большей устойчивости изначальных карбидов ванадия, вследствие уменьшения активности углерода [125], что влечет за собой еще большее измельчение аустенитного зерна, вследствие чего повышаются механические свойства высокоуглеродистых сталей. Futoshi Katsuki с соавторами [126] исследовали влияние микролегирования ванадием на износостойкость перлитной стали. Ссылаясь на работу М.М. Хрущева [127] и на статью [128] они сообщают, что наклеп и деформация под поверхностью износа, наряду с относительными микроструктурными изменениями, являются важными факторами, контролирующими механизмы удаления материала (степень износа). При микролегировании ванадием (0,26 мас. %) авторы наблюдают выделение карбидов в феррите перлита, что способствует упрочнению ферритной матрицы, а это, в свою очередь, приводит к тому, что при абразивном изнашивании поверхностный слой срезается, а не деформируется. Т.е. наклеп в безванадиевой стали за счет пластичной ферритной матрицы будет больше, чем в микролегированной ванадием стали, следовательно, затраты энергии при испытании на трение простой перлитной стали будут больше, и сопротивление износу также будет больше, несмотря на то что твердость легированной стали выше.
Обобщая известные экспериментальные и теоретические работы по вопросу влияния структурных особенностей перлита в высокоуглеродистых сталях на механические и химические свойства, необходимо отметить, что остается еще недостаточно исследованным неравновесное состояние тонко пластинчатого перлита, который образуется в высокоуглеродистых сталях при минимальных температурах перлитного превращения. Вследствие высокой скорости эвтектоидного распада ферритная составляющая перлита характеризуется повышенным содержанием углерода, кроме того, при таких условиях формируется цементит перлита с большим количеством дефектов. Неравновесное состояние тонко пластинчатого перлита характеризуется повышенными уровнями прочности, твердости и износостойкости по сравнению с грубо пластинчатым перлитом [1-6]. Это открывает новые пути улучшения эксплуатационно-важных свойств стальных изделий.
Учитывая вышесказанное, возникает научный и особенно практический интерес исследовать, как поведет себя ферритная матрица, перенасыщенная углеродом, и какие могут возникнуть изменения цементита неравновесного перлита, обусловленные его дефектностью, при различного вида механических воздействиях и влиянии окружающей среды.
Необходимо изучить влияние на механические свойства высокоуглеродистых сталей дополнительного кратковременного отжига при температуре, не превышающей А1, при которой снимаются внутренние напряжения структуры и устраняется твердорастворное упрочнение ферритной матрицы, при этом пластинчатая морфология перлита сохраняется, а также исследовать возможности дополнительного легирования углеродистых сталей для улучшения их эксплуатационных свойств.
Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:
1. Провести сравнительный анализ особенностей разрушения при испытаниях на растяжение и механических свойств высокоуглеродистой стали У10 с перлитными структурами различного типа.
2. Исследовать структурные превращения, происходящие при циклическом нагружении стали У10 со структурой тонкопластинчатого, грубопластинчатого и частично сфероидизированного перлита.
3. Определить влияние особенностей структуры перлита заэвтектоидной стали У10 на питтинговую коррозию.
4. Изучить влияние дополнительного легирования кремнием и хромом на структуру, твердость и износостойкость высокоуглеродистых сталей.
Особенности поведения перлитной структуры высокоуглеродистой стали У10 при циклическом нагружении
Для многих промышленных изделий ответственного назначения, таких как высокопрочная проволока, рельсы и колеса для подвижного состава железнодорожного транспорта, желательно получение структуры тонкопластинчатого перлита, который в углеродистых сталях можно получить только в условиях распада переохлажденного аустенита при наименьших температурах перлитного превращения [6]. Выход из строя указанных изделий в большинстве случаев обусловлен различными видами усталостного разрушения. При анализе причин усталостного разрушения основное внимание, как правило, уделяют изучению дислокационной структуры металла [23, 26, 156]. Однако при циклическом нагружении металлических материалов наряду с изменениями дислокационной структуры могут протекать и другие структурные и фазовые превращения, которые сопровождаются изменением физико-механических характеристик [97, 157]. Дополнительной причиной таких превращений в изделиях из сталей со структурой перлита может явиться неравновесное состояние тонкопластинчатого перлита, образующегося при температурах распада 480-500 С.
Экспериментально установлено, что докритический отжиг стали со структурой метастабильного тонкопластинчатого перлита приводит как к трансформации карбидной фазы - уменьшению дефектности, сфероидизации и коалесценции цементита, так и к изменениям в ферритной составляющей перлита: снижению твердорастворного упрочнения, полигонизации и рекристаллизации. Такие структурные изменения сопровождаются сильным разупрочнением стали [1-5, 148].
В настоящей главе исследовано влияние циклических нагрузок на закономерности разрушения высокоуглеродистой стали со структурами грубопластинчатого, а также свежеобразованного и отожженного тонкопластинчатого перлита. Результаты работы опубликованы в [158-166].
На основе фрактографического анализа методом электронной сканирующей микроскопии в работе рассмотрены особенности разрушения при циклическом растяжении заэвтектоидной стали У10 со структурой перлита, полученного в процессе изотермического распада при температурах 500 и 650 С, а также при дополнительном отжиге тонко пластинчатого перлита при температуре 650 С в течение 10-300 мин. Методом просвечивающей электронной микроскопии изучена эволюция структуры в рабочей части образцов, подвергнутых нагружению в области многоцикловой усталости, на расстоянии 10 мм от усталостного излома. Это позволило исследовать микроструктуру стали У10, сформировавшуюся до момента локализации развития усталостных трещин (когда растет преимущественно одна трещина).
Изучение возможных структурных изменений в материале на значительном расстоянии от усталостного излома представляется обоснованным, поскольку при использованной схеме циклического нагружения (одноосное отнулевое циклическое растяжение) весь объем рабочей части образца испытывает заданные циклические нагрузки до начала развития главной трещины, в отличие от схем кручения с изгибом и циклического изгиба [23, 156, 167], при которых существует градиент напряжений по сечению образца, и значительные объемы материала испытывают напряжения, существенно меньшие заданных амплитудных значений.
В работе также проведен сравнительный анализ структурных изменений, протекающих в стали У10 при циклическом растяжении и в железнодорожном колесе из стали 65Г, разрушенном при эксплуатации. Исследование структуры фрагмента обода железнодорожного колеса производства ОАО "Выксунский металлургический завод" в исходном термообработанном состоянии (закалка от 850 С путем спрейерного обрызгивания водой всей поверхности катания вращающегося колеса с последующим двухчасовым отпуском при 510-520 С) и после усталостного разрушения в процессе эксплуатации изучали на расстоянии 10-15 мм от поверхности катания.
В исходном состоянии, после превращения при 650 С, сталь У10 имела структуру грубо пластинчатого перлита, состоящего из чередующихся пластин феррита и цементита, со средним межпластинчатым расстоянием Я=0,20-0,28 мкм (см. рисунок 3.1.а предыдущего раздела). При температуре 500 С в стали сформировалась дисперсная структура тонко пластинчатого перлита с межпластиночным расстоянием Х=0,08-0,014 мкм (см. рисунок 3.1.б предыдущего раздела). Кратковременный (10 мин) отжиг при 650 С не привел к видимым изменениям морфологии карбидной фазы: отсутствовала сфероидизация и коалесценция цементита (рисунок 3.1.в). После длительного (300 мин) отжига при 650 С сталь имела структуру частично сфероидизированного перлита (рисунок 3.1.г).
В таблице 4.1 представлены данные о влиянии температуры изотермического распада и продолжительности последующего отжига на число циклов до разрушения при циклическом растяжении стали У10. Наименьшее количество циклов до разрушения (около 43 тыс.) выдержал образец со структурой «свежего» (неотожженного) тонкопластинчатого перлита. Наибольшее количество циклов до разрушения (около 780 тыс.) отмечено у образца со структурой тонкопластинчатого перлита, подвергнутого дополнительному длительному докритическому отжигу в течение 300 мин. Образец со структурой грубопластинчатого перлита выдержал около 400 тыс. циклов нагружения.
Влияние кремния на износостойкость при трении и абразивном воздействии высокоуглеродистой стали со структурами изотермического распада аустенита
Изучено влияние дополнительного легирования 1,66 мас.% кремния на твердость и износостойкость при абразивном воздействии и трении скольжения эвтектоидных сталей, подвергнутых изотермической обработке при температурах 330-650 С, а также дополнительному пятиминутному высокотемпературному (650 С) отжигу. Указанный кратковременный отжиг, не изменяя морфологию тонко пластинчатого перлита в высокоуглеродистых не легированных сталях, приводит к резкому снижению прочности и износостойкости за счет устранения повышенного твердо растворного упрочнения феррита и снижения дефектности цементита [14, 148, 149].
Структуры, сформированные при различных изотермических обработках в кремнийсодержащей стали 80С2, приведены на рисунке 6.1. После изотермического распада аустенита при 650 С в стали образуется структура грубо пластинчатого перлита (рисунок 6.1.а) с межпластинчатым расстоянием 0,3-0,5 мкм. При температуре распада 550 С в течение 15 мин в структуре стали образуются колонии тонко пластинчатого перлита (рисунок 6.1.б) с межпластинчатым расстоянием 0,07-0,10 мкм. После изотермической выдержки при 525 С в течении 4 часов в структуре стали 80С2 кроме колоний тонко пластинчатого перлита наблюдаются зерна свободного феррита, а так же частично сфероидизированный перлит и верхний бейнит (рисунок 6.1.в). Распад исследуемой стали при температуре 420 С в течение 4 часов приводит к образованию структуры верхнего бейнита (рисунок 6.1.г), характеризующегося чередованием участков а-фазы с повышенной плотностью дислокаций и крупных раздробленных частиц цементита размером 0,2-0,3 мкм. При температуре распада 330 С в течение 5 часов (с последующим охлаждением в воде) в стали 80С2 образуется структура, состоящая из смеси бейнита и прослоек остаточного аустенита (рисунок 6.1 .д-е).
На рисунке 6.2 приведены графики, отражающие влияние температуры изотермического распада аустенита и дополнительного отжига на твердость (HRCЭ) и абразивную износостойкость сталей У8 и 80С2 (абразивную износостойкость (є) -определяют как отношение потерь массы армко-железа к потере массы испытуемого материала).
Для стали 80С2 (рисунок 6.2.б, кривая 1), в отличие от У8 (рисунок 6.2.а, кривая 1), характерна немонотонная зависимость твердости от температуры изотермического распада. Наблюдается ярко выраженный пик твердости (42 HRCэ) для кремнистой стали при температуре распада 550 С, когда формируется структура тонкопластинчатого перлита (рисунок 6.1.б). Из сопоставления графиков твердости на рисунке 6.2.а-б следует, что легирование эвтектоидной стали кремнием значительно увеличивает твердость перлитных структур с различной степенью дисперсности. Исследования абразивной износостойкости показали, что из всех образцов стали У8 со структурами перлита различной дисперсности наибольшую износостойкость имеет образец со структурой тонкопластичатого перлита, образующегося при 500 С (рисунок 6.2.а). В стали 80С2 у образцов со структурой перлита максимальное сопротивление изнашиванию также имеет тонкопластинчатый перлит, сформировавшийся при более высокой, чем в стали У8, температуре 550 С, при которой в этой стали наблюдается пик твердости (рисунок 6.2.б). Тонкопластинчатый перлит кремнистой стали 80С2 превосходит в абразивной износостойкости тонкопластинчатый перлит нелегированной стали У8 (рисунок 6.2.а).
Ранее нами было показано [148, 149], что повышенная износостойкость стали со структурой перлита определяется не только ее высокой исходной твердостью, но и значительной способностью к деформационному растворению цементита при фрикционном нагружении. Интенсивность деформационного растворения цементита в перлитной структуре зависит от величины межфазной поверхности феррит-цементит (т. е. дисперсности перлита), сил связи атомов в решетке цементита, энтальпии связи атомов углерода с дислокациями в феррите, а также его дефектности. Легирование элементами замещения должно сказываться на износостойкости стали, поскольку оно влияет на твердость тонко пластинчатого перлита, образующегося при изотермическом распаде, а также на его способность к деформационному растворению в условиях деформации трением.
Несомненно, что легирование кремнием повышает износостойкость перлита, вызывая его упрочнение в результате твердорастворного упрочнения ферритной составляющей перлита. Влияние же кремния на растворение цементита при деформации (например, трением) неоднозначно. Известно [32], что легирование кремнием практически не влияет на склонность цементита к распаду при пластической деформации стали, так как кремний, с одной стороны, снижает энергию связи дислокаций с примесями внедрения, с другой, по-видимому, с равной степенью эффективности уменьшает силы связи атомов углерода в решетке цементита. Кроме того, кремний практически не растворяется в цементите [202-204]. Поэтому повышение износостойкости кремнистой стали в большей степени связано с эффективным твердорастворным упрочнением кремнием ферритной составляющей перлита [29] и в меньшей степени может определяться особенностями деформационного распада цементита при изнашивании.
Наши исследования показали, что легирование кремнием в количестве 1,66 % Si обеспечивает рост абразивной износостойкости и менее дисперсных перлитных структур, сформированных в высокоуглеродистой стали при более высоких температурах распада 600-650 С (рисунок 6.2). Однако, сравнивая износостойкость не легированной стали У8 и стали 80С2 (рисунки 6.2.а и 6.2.б), можно заметить, что легирование кремнием повышая износостойкость перлитных структур, заметно снижает сопротивление абразивному изнашиванию верхнего бейнита, полученного в процессе изотермической обработки сталей при 420 С.
Таким образом, для стали 80С2 существует оптимальная температура изотермического распада Трасп=550 С, при которой наблюдается ярко выраженный максимум на зависимостях твердости и абразивной износостойкости от температуры изотермического распада. Образовавшаяся при этой температуре структура тонко пластинчатого перлита обладает максимальным уровнем абразивной износостойкости, по сравнению со структурами верхнего бейнита, частично сфероид из ированно го перлита и свободного феррита (рисунок 6.1.в-г), образованными при температурах 420 и 525 С (рисунок 6.2.б). Сталь 80С2 приобретает высокую из но с о стойкость также после распада при температуре 330 С (рисунок 6.2.б). В этом случае максимальные уровни износостойкости и твердости обусловлены наличием в структуре исследуемой стали нижнего бейнита и метастаб иль ного остаточного аустенита (рисунок 6.1 .д-е).
Структурные состояния, полученные при изотермическом -распаде, проявляют различную стойкость к дополнительному термическому воздействию. Вполне закономерно, что кратковременный отжиг при 650 С вызывает снижение твердости сталей, подвергнутых изотермическому распаду при температурах 330-600 С (рисунок 6.2). Величина такого снижения в большей степени зависит от температуры распада стали (т.е. от ее исходной структуры) и от легирования стали кремнием.
Действие пятиминутного отжига при 650 С на абразивную износостойкость стали 80С2 более сложно и часто не соответствует влиянию отжига на твердость (рисунок 6.2.б). Отжиг вызывает снижение абразивной износостойкости тонко пластинчатого перлита стали 80С2 (Траспада=550 С), при этом такой же отжиг стали с бейнитными и смешанными структурами (Траспада=420-525 С) не приводит к изменению износостойкости, несмотря на наблюдаемое при этом заметное снижение твердости рассматриваемых структурных состояний. Следует отметить, что отожженный тонко пластинчатый перлит в стали 80С2 обладает большей абразивной износостойкостью, чем бейнит и более грубый перлит.
Исследуемые стали были подвергнуты испытаниям на трение скольжения в различных средах. По данным испытаний определяли интенсивность изнашивания исследуемых сталей (Ih). Интенсивность изнашивания является величиной обратной величине износостойкости и вычисляется как отношение величины износа к пути трения, на котором происходило изнашивание.
Из представленных на рисунке 6.3 результатов испытаний следует, что интенсивность изнашивания стали 80С2 при трении на воздухе заметно выше, чем в безокислительной среде аргона (рисунок 6.3.а-б). Такой результат возможен вследствие охрупчивающего влияния фрикционного окисления в процессе которого образуются пересыщенные твердые растворы кислорода в железе, при этом по границам микротрещин формируются оксиды, способствующие их развитию. Все это приводит к ускоренному разрушению поверхностного слоя кремнистой стали [205].
