Прочность сплавов

ЧАСТЬ 2. ПРОЧНОСТЬ СПЛАВОВ Ранее были рассмотрены вопросы деформации и упрочнения чистых металлов. В технике в подавляющем большинстве случаев используются сплавы. Введение в металл легирующих элементов позволяет изменять его строение и свойства в требуемом направлении. В настоящее время только сплавов на основе железа – сталей – производится и применяется более 1000 марок. Вместе с тем даже простая углеродистая (нелегированная) сталь является многокомпонентным сплавом. Кроме железа в ней имеются примеси, наличие которых обусловлено: а) технологическими особенностями производства – Mn, Si вводятся для раскисления стали; б) невозможностью их полного удаления из металла – S, P, O2, N2; в) случайным попаданием в металл из скрапа – Cr, Ni, Cu. Содержание этих примесей ограничено следующими пределами: Mn  0,8%; Si  0,4%; Cr, Ni, Cu  03%; P  0,025-0,040%; S  0,015-0,050%. Если в стали содержание одного из этих элементов больше, то ее относят к легированным. Закономерности пластической деформации и деформационного упрочнения сплавов принципиально на отличаются от рассмотренных для чистых металлов. В то же время примеси и легирующие добавки могут заметно изменять детали поведения металла при пластической деформации (и качественно и количественно). Повышение прочности сплавов может быть обусловлено двумя основными причинами: 1. Образованием твердых растворов (замещения или внедрения). 2. Образованием в сплаве упрочняющих фаз. УПРОЧНЕНИЕ ТВЕРДЫХ РАСТВОРОВ Инородные атомы, находящиеся в узлах или междоузлиях кристаллической решетки базового металла, могут повлиять на пластическую деформацию за счет следующих причин: 1. Увеличения сил трения при движении дислокаций 2. Образования примесных атмосфер на дислокациях (Коттрелла, Сузуки, Снука) и блокировки ими дислокаций 3. Изменения энергии дефектов упаковки 4. Упорядочения твердых растворов Эти механизмы упрочнения в реальных сплавах обычно действуют совместно. Взаимодействие дислокаций с атомами примесей и легирующих элементов Инородный атом вносит в решетку базового металла возмущения. Появляются два эффекта. Рассмотрим эти эффекты последовательно. Первый эффект связан с локальными статическими смещениями атомов в окружающих узлах решетки. Эти смещения тем больше, чем больше а) разница в размерах атомов базового металла и растворенного элемента; б) различие в их электронной структуре, т.к. перераспределение электронной плотности приводит к дополнительному смещению атомов. Для характеристики этого эффекта используют параметр несоответствия по размерам где – период решетки; = , – изменение периода решетки твердого раствора в зависимости от атомной концентрации растворенного элемента. Для разбавленных твердых растворов (C<<1), какими чаще всего являются твердые растворы в сталях и многих других сплавах, параметр несоответствия по размерам можно определить как = , где – радиус атома растворенного элемента; – радиус атома базового металла в случае раствора замещения. В случае раствора внедрения – радиус такого жесткого шара, который будучи внесен в то место решетки, где расположен инородный атом, не вызовет объемных искажений. Вокруг атома растворенного элемента поля упругих напряжений. Для растворов замещения и многих растворов внедрения эти поля обладают шаровой симметрией – атом искажает решетку в разных направлениях одинаково. Для атомов замещения с > и всех атомов внедрения образуются области гидростатического (всестороннего) сжатия, для атомов замещения с < – области гидростатического растяжения. Поле напряжений краевой дислокации имеет нормальные составляющие – над краевой дислокацией имеется область гидростатического сжатия, под дислокацией располагается область гидростатического расширения. Следовательно, упругие поля напряжений краевой дислокации и инородного атома взаимодействуют. Энергия связи атома растворенного элемента с положительной краевой дислокацией равна где ( ⃗) = и , – цилиндрические координаты примесного атома ( =0 в направлении вектора Бюргерса ⃗ . Физический смысл ( ⃗) – величина ( ⃗) характеризует разницу между значениями энергии растворенного атома вблизи дислокации и на бесконечно большом удалении от нее. Следовательно, размещение инородного атома вблизи дислокации энергетически выгодно. Винтовая дислокация не создает гидростатического давления, так как ее поле напряжений содержит только касательные составляющие и в связи с этим не взаимодействует с инородными атомами. Смешанная дислокация имеет винтовую и краевую компоненты и, следовательно, взаимодействует с инородными атомами. В твердых растворах внедрения металлоиды (C, N, O, H) занимают октаэдрические (иногда, тетраэдрические) поры. Объемный эффект растворения атомов внедрения намного больше, чем у атомов замещения (за исключением атомов водорода), что связывают с перераспределением электронной плотности при образовании растворов внедрения. Энергия взаимодействия дислокации с атомами внедрения также в несколько раз больше чем с атомами замещения. Второй эффект. При помещении инородного атома в решетку возникающие силы связи между инородным атомом и окружающими его атомами базового металла отличаются по величине от сил связи между атомами базового металла. Это приводит к локальному (т.е. в малом объеме, окружающем инородный атом) изменению модуля упругости. Параметр несоответствия модулей упругости определяют, как = . Энергия дислокации д ~ . Поэтому, если в поле дислокации в некотором объеме изменится , это приведет к изменению энергии дислокации. В зависимости от знака дислокация может или притягиваться, или отталкиваться. Для твердых растворов замещения, а тем более растворов внедрения объемный эффект на порядок больше -эффекта. Поэтому -эффект необходимо учитывать лишь для винтовых дислокаций или в случае когда параметр несоответствия по размерам мал. В результате взаимодействия с одиночными атомами примеси или легирующего элемента дислокация может изменять свою конфигурацию. В случае сильного взаимодействия наблюдается достаточно сильное искривление дислокации (рис. 2.1а). а б Рис 2.1. Изгиб дислокации при сильном взаимодействии «дислокация –примесь» (а) и при более слабом взаимодействии (б). Атомы примеси обозначены кружочками С другой стороны, искривлению дислокации препятствует ряд факторов: - увеличение длины дислокации при искривлении приводит к росту её энергии; - изгибу дислокации препятствует её линейное натяжение. Поэтому реальное искривление дислокации схематически изображено на рис. 2.1б. Следует отметить, что задача об искривлении дислокации в общем виде. Увеличение сил трения при образовании твердых растворов может вызывать прирост всех характеристик сопротивления пластической деформации, начиная от предела упругости и кончая истинным сопротивлением разрыву. Силы трения при движении дислокаций в твердых растворах замещения Движение дислокаций в искаженной инородными атомами решетке затруднено по сравнению с чистыми металлами. В результате дополнительно к силе Пайерлса-Набарро возникает сила трения за счет торможения дислокаций атомами растворенных легирующих элементов и примесей. Теория Мотта–Набарро. Согласно этой теории атомы растворенного элемента вызывают появление локальных внутренних напряжений, создающие препятствия на пути движущихся дислокаций. Величина этих искажений зависит только от разности размеров атомов растворителя и легирующего элемента, т.е. параметра несоответствия по размерам . Схема взаимодействия дислокации с растворенными атомами в разбавленном твердом растворе (C<<1), показано на рис. 2.2. Атомы показаны точками, их поля напряжений – кружочками. Рис. 2.2. Схема взаимодействия дислокаций с растворенными атомами по Мотту– Набарро Под действием приложенного напряжения дислокация прогибается. При некотором достаточно малом прогибе происходит её отрыв от атома А. В общем виде критическое напряжения отрыва дислокации равно = , где – сила взаимодействия дислокации с атомами легирующего элемента; – вектор Бюргерса; – среднее расстояние между точками закрепления дислокации. Величина – обратно пропорциональна атомной концентрации легирующего элемента в твердом растворе C. Сила взаимодействия пропорциональна параметру несоответствия по размерам , тогда ≈ (в коэффициент входят параметры, определяющие свойства матрицы, и усредненные координаты поля напряжений). После ряда допущений было получено выражение для критического напряжения течения легированного твердого раствора: = 2,5 , где – концентрация легирующего элемента в твердом растворе. Получено удовлетворительное соотношение расчетов по этому уравнению и эксперимента на двойных сплавах Fe–Ni, Fe–Al, Fe–Co, Fe–V, Fe–Si. Для сталей, являющимися многокомпонентными сплавами на основе железа, уравнение Мотта–Набарро не дает приемлемого совпадения результатов расчетов с экспериментом. Упрочнение легированного феррита Легированный феррит в стали представляет собой многокомпонентный твердый раствор примесей и легирующих элементов в -железе. Легированный феррит является основной структурной составляющей в конструкционных сталях. Поэтому его свойства во многом определяют свойства этих сталей. Количественная оценка упрочнения железа (феррита) при легировании производится в предположении аддитивности вкладов в упрочнение отдельных легирующих элементов. Эмпирически установлено, что при одновременном легировании -железа атомами нескольких легирующих элементов их влияние на упрочнение может быть просуммировано: ∆ ф т.р =∑ , где – коэффициент упрочнения феррита, представляющий собой прирост предела текучести при растворении в нем 1% (по массе) i-го легирующего элемента; ф – концентрация (в % по массе) i-го легирующего элемента, растворенного в феррите. Таблица – Значения коэффициентов упрочнения феррита растворенными в нем легирующими элементами Элемент , МПа/% С, N P Si Ti Al Cu Mn Cr Ni Mo V 4670 690 86 82 60 39 33 30 11 31 3 Из таблицы следует, что атомы внедрения на два порядка сильнее упрочняют феррит, чем атомы замещения. Отмеченное влияние различных легирующих элементов на упрочнение феррита характеризуется также данными на рис. 2.3, на котором представлено влияние концентрации элементов замещения на свойства железа высокой частоты. Эти данные также показывают, что в области малых концентраций наибольшая упрочняющие влияние оказывают фосфор, тогда как хром, находящийся в феррите, в наименьшей степени упрочняет железо. Рис. 2.3 Зависимость предела текучести железа от содержания легирующих элементов замещения Упрочнение при образовании примесных атмосфер на дислокациях Второй механизм растворного упрочнения – образование примесных атмосфер на дислокациях. При образовании атмосфер Коттрелла упрочнение наблюдается лишь на начальных стадиях пластической деформации и влияет в основном на пределы упругости и текучести. Но если при растяжении в образце идет динамическое деформационное старение, то механизм закрепления дислокаций примесными атмосферами может работать вплоть до поздних стадий деформации, обуславливая, в частности, прирост предела прочности. В твердых растворах с ГЦК и ГП решетками большое значение имеет закрепление растянутых дислокаций атмосферами Сузуки, возникающими из-за разницы в растворимости легирующего элемента в дефекте упаковки и окружающей его матрице. Если коттрелловские атмосферы «размываются» при относительно низких температурах (часто <0,3 – 0,4 Tпл,), то атмосферы Сузуки сохраняются вплоть до 0,5 – 0,55 Тпл. Они обеспечивают прирост прочностных характеристик в более широком интервале температур испытания. Следует отметить, что эффективная блокировка достаточно большого количества дислокаций за счет образования примесных атмосфер Коттрелла возможна даже при очень низких концентрациях инородных атомов (10-2 – 10-3 % ат.). Атмосферы Сузуки насыщаются при концентрации инородных атомов, равной нескольким атомным процентам. Поэтому влияние блокировки дислокаций проявляется и в сплавах, и в нелегированных металлах технической чистоты. Упрочнение за счет изменения энергии дефектов упаковки Третий механизм растворного упрочнения связан с влиянием легирования на энергию дефектов упаковки. Легирование может существенно сказываться на энергии дефекта упаковки в твердых растворах (обычно снижать ее). Такое снижение может быть очень существенным при больших (не менее нескольких процентов) концентрациях легирующего элемента в твердом растворе. Наблюдающееся в результате этого затруднение поперечного скольжения вносит вклад в прирост прочности, особенно на поздних стадиях деформации. Снижение энергии дефекта упаковки облегчает двойникование. Это имеет важное практическое значение: легирование, способствующее облегчению двойникования, используется как метод повышения пластичности хрупких металлов, в которых деформация скольжением почти не идет. Типичный пример легирования для облегчения двойникования – введение рения в хладноломкие ОЦК металлы (W, Mo, Cr). Легирование растворимыми элементами, снижая энергию дефектов упаковки, увеличивает вероятность динамической рекристаллизации при горячей деформации с соответствующим изменением характера кривых деформации. Общие принципы выбора легирующих элементов для твёрдорастворного упрочнения Итак, легирование металлов растворимыми добавками вызывает упрочнение по целому ряду причин. Механизмы упрочнения разнообразны и часто действуют совместно. В ряде случаев мы еще не можем количественно оценивать вклад отдельных механизмов в общее упрочнение. Вместе с тем можно наметить принципиальные критерии выбора легирующих элементов для получения максимального растворного упрочнения. К таким критериям можно отнести: 1) величину растворимости легирующего элемента в основе (прочностные свойства растут с увеличением легированности); 2) способ растворения атомов добавки – замещение или внедрение (при образовании твердых растворов внедрения эффект упрочнения выше); 3) разницу в атомных размерах добавки и основы (чем больше разница, тем выше упрочнение); 4) разницу в валентностях легирующего элемента и растворителя (чем больше разница, тем выше упрочнение); 5) разницу в упругих константах основы и добавки (чем больше разница, тем выше прирост прочностных характеристик). При создании высокопрочных сплавов легирующие элементы стремятся выбирать таким образом, чтобы максимально использовать все перечисленные критерии. Но осуществить это на практике трудно. Например, создание сильнолегированных твердых растворов внедрения невозможно из-за низкой растворимости элементов внедрения в металлах и высокой хрупкости растворов внедрения. Следует отметить, что вообще сильное растворное упрочнение часто сопровождается снижением характеристик пластичности, поскольку существенное ограничение подвижности дислокаций должно вызывать уменьшение производимой ими деформации. Это не значит, что любому растворному упрочнению должно соответствовать снижение пластичности. Достаточно часто, например, при увеличении концентрации цинка в α-латунях, параллельно растут прочность и пластичность твердых растворов. Если растворное упрочнение сопровождается существенным снижением деформационной способности, то характеристики предельной прочности (σв, Sв, Sk) могут снижаться. Поэтому в общем случае их зависимость от концентрации твердого раствора должна описываться кривой с максимумом: сначала, пока характеристики пластичности не сильно снизились, увеличение легированности будет вызывать рост всех прочностных свойств, но когда пластичность упадет сильно, характеристики предельной прочности тоже будут снижаться с увеличением концентрации твердого раствора. ДИСПЕРСИОННОЕ УПРОЧНЕНИЕ Дисперсионное упрочнение - это уточнение вследствие образования в матрице дисперсных избыточных фаз. Частицы избыточных фаз являются эффективными барьерами для скользящих в матрице дислокаций и могут создавать прирост прочности сплава вплоть до температуры солидуса сплава и на всех стадиях деформации. Различают два вида упрочнения: дисперсионное и дисперсное. Дисперсионное упрочнение или твердение достигается при старении (отпуске) в результате распада, образовавшегося после закали пересыщенного твердого раствора. Сплавы в которых протекает дисперсионное упрочнение называют дисперсионно-упрочненными или стареющими. Например, дуралюмины, бериллиевые бронзы. В дисперсионно-упрочненном сплаве дисперсные частицы (выделения) образуются из матрицы. На начальной стадии распада пересыщенного твердого раствора границы между решетками матрицы и выделения когерентные. По мере развития процесса распада границы становятся полукогерентными, а затем некогерентными. При повышении температуры выделение может вновь растворится в твердом растворе. Дисперсное упрочнение достигается путем искусственного введения в сплав на одной из стадий его получения дисперсных упрочняющих фаз. Сплавы с дисперсным упрочнением называют дисперсно-упрочненными или композиционными материалами. Чаще всего дисперсное упрочнение реализуется в порошковой металлургии. К металлу-основе в виде порошка добавляют порошок заранее приготовленной фазы-упрочнителя невзаимодействующего с матрицей (например, ThO2 к вольфраму). Порошок прессуют, затем спекают и получают материал структура которого состоит из зерен матрицы с равномерно распределёнными в ней включениями упрочняющей фазы. В дисперсно-упрочненном сплаве частицы дисперсных фаз некогерентны с матрицей. При нагреве дисперсная фаза обычно не растворяется в матрице вплоть до температуры плавления. Такой тип упрочнения имеет особое значение для жаропрочных сплавов. Упрочнение когерентными частицами. Механизм Мотта-Набарро При когерентности выделения с матрицей определенные плоскости и направления кристаллической решетки матрицы находят плавное продолжение в решетке выделения. Если выделения дисперсны, близко расположены друг от друга и когерентны матрице, то дислокации могут проходить через них происходит перерезание частиц (см. рис. 2.4.) Рис. 2.4. Схема перерезания частиц дислокацией Согласно механизму Мотту-Набарро когерентные выделения создают вокруг себя поля упругих напряжений, тормозящие движения дислокаций. Упругие напряжения возникают вследствие различия средних объемов атомов материала матрицы и выделения. Если принять, что атомный объем материала матрицы равен единице, то атомный объем материал выделения будет равен (1 + ) , где – параметр несоответствия по размерам. В этом случае согласно теории упругости параметр вынужденной деформации (или общий параметр несоответствия) будет равен = ( ) , (2.1) где – модуль нормальной упругости выделения; - модуль объемной упругости выделения; – коэффициент Пуассона матрицы. В соответствии с теорией упругости сдвиговая деформация расстоянии  от центра частицы радиусом r равна = , при ≫ на (2.2) Если равно половине расстояния между частицами, а число частиц в единицу объема , то = Тогда из уравнений (2.2) и (2.3) получим (2.3) =8 (2.4) = (2.5) Объемная доля сферических частиц в единице объема сплава равна Отсюда = (2.6) =2 (2.7) Подставляя полученное значение в уравнение (4) получим окончательное выражение для сдвиговой деформации в поле упругих напряжений вокруг частиц Используя закон Гука прирост напряжения течения за счет дисперсных частиц определим как где м – модуль сдвига матрицы. ∆ д.у = (2.8) м Тогда с учетом (7) прирост напряжения течения равен ∆ д.у =2 м , (2.9) а для случая растяжения с учетом ориентационного множителя получим ∆ д.у =2 м (2.10) Выражения (9) и (10) представляют собой уравнения Мотта-Набарро для определения дисперсионного упрочнения сплава когерентными частицами. Ка видно, упрочнение по Мотту-Набарро определяется только количеством упрочняющей фазы и степенью ее несоответствия материалу матрицы. Упрочнение некогерентными частицами. Механизм Орована Некогерентные частицы образуются на более поздних стадиях распада твердого раствора, чем когерентные, либо присутствуют в дисперсноупрочненных сплавах. Упрочнение в этом случае описывается механизмом Орована. Согласно Оровану дислокации при движении удерживаются на частицах до тех пор, пока прилагаемое напряжение не станет достаточным для того, чтобы линия дислокации изогнулась и прошла между частицами. При этом вокруг частиц остается дислокационная петля. Отдельные стадии этого процесса представлены на рис. 2.5. Рис. 2.5. Схема огибания частиц дислокацией по механизму Орована Для реализации этого механизма нужно, чтобы расстояние между частицами  было значительно больше их диаметра D, а модуль сдвига частиц был заметно выше модуля сдвига матрицы. Из теории дислокаций известно, что для изгиба дислокации в дугу радиусом требуется приложить напряжение где – коэффициент; ∆ = – модуль сдвига; , - вектор Бюргерса дислокации. Минимальный радиус изгиба дислокации между расположенными на расстоянии = частицами равен 2 . Тогда прирост напряжения течения для прохождения дислокации между частицами равен ∆ д.у = . При растягивающих напряжениях прирост напряжения составит где ∆ – ориентационный фактор; д.у = ,  0,5. Данная формула была предложена Орованом при разработке рассматриваемого механизма упрочнения. Более точные расчеты дают зависимость: ∆ д.у = 0,85 ln , где 0,85 – статистический коэффициент, связывающий прирост напряжения при произвольном расположении частиц с напряжением, определенным по среднему расстоянию между частицами ; Φ – коэффициент, характеризующий тип взаимодействующих с частицей дислокаций. Для винтовой дислокации Φ=1, для краевой дислокации Φ =1/(1), для смешанной дислокации Φ обычно берется как среднее из величин для краевой и винтовой дислокаций. При расчете упрочнения стали обычно принимают =0,33 и тогда Φ=1,25. Анализ полученных уравнений показывает, что для конкретного сплава дисперсионное упрочнение зависит лишь от расстояния между некогерентными частицами . Вместе с тем расстояние между частицами и средний размер частиц D однозначно связаны с объемной долей частиц f: = . Поэтому для конкретного сплава уравнение Орована может быть вычислено через параметры или D и f. В настоящее время имеется большое число исследований, в которых показана правомерность применения механизма Орована для количественной оценки дисперсного упрочнения различных сталей и сплавов. Расхождение расчетных и экспериментальных значений обычно не превышает 10-20%. Другие известные механизмы упрочнения некогерентными частицами базируются на механизме Орована и представляют собой по сути его уточнения и видоизменения. Упрочнение, вносимое перлитом В низкоуглеродистых конструкционных сталях с феррито-перлитной структурой (С<0,2–0,3%) при приложении нагрузки деформация начинает развиваться в феррите, а перлитные колонии являются «барьерами» для такой деформации. С этой точки зрения феррито-перлитная структура может быть уподоблена структуре дисперсионно-упрочненной стали. Поэтому вклад перлитной составляющей ∆ п в предел текучести учитывается дополнительно к вкладу компоненты ∆ д.у Количество перлитной составляющей, ее дисперсность, межпластинчатое расстояние и т. п. зависят от состава стали, устойчивости переохлажденного аустенита, скорости охлаждения, сечения проката и т. д. Вместе с тем, все эти параметры определяют механические свойства стали, в том числе предел текучести стали. Во многих работах вклад перлитной составляющей в предел текучести стали с ферритной основой определяют путем умножения эмпирического коэффициента на долю перлита стали. Значения этого коэффициента, по данным различных работ, находятся в пределах 2,3–2,5 МПа % . С учетом сказанного упрочнение за счет перлита следует определять по формуле ∆ п = 2,4 п где п – объемная доля перлитной составляющей, %. В феррито-перлитных сталях с большим содержанием углерода, а следовательно, и большей объемной долей перлита, перлит начинает деформироваться уже на начальных стадиях деформации. Поэтому в этом случае прочность феррита и перлита суммируется с учетом их объемной доли т = ф т ф + п т п Общие принципы выбора упрочнения дисперсными частицами Частицы избыточных фаз могут обеспечить прирост прочности вплоть до температуры солидуса сплава. Но не все частицы вызывают упрочнение, а если оно и наблюдается, то изменяется в широких пределах. Прирост прочности за счет частиц избыточных фаз зависит в первую очередь от свойств и структуры этих фаз, их связи со структурой матрицы, формы и размера частиц и расстояния между ними, характера распределения частиц в матрице. В общем случае наибольшего упрочнения сплава можно ожидать в тех случаях, когда вторая фаза дисперсна, равномерно распределена в объеме сплава, а расстояние между ее частицами мало. Из рассмотренного следует, что дисперсионное упрочнение может быть обусловлено как обходом, так и перерезанием частиц дислокациями. При одном и том же количестве выделившихся их твердого раствора избыточных атомов (объемной доле выделений второй фазы) упрочнение при перерезании всегда значительно эффективней повышает предел текучести, чем при огибании. Однако вязкость и пластичность материала при огибании частиц существенно выше. Для достижения наиболее высокой конструктивной прочности необходимо применять режимы старения (отпуска), обеспечивающие оптимальное сочетание упрочнения и пластичности сплава. Увеличение количества дисперсных частиц второй фазы однозначно повышает все характеристики сопротивления малым деформациям. Однако параллельно этому происходит снижение показателей пластичности. В результате зависимость характеристик предельной прочности от количества дисперсных частиц должна описываться кривой с максимумом. Однако некоторых случаях возможно и повышение пластичности при введении дозированного количества частиц определенной формы, благодаря уменьшению длины зародышевых трещин. Частицы избыточных фаз содержатся в структуре многих сплавов, не подвергающихся дисперсионному или дисперсному упрочнению. Они могут образовываться при кристаллизации, выделяться или видоизменяться в процессе деформации, отжига и т.д. Такие частицы по размерам и расстоянию между ними обычно на порядки больше, чем те, которые обеспечивают максимальное упрочнение. Двух- и многофазные сплавы с такими частицами рассматриваются как механические смеси, свойства которых аддитивно складываются из свойств отдельных фаз, составляющих данную смесь. Строго говоря, правило аддитивности должно выполняться только в том случае, если в процессе испытания все фазы принимают одинаковое участие в деформации образца. В реальных сплавах свойства разных фаз обычно существенно различаются. Если, например, основная фаза относительно мягка и пластична, а избыточная – тверда и хрупка, то деформация образца осуществляется в основном в результате деформации матрицы, правило аддитивности не выполняется, хотя, конечно, с увеличением объемной доли твердой фазы прочностные свойства сплава растут, а пластичность падает. Большое значение имеет характер распределения крупных частиц избыточных фаз в гетерофазных сплавах. Если они хрупки и располагаются в виде сплошных цепочек по границам зерен, то сплав имеет низкие пластичность (δ и ψ близки к нулю) и прочность. Если же они равномерно распределены по объему сплава в виде компактных включений, то механические свойства выше. УПРОЧНЕНИЕ В РЕЗУЛЬТАТЕ ОБРАЗОВАНИЯ МАРТЕНСИТА Закалка на мартенсит - классический способ упрочнения сталей и сплавов. Структура и свойства мартенситных фаз в разных металлических системах различны - различно и влияние, оказываемое ими на механические свойства сплавов. Например, в железоуглеродистых сплавах происходит резкое повышение сопротивления пластической деформации с одновременным снижением пластичности. В сплавах железа с 20 % Мn при образовании -мартенсита наблюдается относительно небольшое упрочнение с сохранением высокой пластичности. Аустенит может превращаться в мартенсит и при нагружении, что, как правило, сопровождается существенным упрочнением сплавов. Этот эффект используется как для повышения прочностных свойств сплавов путем предварительной деформации, так и для упрочнения их в процессе эксплуатации (нестабильные самоупрочняющиеся аустенитные стали). Мартенсит железоуглеродистых сплавов и его сопротивление пластической деформации При исследовании структуры железоуглеродистых сплавов установлено два основных морфологических типа мартенсита. В зависимости от состава сплава, температуры превращения и ряда физических факторов, при которых протекает превращение, образуется либо реечный, либо пластинчатый мартенсит. В литературе встречаются и другие названия этих мартенситов. Реечный мартенсит часто именуют пакетным, массивным, дислокационным, высокотемпературным. Пластинчатый мартенсит иначе называют игольчатым, двойникованным, низкотемпературным, высоколегированным. Каждый из отмеченных типов мартенсита отличается кристаллографией превращения, взаимным расположением кристаллов и субструктурой. Габитусной плоскостью реечного мартенсита является плоскость {111}. Иногда габитусная плоскость может иметь непростые индексы, например. {543} или {557} , что наблюдается в стали с 0,03–0,3% С и близко к {111}. Для пластинчатого мартенсита характерными плоскостями габитуса являются {522} и {925} в системе Fe - С и плоскость типа (310 15} в сплавах Fe - Ni - С. Важной в практическом отношении особенностью мартенсита железоуглеродистых сплавов является его высокое сопротивление пластической деформации. Причины. Вследствие бездиффузионного характера мартенситного превращения кристаллы мартенсита представляют собой пересыщенный твердый раствор внедрения углерода в -железе. Атомы углерода вызывают в о. ц. к. решетке железа тетрагональные искажения. При взаимодействии полей напряжений вокруг атомов углерода с полями напряжений дислокаций повышается сопротивление пластической деформации. Поэтому напряжение течения мартенсита растет с повышением в нем концентрации углерода, согласно расчетам по различным моделям, или линейно или пропорционально √%C. Так, Роберте и Оуэн показали, что зависимость предела текучести закаленной углеродистой стали при –196 С от концентрации углерода имеет вид т = 470 + 1330 √%C Другим механизмом упрочняющего влияния углерода является образование атмосфер Коттрелла на дислокациях. Это может происходить как во время закалки так и при последующем вылеживании при комнатной температуре в течение нескольких часов. Установлено, что предел текучести свежезакалённого мартенсита в сплавах Fe-Ni-С с 20–30 % Ni и 0,02–0,40% С на 50–200 МПа меньше, чем предел текучести мартенсита, выдержанного в течение 3 ч при 0°С. Диффузионное перераспределение углерода во время охлаждения при закалке может в некоторых случаях привести к выделению из мартенсита дисперсных карбидных частиц, вносящих определенный вклад в упрочнение. В низкоуглеродистых сталях с высокой точкой МH>300°C в процессе закалочного охлаждения создаются благоприятные условия для частичного распада мартенсита с образованием карбидов, т. е. для самоотпуска. На серии сплавов Fe-С и Fe-Ni-С с 0,02–1,05% С установлено, что упрочнение от распада мартенсита во время закалки сравнимо с вкладом от углерода, находящегося в твердом растворе. Закономерная кристаллоориентационная связь между аустенитом и мартенситом обусловливает наличие определенной роли исходного аустенитного зерна в формировании структуры закаленной стали. Так в стали с 0,4 % С измельчение зерна аустенита с 8-го до 14–15 номера приводит после закалки к повышению предела текучести и временного сопротивления разрыву на 250 – 300 МПа. Это связано с тем, что при мелком зерне аустенита происходит измельчение кристаллов мартенсита. Установлено, что размер пакетов в реечном мартенсите хорошо коррелирует с размером аустенитного зерна. В ряде работ установлена подобная соотношению Холла-Петча зависимость прочностных характеристик от величины мартенситного пакета и ширины реек, которые многими исследователями считаются основными структурными единицами закаленной стали. В высокоуглеродистом пластинчатом мартенсите важным структурным элементом являются индивидуальные кристаллы, размеры которых во многом определяют прочность такого мартенсита. Большой вклад в прочность мартенсита вносит и внутренняя субструктура мартенситных кристаллов. Мартенсит характеризуется повышенной плотностью дислокаций и двойниковых прослоек. Плотность дислокаций в мартенсите обычно того же порядка, что и в холоднодеформированном металле, и составляет 1010–1012 см-2. Наличие большого количества барьеров для движения дислокаций в виде границ кристаллов, двойников и дислокационных сплетений является важнейшей причиной высокой прочности мартенсита. О величине эффекта можно судить по упрочнению, вызываемому образованием мартенсита в чистом железе и безуглеродистых сплавах. Так, по сравнению с обычной полиэдрической -фазой в отожженном состоянии твердость железа в результате мартенситного превращения возрастает с 60–80 до 200–250 HV, а временное сопротивление - с 200–300 до 900–1000. Таким образом, можно выделить следующие причины упрочнения углеродистых сталей при закалке на мартенсит: сильного а) образование пересыщенного углеродом -раствора; б) наличие большого числа различного рода границ и субграниц; в) высокая плотность дислокаций и двойниковых прослоек; г) образование на дислокациях атмосфер из атомов углерода; д) выделение дисперсных карбидов при самоотпуске мартенсита. Следует отметить, что стали непосредственно после закалки, как правило, не используются из-за их очень низкого сопротивления хрупкому разрушению. Особенно это касается сталей с пластинчатым мартенситом, имеющим повышенную склонность к образованию микротрещин уже при закалке, что непосредственно связано с повышенным содержанием углерода, а следовательно, с низкой подвижностью дислокаций в таком мартенсите. Тем не менее, структура и свойства стали в закаленном состоянии чрезвычайно важны, поскольку они в значительной степени предопределяют структуру и свойства после отпуска. ОЦЕНКА ПРОЧНОСТИ СПЛАВА ПО ПАРАМЕТРАМ СТРУКТУРЫ Одной из главных задач металловедения является установление количественной связи между структурой и свойствами сплава. Знание рассмотренных механизмов упрочнения позволяет провести количественную оценку прочности сплава и вклада в неё отдельных механизмов. Следует отметить, что подобные расчеты носят оценочный характер, так как в теории механизмов упрочнения имеется множество допущений и упрощений. Исходной информацией для количественной оценки прочности сплава служат данные о его химическом составе, распределении элементов между фазами и количественные параметры структуры: размер зерна; соотношение фаз, их размер, распределение; плотность дислокаций и т.д. Суперпозиция механизмов упрочнения Суммарный эффект от совместного воздействия нескольких механизмов упрочнения определяют по принципу линейной аддитивности. В уравнении Холла-Петча т = з = + заложена линейная аддитивность между внутризеренным упрочнением зернограничным упрочнением Δ и . В свою очередь внутризёренное упрочнение данного сплава можно представить также состоящим из нескольких слагаемых, каждое из которых обусловливает, вклад в него того или иного механизма упрочнения. Следовательно, влияние отдельных механизмов упрочнения аддитивно, т.е. может быть просуммировано: т = где n – число действующих в сплаве j-ых механизмов упрочнения. Принцип аддитивности механизмов к настоящему времени подтвержден на многих сталях и сплавах различными исследователями. Как было рассмотрено в различных сталях и сплавах действуют следующие главные механизмы упрочнения: – сопротивление решетки металла движению свободных дислокаций (напряжение трения решетки или напряжение Пайерлса–Набарро) – упрочнение твердого раствора растворенными в нём легирующими элементами и примесями (твердорастворное упрочнение); т.р – упрочнение, обусловленное сопротивлением скользящей дислокации другим дислокациям в кристалле (дислокационное упрочнение); д – упрочнение, вызванное образованием дисперсных частиц второй фазы при распаде пересыщенного твердого раствора (дисперсионное упрочнение); д.у з– упрочнение границами зерен и субзерен (зернограничное упрочнение). В различных сталях и сплавах вклад отмеченных механизмов упрочнения в предел текучести будет различным. Кроме того, каждый из главных механизмов может воздействовать по разным причинам. Так, твердорастворное упрочнение в -железе в основном обусловлено блокированием дислокаций атмосферами из атомов внедрения, тогда как в легированных феррите и аустените упрочнение происходит за счет создания локальных внутренних напряжений при замещении атомов железа атомами легирующего элемента с другими размерами и свойствами. Дислокационное упрочнение в одних сталях в основном может быть обусловлено дислокациями леса, а в других – дефектами упаковки, барьерами Ломер–Коттрелла и др. Дисперсионное упрочнение вызывается как когерентными, так и некогерентными выделениями, и эффективность упрочнения в этих случаях существенно отличается. Зернограничное упрочнение в отдельных сплавах различное из-за различной разориентировки границ, различного их строения, т.е. из-за барьерного воздействия на торможение дислокаций; в ряде сплавов возможно образование полигональных границ и проявление эффекта субструктурного упрочнения. Таким образом, при анализе указанных механизмов применительно к конкретной группе сталей необходимо уточнить действующие факторы каждого из главных механизмов упрочнения. В соответствии с принципом линейной аддитивности предел текучести поликристаллического сплава составит т = + т.р + д + д.у + п + з (2.11) В настоящее время накоплен большой материал, позволяющий правильно выбрать исходные данные и провести расчет упрочнения в феррито-перлитных сталях, сплавах на никелевой и железоникелевой основах, аустенитных высоколегированных сталях и некоторых других. Анализ применимости механизмов упрочнения к феррито-перлитным сталям Рассмотрим главные механизмы упрочнения применительно к ферритоперлитным сталям. Напряжение трения решетки чистого от примесей феррита (напряжение Пайерлса-Набарро) может быть рассчитано по формуле: = 2 2 exp − 1− 1− где – модуль упругости при сдвиге; - коэффициент Пуассона; – расстояние между соседними атомными плоскостями, в которых происходит скольжение; – межатомное расстояние в направлении скольжения. Приняв для железа = 84000 МПа, = 0,33,  получим  21 МПа. Твердорастворное упрочнение легированного феррита, обусловленное разницей атомных диаметров и разницей модулей упругости феррита и растворенных легирующих элементов может быть рассчитан по формуле ∆ т.р =∑ ф , где – коэффициент упрочнения феррита, представляющий собой прирост предела текучести при растворении в нем 1% (по массе) i-го легирующего элемента; ф – концентрация (в % по массе) i-го легирующего элемента, растворенного в феррите. Сложности, возникающие при использовании уравнения для расчета ∆ – определение концентрации растворенного в феррите элемента значения ф ф т.р , так как могут существенно отличаться от концентрации соответствующих элементов в стали. Дело в том, что легирующий элемент может быть лишь частично растворен в твердом растворе, а частично связан в карбидную, нитридную или интерметаллидную фазу. На практике при расчете ∆ т.р феррито-перлитных сталей поступают следующим образом. Принимают, что некарбидобразующие элементы Si, Ni, P целиком растворены в феррите. Cu и S слабо растворимы в феррите и образуют самостоятельные фазы. Сильные карбидообразователи Ti, Nb, V практически полностью связаны в специальные карбиды. Более слабые карбидообразователи, частично входят в состав карбидной фазы, а частично растворены в феррите. В низколегированных сталях с невысокой концентрацией Mo и Cr c учетом малых значений коэффициентов упрочнения этих элементов их влиянием на прочность феррита пренебрегают. Слабый карбидообразователь Mn самостоятельных карбидов не образует и фактически полностью растворен в феррите. Нитридообразователь Al обычно полностью связан в нитриды и неметаллические включения. Как показывают опытные данные в феррите горячекатаных или нормализованных сталей обычно растворено 0,002% (C+N). Таким образом, основными легирующими элементами, определяющими твёрдорастворное упрочнение низколегированных феррито–перлитных сталей являются Mn, Si, Ni, P и частично (C+N). Дислокационное упрочнение, обусловленное взаимодействием, определяют по формуле Δ д = междислокационным , где – коэффициент, зависящий от характера распределения и взаимодействия дислокаций; – усредненный ориентационный фактор для поликристалла. Для сталей с ферритной основой 0,5); модуль сдвига = 84 000 МПа; = 0,1–0,3; = 0,25 нм. = 2,75 (произведение Значения Δ д становятся существенными при > 1010 см-2 (Δ д > 100 МПа), т.е. когда сталь заметно наклёпана в результате закалки или холодной деформации. В феррито-перлитных горячекатаных или нормализованных сталей значения =108–109 см-2. При этом Δ д = 10–30 МПа, т.е. относительно невелико. Дисперсионное упрочнение. В горячекатаных и нормализованных сталях с феррито-перлитной структурой или в сталях после закалки и высокого отпуска с сорбитной структурой дисперсионное упрочнение достигается за счет карбидов, нитридов и карбонитридов, распределенных в феррите. Их объёмная доля обычно менее 1%, межчастичное расстояние намного больше размера самих частиц, модуль сдвига частиц в 2-3 раза больше модуля сдвига матрицы (феррита). Поэтому дислокации огибают эти частицы и дисперсионное упрочнение рассчитывают по уравнению Орована: ∆ д.у = 0,85 ln 2 2 Для сталей с ферритной основой M=2,75; G=84000 МПа; b = 0,25 нм; Φ=1,25. Тогда уравнение Орована примет следующий упрощенный вид: ∆ д.у = ,  ln(2 ), (МПа при в нм). Вклад в предел текучести перлитной составляющей ∆ п учитывается дополнительно к вкладу компоненты ∆ д.у и рассчитывается по формуле: ∆ где п – объемная доля перлита, %. п = 2,4 п Зернограничное упрочнение. Собственно зернограничное упрочнение, т. е, повышение прочности за счет границ зерен, являющихся барьерами для продвижения дислокаций из одного зерна в другое, характеризуется вторым членом уравнения Холла—Петча (94): Δ з = . При этом имеется в виду, что разориентировка между зернами большеугловая. По литературным данным значения коэффициента для феррито-перлитных сталей находятся в пределах 0,57–0,73 МПа√м. Для малоуглеродистых ферритоперлитных сталей чаще всего принимают, что =0,63 МПа√м (2,0 кг/мм3/2). Повышение размера действительного зерна является эффективным способом повышения прочности конструкционных сталей и, как будет отмечено далее, при упрочнении за счет этого механизма одновременно уменьшается склонность сталей к хрупким разрушениям. При = 0,6 МПа√м размер зерна феррита d 100 мкм обеспечивает Δ з =60 МПа, d 10 мкм – Δ з =200 МПа, а сверхмелкое зерно (d<10 мкм), например, d 1 мкм – Δ з 500 МПа. Существует мнение, что при сверхмелком зерне показатель степени в формуле Холла – Петча находится в пределах (–1/2) – (–1), т.е. при таком сверхмелком зерне эффективность упрочнения снижается. При определенной обработке стали (например, термомеханической) внутри зерна может образовываться совершенная субзеренная структура, в результате чего внутри кристаллов, ограниченных большеугловыми границами, образуются субзерна, разделенные малоугловыми границами. Образование субзерен может привести к дополнительному упрочнению, которое определяют по формуле: Δ с= (2.12) где значение показателя степени находится в пределах 1/2≤m≤1. Пределы изменения m зависят от степени совершенства субструктуры, строения и разориентировки субзеренных границ. В настоящее время невозможно установить точное значение m для данного материала без проведения специальных исследований; то же относится и к коэффициенту kc. Приведет ли образование малоугловых субграниц внутри кристалла с большеугловыми границами к дополнительному упрочнению сплава? Для всех материалов однозначно ответить на этот вопрос нельзя. На основе ряда литературных данных и исследований авторов можно сделать следующие обобщения. 1. При несовершенной субзеренной структуре и отсутствии четкой разориентировки между отдельными субзернами вклад ее в упрочнение сплава, по-видимому, может быть учтен компонентой деформационного упрочнения Δ д за счет общего увеличения плотности дислокаций. 2. При совершенной субзеренной структуре и наличии значительной разориентировки между субзернами вклад субзеренной границ в упрочнение учитывается как зернограничный; при этом предполагается, что зерно как бы разбилось на множество мелких зерен, т. е. резко уменьшился диаметр зерна. 3. В остальных случаях необходимо установить экспериментальные значения коэффициентов m и kc в формуле (2.12) и в зависимости от соотношения компонент Δ с и Δ з в суммарном упрочнении учитывать только наибольшую компоненту; вторая компонента в общем упрочнении не учитывается. Например, после изоформинга малоуглеродистой феррито-перлитной стали 09Г2Б образуется субструктура с четкими субграницами. Субзеренное и зернограничное упрочнения примерно равны (130 МПа и 120 МПа соответственно) и при расчете предела текучести этой стали учтено лишь субструктурное упрочнение. Количественная оценка предела текучести и компонент упрочнения Расчеты предела текучести по данной методике были выполнены для ряда низколегированных феррито-перлитных сталей (14Г, 09Г2, 15ГФ, 16Г2АФ, 20ГФБ, 09Г2Б и др.) в нормализованном, горячекатаном состоянии и после изоморфинга. Установлено, что используя принцип линейной аддитивности упрочнения по отдельным компонентам можно достаточно точно проводить оценку величины предела текучести стали. Отметим, что подобные расчеты необходимы не столько для количественной оценки предела текучести стали по ее химическому составу и структуре, сколько для выявления вклада каждого механизма упрочнения в общее упрочнение стали и прогнозирования сбалансированных механизмов упрочнения. Доля отдельных компонентов упрочнения в пределе текучести следующая: № Наименование компоненты упрочнения 1 2 3 4 5 6 Напряжение Пайерлса-Набарро 0 Дислокационное упрочнение д Зернограничное упрочнение з Упрочнение, вносимое перлитом п Твердорастворное упрочнение феррита т.р Дисперсионное упрочнение д.у Доля в общем упрочнении,% 5-10 3-5 30-40 5-15 25-40 20-25 Основными факторами упрочнения являются: легирование феррита (25–40%), зернограничное упрочнение (30–40%) и упрочнение дисперсными частицами (20–25%). Все другие компоненты (напряжение трения решетки, перлитная составляющая структуры, плотность дислокаций) не вносят столь существенного вклада в предел текучести малоуглеродистой стали; их доля, как правило, не превышает в сумме 20 %. КОЛИЧЕСТВЕННАЯ ОЦЕНКА ИЗМЕНЕНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ ФЕРРИТО-ПЕРЛИТНОЙ СТАЛИ ВЛИЯНИЯ УПРОЧНЕНИЯ НА ВЯЗКО-ХРУПКОГО ПЕРЕХОДА Повышение пределов текучести и прочности сталей обычно приводит к снижению вязкости, уменьшению работы развития трещины, повышению порога хладноломкости, т. е. увеличению склонности к хрупким разрушениям. Температура перехода из вязкого состояния в хрупкое Тхр (порог хладноломкости), соответствующая температуре, при которой в изломе содержится 50 % волокнистой составляющей Т50, является наиболее часто применяемым критерием оценки склонности к хрупким разрушениям малоуглеродистых строительных феррито-перлитных сталей. При грубой оценке влияния упрочнения на хладноломкость обычно считают, что увеличение предела текучести подобных сталей на каждые 15 МПа вызывает повышение температуры перехода на 4°С. Однако, как показывают специальные исследования, повышение температуры перехода при упрочнении, или, как его можно упрощенно назвать, охрупчивание стали, зависит от того, каким из механизмов упрочнения достигнуто повышение предела текучести стали. Другими словами, желательно использовать такие механизмы упрочнения, которые обеспечили бы минимальное повышение температуры перехода на единицу возрастания предела текучести стали. Характеристикой охрупчивающего влияния j-го механизма упрочнения является коэффициент охрупчивания при упрочнении откуда ∆ =∆ = /∆ ∆ т т (2.13) В настоящее время для феррито-перлитных сталей установлено, что все компоненты упрочнения, кроме измельчения зерна, приводят к охрупчиванию (повышению Тхр). Единственным механизмом упрочнения, который наряду с приростом предела текучести приводит к снижению Тхр, является механизм зернограничного упрочнения. Следовательно, для компонент упрочнения т.р , д , и д.у , коэффициент n имеет знак« + », а для з знак «–». Численные значения коэффициента охрупчивания n для каждой компоненты упрочнения различные. Для феррито-перлитных низколегированных сталей на основе специальных экспериментов и путем статистической обработки многочисленных исследований были установлены ориентировочные (сравнительные) значения коэффициента охрупчивания. Эти значения можно изобразить графически в виде «удельных векторов» охрупчивания (рис. 2.11). Рис. 2.6. «Удельные векторы» охрупчивания при различных механизмах упрочнения На каждый 1 МПа прироста ∆σт указано изменение ∆ .Числа у каждого вектора представляют собой значения n (в °С /МПа). По аналогии с уравнением (275) можно оценить относительный вклад различных механизмов упрочнения в изменение температуры перехода: Тхр = Т0 + ∆Тт.р + ∆Тп+ ∆Тд + ∆Тд.у + ∆Тз (2.14) где Т0 – температура перехода, определенная без учета влияния компонент упрочнения. С учетом выражения (2.13) и численных значений коэффициента n (см. рис. 164) уравнение (2.14) для феррито-перлитных сталей примет вид Тхр = Т0 + (0,4–0,6) ∆т.р + 0,9 ∆п+ 0,4 ∆д + 0,3 ∆д.у – 0,7 ∆з (2.15) где ∆j, измеряется в МПа. По уравнению (2.15) невозможно определить абсолютные значения Тхр для данной стали, так как неизвестно значение Т0 на которое влияют другие неучтенные факторы (примеси, неметаллические включения, металлургическое качество и др.). Однако по этому уравнению можно оценить, в каком направлении и ориентировочно насколько достигнутое упрочнение повлияет на изменение температуры перехода. Необходимо еще раз подчеркнуть, что только зернограничное упрочнение позволяет уменьшить склонность стали к хрупкому разрушению. Все остальные компоненты упрочнения увеличивают ее. Только уменьшением размера зерна стали можно компенсировать отрицательное влияние всех других компонент упрочнения на температуру перехода стали из вязкого в хрупкое состояние (порог хладноломкости). Более того сильным измельчением зерна можно «перекрыть» эффект охрупчивания от других компонент упрочнения и достигнуть такого упрочнения, которое сопровождается уменьшением склонности к хрупкому разрушению (повышением хладностойкости). Как следует из рис. 2.6 и уравнения (2.15), наиболее сильное охрупчивание стали достигается при повышении доли перлита в структуре (прежде всего при увеличении содержания углерода в стали). Для твердорастворного упрочнения коэффициент охрупчивания n может колебаться для разных марок в определенных пределах (0,4–0,6) в зависимости от типа и количества легирующих элементов, растворенных в феррите. Значения n =0,4–0,6 являются усредненными. Следует отметить, что твердорастворное упрочнение не является предпочтительным для низколегированных сталей, хотя и вносит существенный вклад в упрочнение стали, так как экономические затраты (стоимость легирования) при этом способе упрочнения весьма высокие. Дисперсионное упрочнение вызывает наименьшее охрупчивание, по сравнению с другими «охрупчивающими» механизмами упрочнения, а, учитывая, что дисперсные частицы обеспечивают получение мелкозернистой стали, для феррито-перлитных сталей его следует считать предпочтительным среди других механизмов. Совместное влияние дисперсионного и зернограничного упрочнения на прирост предела текучести и изменение температуры перехода иллюстрируется схемой для трех марок сталей, приведенной на рис. 2.7. В стали 15ГФ дисперсной упрочняющей фазой является карбид ванадия VC. Он способствует измельчению зерна и изменение ∆т = ∆д.у + ∆з тем больше, чем выше содержание ванадия. Суммарного изменения температуры перехода Тхр = ∆Тд.у – ∆Тз, показанного на рисунке толстой линией, практически не происходит, так как ∆Тд.у  ∆Тз, т. е. охрупчивающее влияние дисперсионного упрочнения компенсируется уменьшением размера зерна. В стали с ниобием 10Г2Б карбид ниобия вызывает заметно большее измельчение зерна и ∆з > ∆д.у. При небольших содержаниях ниобия (0,04–0,06%) дисперсионное упрочнение невелико и его охрупчивающее влияние легко перекрывается зернограничным упрочнением, в результате чего наряду с упрочнением наблюдается существенное понижение температуры перехода. С увеличением содержания ниобия в этой стали возрастает охрупчивающее действие дисперсионного упрочнения и доля компенсирующего влияния зернограничного упрочнения (не изменяющегося далее) уменьшается, поэтому Тхр начинает возрастать, а при 0,10–0,12% Nb становится равной нулю. При таком составе порог хладноломкости для этой стали будет таким же, как и для стали без ниобия. Рис. 2.7. Схема совместного влияния двух взаимозависящих механизмов – дисперсионного и зернограничного упрочнений – на изменение предела текучести и температуры перехода низколегированных феррито-перлитных сталей (М. И. Гольдштейн) Наиболее эффективно действие обоих механизмов проявляется в стали 16Г2АФ с двумя карбонитридными фазами, карбонитридом ванадия V(C, N) и нитридом алюминия A1N (сталь содержит 0,02–0,04 % Al, не указанного в обозначении марки). Благодаря этому зерно измельчается особенно сильно, что приводит наряду с дисперсионным упрочнением к наиболее существенному суммарному упрочнению, так как ∆з >> ∆д.у, то и при всех содержаниях ванадия |∆Тз| >> ∆Тд.у и сталь имеет пониженную температуру перехода Тхр. В этой стали повышением запаса вязкости намного перекрывается охрупчивающее действие упрочнения. Если в приведенном примере указано совместное действие двух взаимозависящих механизмов упрочнения, то в следующем примере иллюстрируется совместное действие всех механизмов упрочнения в ферритоперлитных сталях. На рис. 2.8 приведена «векторная диаграмма» трех марок сталей (15Г, 15ГФ, 16Г2АФ), построенная в координатах ∆Тхр – ∆т. На векторной диаграмме не нанесена компонента ∆0, одинаковая для всех трех сталей. Кроме того на ней отложены не абсолютные значения предела текучести и температуры перехода, а лишь изменения ∆т н Тхр обусловленные отмеченными на диаграмме компонентами (легирование феррита, измельчение зерна). перлитная составляющая, дисперсные частицы, Рис. 2.8. «Векторная» диаграмма влияния отдельных компонентов упрочнения на изменение предела текучести и температуры перехода сталей 15Г, 15ГФ и 16Г2АФ (М.И. Гольдштейн) Во всех сталях действуют механизмы упрочнения ∆т.р и ∆п. Компонента ∆т.р для стали 16Г2АФ больше по величине, чем для сталей 15Г и 15ГФ, из-за более высокого содержания марганца. Компонента ∆т.р для всех сталей одинакова, так как они содержат одно и тоже количество углерода (0,15%). Существенны различия всех сталей по дисперсионному упрочнению: сталь 15Г не содержит кабонитридных фаз и у нее ∆д.у= 0; в стали 15ГФ выделяется VC, а в стали 16Г2АФ – V(C, N) и A1N, поэтому величина ∆д.у у последней заметно больше. По этим же причинам наблюдаются существенные различия в зернограничном упрочнении. «Вектор» зернограничного упрочнения действует противоположным образом (по оси ∆Тхр) по сравнению с «вектором» других механизмов и поэтому он в той или иной степени компенсирует повышение температуры перехода за счет всех остальных механизмов. Так, в стали 15Г из-за крупного зерна (№ 4–5) при невысоком суммарном упрочнении (~230 МПа) охрупчивание, происходящее в результате легирования феррита и наличия перлита, не компенсируется. В стали 15ГФ суммарное упрочнение заметно больше (~320 МПа), но из-за наличия карбидов ванадия больше измельчение зерна (№ 6–7), что позволяет сохранить порог хладноломкости на уровне стали 15Г, несмотря на большее упрочнение. И только в стали 16Г2АФ наблюдается значительное измельчение зерна (№ 9-10), что позволяет при высоком приросте предела текучести стали (~450 МПа) не только скомпенсировать охрупчивающее влияние такого упрочения, но и понизить температуру перехода. Благодаря отмеченному в сталях с карбонитридным упрочнением высокая прочность сочетается с малой склонностью к хрупким разрушениям, т. е. низкой температурой перехода из вязкого состояния в хрупкое. Такие стали обладают наиболее высокой конструктивной прочностью по сравнению с другими строительными феррито-перлитными сталями. На рис. 2.9 приведены статистические данные для сталей трех марок промышленных плавок, характеризующие эффективность их применения. Сталь 16Г2АФ, имеющая наиболее мелкое зерно, обладает наивысшей прочностью и наименьшей температурой перехода из вязкого в хрупкое состояние. В результате применения этой стали в строительстве достигается экономия металла 30—50 % при замене ею углеродистой стали Ст3 и 15–30 % - при замене низколегированных сталей типа 09Г2С и 14Г2. При этом стали с карбонитридным упрочнением обеспечивают надежную эксплуатацию металлоконструкций в районах с низкими климатическими температурами вплоть до –70°С. Рис. 2.9. Зависимость предела текучести и температуры вязко-хрупкого перехода от размера зерна промышленных плавок углеродистой стали В Ст3 низколегированных 09Г2С н 16Г2АФ с карбонитридным упрочнением лабораторной и промышленной плавок (Л.И. Гладштейн)