Материал: А27878 Андреев АК Материалы для низкотемпературной техники

3.2. Механизмы упрочнения ферритно-перлитных сталей

Главными механизмами упрочнения конструкционных сталей являются: твердорастворный Δζт.р дислокационный Δζд, дисперсионный Δζд.у и зернограничный Δζ3.

В общем виде упрочнение будет определяться исходной прочностью монокристалла железа (ζ0 = 2 · 10–4G, где G – модуль сдвига, равный для железа 84000 Н/мм2). Экспериментально полученные для железа значения составляют ζ0 = 30…40 МПа. Влияние приведенных механизмов упрочнения на предел текучести стали линейно-аддитивно и может быть просуммировано:

Результаты расчетов вклада, вносимого каждым из механизмов упрочнения в суммарную прочность ферритно-перлитных сталей:

если известны коэффициенты упрочнения феррита отдельными легирующими элементами ki и их концентрация в феррите Сi.

Внизколегированных ферритно-перлитных сталях Mn, Si, Ni

иР целиком растворены в феррите; V, Nb, Ti и А1 полностью входят в состав карбонитридной фазы, а Сr и Мо распределены между ферритом и карбидами. Учитывая невысокую концентрацию Сr

иМо в низколегированных сталях и малые значения их коэффициентов упрочнения, влиянием этих элементов на прочность феррита можно пренебречь.

Таким образом, основными легирующими элементами, определяющими твердорастворное упрочнение ферритно-перлитных сталей, являются Mn, Si, Ni и Р.

Упрочнение за счет перлита Δζп определяется содержанием перлитной составляющей в структуре стали и ее дисперсностью, т. е. зависит от состава стали, устойчивости переохлажденного аустенита и скорости охлаждения из аустенитного состояния. Основным элементом, определяющим количество перлита, является углерод.

131

Для низколегированных сталей справедлива формула

где П – доля перлитной составляющей в объеме стали, %; 2,4 – эмпирический коэффициент, его размерность – МПа /% П.

Деформационное упрочнение Δζд, или упрочнение в резуль-

тате повышения плотности дислокаций, как известно, определяется зависимостью

а – коэффициент, зависящий от характера взаимодействия дислокаций при деформационном упрочнении; т – ориентационный множитель. Для α-железа т = 2,75, а произведение am = 0,5; G – модуль сдвига железа (G = 84000 МПа); b – вектор Бюргерса -желе- за (b = 0,25 нм); ρ – плотность дислокаций.

Значения Δζд становятся существенными при ρ > 1010 см–2 (Δζд > 100 МПа), т. е. когда сталь заметно наклепана в результате закалки или холодной деформации или когда не полностью прошли процессы рекристаллизации после горячей пластической деформации.

В ферритно-перлитных горячекатаных (нормализованных) сталях значения ρ = 108...109 см–2, при этом Δζд = 10...30 МПа, т. е. невелико и им можно пренебречь.

Дисперсионное упрочнение Δζд.у, или упрочнение дисперсны-

ми частицами карбидов и нитридов в стали, описывается механизмом Орована. Согласно этой модели, дислокации при движении будут удерживаться на частицах до тех пор, пока прилагаемое напряжение не будет достаточным для того, чтобы линия дислокаций изогнулась и прошла между частицами, оставив около них дислокационную петлю.

Учитывая постоянство основных величин, входящих в уравнение Орована, дисперсионное упрочнение определяется расстоя-

132

Дисперсионное упрочнение низколегированных строительных сталей наблюдается при их легировании Nb, V, Ti, Al, N, образующими в сталях дисперсионные карбиды, нитриды и карбонит-

риды данных элементов: NbC, NbN, Nb(C, N); VC, VN, V(C, N); TiC, TiN, Ti(C, N), A1N, а также их комплексные соединения типа

(V, Nb) C; (V, Nb) N, (V, Nb) (C, N) и т. п.

Зернограничное упрочнение определяется размером действительного зерна феррита d:

Для ферритно-перлитных низкоуглеродистых сталей значение Kу находится в пределах 0,57–0,73 МПа · м1/2 (1,8–2,3 кг/мм3/2).

Размер зерна феррита зависит от размера аустенитного зерна

иналичия дисперсных карбонитридных фаз. В сталях с карбидо-

инитридообразующими элементами уже имеются соответствующие карбиды и нитриды, поэтому при нагреве и переходе через критическую точку Ac 3 образуются более мелкие зерна аустенита.

Карбиды и нитриды тормозят рост зерна аустенита при дальнейшем его нагреве вплоть до температуры растворения этих фаз в аустените. Нерастворенные карбиды и нитриды, а также эти же фазы, выделившиеся из аустенита перед началом (γ→α)-превращения, являются зародышевыми центрами образования новых зерен феррита. Все это приводит к тому, что в сталях с дисперсными упрочняющими фазами достигается заметное измельчение зерна феррита, а следовательно, дисперсионное упрочнение косвенно обусловливает дополнительное зернограничное упрочнение.

Таким образом, легирование, приводящее к дисперсионному упрочнению, будет увеличивать и зернограничное упрочнение, т. е. получение мелкозернистой и дисперсно-упрочненной стали достигается одним и тем же путем – получением в структуре дисперсных карбонитридных фаз ванадия, ниобия и титана.

Оценка предела текучести низколегированных ферритноперлитных сталей показала, что ориентировочно доля отдельных компонентов упрочнения в общем пределе текучести сталей может быть представлена данными табл. 3.5.

Основными факторами упрочнения ферритно-перлитных сталей являются твердорастворное, дисперсионное и зерногранич-

133

ное упрочнение. Как правило, доля других компонентов упрочнения не превышает в сумме 20 %, т. е. они не вносят существенного вклада в предел текучести низколегированной стали. На практике наиболее целесообразно использовать дисперсионное упрочнение, так как карбонитридные фазы вызывают упрочнение в результате не только собственного вклада, но и косвенного воздействия на зернограничное упрочнение вследствие измельчения зерна.

Таблица 3.5

Характеристика предела текучести низколегированных ферритно-перлитных сталей

134

Повышение предела текучести сталей обычно приводит к снижению вязкости, увеличению склонности к хрупким разрушениям. Однако охрупчивание стали будет различным в зависимости от того, каким из механизмов упрочнения достигнуто повышение предела текучести.

На основе экспериментов и статистической обработки результатов, полученных при испытании большого количества низколегированных ферритно-перлитных сталей, показано, что температуру перехода в хрупкое состояние можно оценить по формуле

из которой следует, что в ферритно-перлитных сталях наиболее сильное охрупчивание достигается при увеличении доли перлита

вструктуре (прежде всего при повышении содержания углерода

встали), хотя прочность, как это отмечалось ранее, увеличивается при этом незначительно. Следует отметить, что помимо количественного соотношения между перлитом и ферритом на хладостойкость стали большое влияние оказывает и морфология перлита. Значение имеют межпластинчатое расстояние, точнее, эффективная длина линии скольжения в феррите, размер перлитных колоний, расстояние между ними. Ударная вязкость, определенная на образцах с трещиной, имеет максимальное значение при 15–20 % перлита. В этом случае трещина при своем продвижении огибает перлитные колонии, что повышает энергоемкость разрушения. Укрупнение перлитных колоний при содержании перлита в структуре > 20 % облегчает образование трещин. При этом траектория магистральной трещины проходит через перлитные колонии.

Повышение сопротивления хрупкому разрушению может быть достигнуто сфероидизацией цементных пластин и созданием

вструктуре стали зернистого перлита. В сталях с ферритноперлитной структурой это может быть получено при термоцикли-

ровании при температурах вблизи критической точки А1. Такая структура благоприятна также для повышения усталостных свойств, хотя при этом снижается прочность.

135