Файл: Физические основы электротермического упрочнения стали..pdf
ВУЗ: Не указан
Категория: Не указан
Дисциплина: Не указана
Добавлен: 09.04.2024
Просмотров: 248
Скачиваний: 0
и упрочнение, обусловленное размером и объемной долей карбид ных выделений, <тк. Исследование было выполнено на дегазирован
ной в вакууме при плавке |
в ковше среднеуглеродистой стали |
с со |
держанием углерода — |
0,4, серы — 0,006, фосфора — |
0,009, |
хрома — 0,78, никеля — 1,81, молибдена — 0,25, кремния —0,28, меди — 0,12, марганца — 0,62 вес.%. Образцы подвергались термо обработке для получения структуры мартенсита или нижнего бейнита. Нижний бейнит, в частности, был получен в процессе изотер мического превращения (выдержка 100 мин) при 307° С (Мн + +7° С) после аустенизации при 850° С. Образцы со структурой мар тенсита и бейнита отпускались в течение 1 ч в интервале температур
|
|
|
|
Т а б л и ц а |
14 |
||
|
Темпера |
Предел |
Объемная |
Длина, |
Расстоя |
||
|
тура от |
текучести |
плоскости |
ние |
меж |
||
Структура |
доля кар |
||||||
пуска, |
° 0 , 2 , |
бидов р |
скольже |
д у |
карби |
||
|
|||||||
|
°С |
кГ/мм* |
|
ния L , мк |
дами X, |
||
|
|
|
|
|
|
мк |
|
Мартенсит |
315 |
149,7 |
0,066 |
0,363 |
0,0732 |
||
Мартенсит |
425 |
137,1 |
0,065 |
0,396 |
0,0950 |
||
Мартенсит |
540 |
116,0 |
0,065 |
0,490 |
0,1250 |
||
Бейнит, получен |
|
|
|
|
|
|
|
ный при 307° С |
|
142,7 |
0,065 |
0,541 |
0,0658 |
||
Бейнит |
370 |
142,7 |
0,063 |
0,534 |
0,0681 |
||
Бейнит |
425 |
137,1 |
0,064 |
0,589 |
0,0795 |
||
Бейнит |
540 |
111,1 |
0,067 |
0,673 |
0,1207 |
/•
315—540° С и затем подвергались механическим испытаниям и ис
следовались электронномикроскопическим методом (на |
просвет и |
|||
методом |
реплик). Структурный параметр, определяющий |
длину |
||
плоскости скольжения L в отпущенном мартенсите и бейните, сопо |
||||
ставлялся |
со средним (из 100—200 измерений каждой |
структуры) |
||
расстоянием между малоугловыми |
границами реек (игл) и пластин |
|||
феррита. Результаты структурных |
измерений и значения |
предела |
||
текучести |
00,2 исследованных структур приведены в табл. 14. |
|||
Содержание углерода в ферритной матрице почти не изменялось |
||||
в области |
изученных температур отпуска. Сопротивление движению |
|||
дислокаций в феррите а0 оставалось |
поэтому в основном постоян |
ным при всех исследованных режимах термической обработки ста ли. Напряжение Пайерлса — Набарро, которое должно быть невы
соким в феррите |
при комнатной температуре, принималось [449] |
равным 4,2 кГ/мм2. |
Упрочнение за счет твердого раствора углерода |
в железе (С да0,01 %) составляло примерно 14 кГ/мм2 [450]. Твердо- |
растворное упрочнение элементами, образующими твердые раство ры замещения, было оценено [451] для данной стали величиной 16,9 кГ/мм2, и предполагалось, что эта величина в исследованных структурах остается постоянной, т. е. распределение легирующих элементов существенно не изменяется при использованных режимах
15 3-2110
термообработки. Упрочнение дислокациями «леса» и внутренними двойниками (на основании анализа литературных данных и струк турных изменений в феррите на различных стадиях отпуска) при нималось равным примерно 14 кПмм2. Как и в исследованиях 1450, 452], плотность дислокаций в феррите в изученном интервале температур изменялась незначительно (максимальная ошибка оцен
ки не превышает 7 кГ/мм2). |
Учитывалось также упрочнение, которое |
||||||||||||||
происходило при достижении предела текучести <тп,2 |
(увеличение де |
||||||||||||||
|
|
|
|
|
формации от нуля до 0,2%) [453]. Упроч |
||||||||||
|
|
|
|
|
нение, измеренное |
на |
кривых |
напряже |
|||||||
|
|
|
|
|
ние — деформация до деформации |
0,2%, |
|||||||||
|
|
|
|
|
составляло примерно 7 кГ/мм2. |
Рассчи |
|||||||||
|
|
|
|
|
танный |
суммарный |
уровень |
сопротивле |
|||||||
|
|
|
|
|
ния движению дислокаций о0 |
в ферритной |
|||||||||
|
|
|
|
|
составляющей |
оказался |
равным, |
таким |
|||||||
|
|
|
|
|
образом, 56,1 кГ/мм2, |
определенное по |
|||||||||
|
|
|
|
|
экспериментальной |
зависимости |
ав > 2 — |
||||||||
|
|
|
|
|
/ (L) |
|
эмпирическое |
его |
значение — |
||||||
|
|
|
|
|
58,3 |
кГ/мм2. |
|
|
|
|
|
|
|
||
|
|
|
|
|
Экспериментальные данные о зависи |
||||||||||
|
|
|
|
|
мости |
0о,2 |
(L) |
лучше |
согласуются |
||||||
Рис. 147. Зависимость преде |
[448] с моделью Коэна, |
чем |
с |
моделью |
|||||||||||
ла текучести |
а 0 2 |
и его со |
Петча —Стро.— / |
Однако следует признать, |
|||||||||||
ставляющих от температуры |
что эта часть исследования [448] наибо |
||||||||||||||
отпуска в стали с 0,4% |
угле |
лее слабая как из-за отсутствия |
четкости |
||||||||||||
рода [448]: |
|
|
|
|
в определении величины L , так и потому, |
||||||||||
а„ — сопротивление |
д в и ж е н и ю |
||||||||||||||
что вывод о соответствии |
данных |
экспе |
|||||||||||||
дислокаций |
в |
феррите, |
— |
||||||||||||
упрочнение |
за |
счет |
изменения |
римента модели Коэна сделан фактиче |
|||||||||||
эффективной |
длины |
плоскости |
|||||||||||||
с к о л ь ж е н и я |
в |
феррите, |
0 К — |
ски |
на |
основании |
лучшего |
совпадения |
|||||||
упрочнение |
за счет |
дисперсных |
рассчитанного и измеренного значений о0. |
||||||||||||
карбидов; • — мартенсит, О — |
|||||||||||||||
бейнит. |
|
|
|
|
Утверждение о различии |
рассчитанного |
|||||||||
|
|
|
|
|
и экспериментального |
значений коэффи |
циента Ку в уравнении Печта — Стро представляется неубедительным из-за малого диапазона изменений L и, следовательно, большой ошиб ки в определении Ку- Тем не менее при помощи графической обра ботки зависимости сго,2 — / (L) Смиту и Хегеманну [448] удалось вы делить структурно-чувствительную часть aL предела текучести.
Исследование вклада карбидного упрочнения выполнено в рам ках моделей Орована и Анселла — Ленела. Экспериментальные данные соответствовали закону (97) так же, как и результаты Кунитаке [452] по отпущенному мартенситу. Малые значения ой, полу ченные при обработке величины карбидного упрочнения по закону Анселла — Ленела, свидетельствуют в пользу лучшего согласия эксперимента с моделью Орована.
Изменение предела текучести и каждой из названных выше его составляющих (0О, оц и ок ) в зависимости от температуры отпуска показано на рис. 147. Уменьшение предела текучести по мере повы шения температуры отпуска обусловлено огрубением выделений кар-
бидов и увеличением размера субструктурных ячеек в ферритной со ставляющей. Величина упрочнения, вызванного наличием в струк туре дисперсного цементита, вносит существенный вклад в общий уровень прочности отпущенной стали с 0,4% углерода. Однако при столь низком содержании углерода в стали преобладает упрочне ние, вносимое ферритной составляющей (ст0 + aL).
РАЗРУШЕНИЕ МЕТАЛЛОВ
Разрушение металлов — сложное физическое явление, обусловлен ное, как правило, действием не одного, а нескольких механизмов изменения состояния твердого тела в поле внешних сил, и труд ности в изучении этого явления возникают уже при классификации его видов. Наиболее естественны понятия о хрупком и вязком разру шении как о двух возможных вариантах разрушения любых твер дых тел. Хрупкое разрушение всегда рассматривалось как альтер натива процесса пластической деформации или способности твер дого тела к пластической деформации и считалось характерным для хрупких тел. На самом деле все значительно сложнее. Во-первых, нет абсолютно хрупких тел. И алмаз, и стекло, и любое другое хруп кое в обычном понимании тело в определенных условиях поддается пластической деформации, причем значительной. Во-вторых, в по давляющем большинстве случаев хрупкое разрушение сопровож дается определенной пластической (или микропластической) дефор мацией. По крайней мере относительно разрушения металлов из этого правила нет ни одного исключения [355].
В поликристаллических телах различают транскристаллитное
имежзеренное, или интеркристаллитное, разрушения. Транскри сталлитное разрушение можно подразделить на разрушения сколом
исрезом. В металлах с ОЦК решеткой первое из них обычно наблю дается по плоскостям {100}, второе — по плоскостям {110} (наи более часто) и {112}, {123}5 . В практически важных системах эти два вида разрушения наблюдаются также одновременно и можно го ворить лишь о преобладании одного из них.
При построении теории разрушения используются различные идеализированные модели. Модель разрушения абсолютно хрупкого твердого тела, построенная Гриффитсом [454], основана на принципе виртуальных перемещений, в соответствии с которым для соблюде ния равновесия системы требуется, чтобы значение полной энергии было постоянным, независимо от изменений конфигурации системы [455, 456].
5 Гилман [458] |
показал, что если учесть не только ближайшие |
атомы-соседи, |
но и межатомную |
связь во второй координационной сфере (в межатомной связи |
|
в переходных металлах с ОЦК решеткой участвуют атомы первой и |
второй коор |
|
динационных сфер), то поверхностная энергия на плоскостях {100} |
оказывается |
меньшей, чем на плоскостях {110}. Поэтому в металлах с ОЦК решеткой плоскос ти скола {100}, а не {ПО}, хотя плоскостями плотной упаковки являются плос кости {НО}.
15*
Теория |
Гриффитса излагалась |
и обсуждалась во многих рабо |
|
тах [308, 309, |
325, 355, 356, 456, |
457], поэтому рассмотрим лишь |
|
важнейшие |
ее |
положения. Согласно теории Гриффитса, трещина |
после достижения некоторого критического размера С* при растя гивающем напряжении о* начинает расти самопроизвольно, так как уменьшение энергии упругих напряжений в объеме растущей трещины полностью перекрывает энергетические затраты на созда ние поверхностей раздела с удельной поверхностной энергией у п о в .
Для образца в виде плиты, толщина которой мала по сравнению с длиной трещины С* (случай плоско-напряженного состояния), ре шение имеет вид
(108)
Ррован [455] показал, что это уравнение остается справедливым и для описания хрупкого разрушения металлических образцов, не
являющегося абсолютно хрупким и всегда сопровождающегося |
не |
|||
которой пластической деформацией в области трещины. |
При |
та |
||
ком квазихрупком разрушении свободная поверхностная |
энергия |
|||
трещины определяется |
суммой энергии пластической |
деформации |
||
у поверхности трещины |
упов и поверхностной энергии |
уП О в- В со |
ответствии с экспериментальными данными, полученными рентге
новскими методами, в квазихрупких |
сталях у ™ в |
« |
2 • 10е |
эрг/см2 |
1456], в то время как у п о в ж 103 эрг/смъ, т. е. у„ов |
^ |
УповПоэто |
||
му для описания квазихрупких тел |
в уравнении (108) |
вместо |
у п о в |
|
следует подставить упов- |
|
|
|
|
В теории Гриффитса не рассматривается рост трещины до кри тических значений С*, т. е. рост трещины на стадии, когда увеличе ние ее длины энергетически невыгодно и сопряжено с возрастанием энергии образца; предполагается, что в образце уже есть трещины и, как только внешнее напряжение достигает значения, полученного по уравнению (108), трещина начинает расти самопроизвольно, вы зывая разрушение. В таких материалах, как стекло, действительно удалось обнаружить микротрещины [459—461], вызывавшие разру шение именно при тех уровнях прочности, которые следуют из уравнения (108). При уменьшении размера трещин достигаемое зна чение а* возрастало в соответствии с формулой (108) и, если трещин не было, хрупкое разрушение вообще не наблюдалось, начиналась пластическая деформация — течение под действием напряжений (порядка 350 кГ/мм? при комнатных температурах).
Расчеты показывают, что в железе при обычной прочности [459] должны были бы быть (согласно уравнению (108)) трещины длиной до 780—1000 А, в цинке — до 0,5 см. Между тем хорошо известно, что такие трещины в металлах не обнаружены. Следовательно, су ществуют определенные условия и механизмы, обеспечивающие за рождение и рост микротрещин до гриффитсовских значений С*, начиная с которых уже возможны их самопроизвольный рост и раз рушение металла. Количество обсуждавшихся простых механизмов
Рис. |
148. |
Механизмы |
и |
ситуации |
зарождения |
микротрещин |
[463]: |
|||||||||||||
а — |
с лияни е головных |
д и с л о к а ц и й , |
б — вскрытие |
трещин в |
вершине затор |
|||||||||||||||
м о ж е н н о г о |
сдвига |
под |
действием |
нормальных |
н а п р я ж е н и й , |
б' |
— |
разрыв в |
||||||||||||
п л о с к о с т я х , п а р а л л е л ь н ы х плоскости |
с к о л ь ж е н и я , |
в, |
в' |
—. вскрытие соответ |
||||||||||||||||
ственно |
плоскости |
с к о л ь ж е н и я |
и |
искривленной |
плоскости с к о л ь ж е н и я , |
г —* |
||||||||||||||
с ли я ни е |
д и с л о к а ц и й в |
п е р е с е к а ю щ и х с я |
плоскостях |
с к о л ь ж е н и я , |
д, |
д' — |
раз |
|||||||||||||
р у ш е н и е |
|
при пересечении плоскостей скольжения, е—e'V |
—различные |
варианты |
||||||||||||||||
возникновения микротрещин при пересечении плоскостей с к о л ь ж е н и я |
и о б р а з о |
|||||||||||||||||||
вания сбросов, |
ж — |
разрыв |
д и с л о к а ц и о н н о й |
стенки, |
з—з" |
|
— |
варианты |
||||||||||||
встречи |
|
двойников, |
и, |
и' |
— |
встреча |
двойник |
— |
|
граница |
с |
о б р а з о |
||||||||
ванием |
трещины |
соответственно |
|
по |
спайности |
и |
по зоне |
|
аккомодации, |
|||||||||||
к — |
с т и м у л и р о в а н и е о п е р е ж е н и я |
|
поверхностной |
микротрещины |
|
д и с л о к а ц и я м и |
||||||||||||||
двойника, |
л — |
вскрытие |
двойником |
трещины на поверхности |
своей |
у п р у г о й |
волной, м — формирование профиля микротрещины при л о к а л и з о в а н н о м сколь
ж е н и и , |
н — |
микротрещина в |
основании |
ступеньки, о |
— |
инициирование |
об |
|||
р а з о в а н и я трещины в х р у п к о й |
пленке полосой с к о л ь ж е н и я , |
п —п "' — варианты |
||||||||
о б р а з о в а н и я |
микротрещин на |
межзеренном |
сочленении, |
атакованном |
полосой |
|||||
с к о л ь ж е н и я , |
р |
— о б р а з о в а н и е |
трещин на |
м е ж з е р е н н о й |
границе, атакованной |
|||||
двумя |
полосами |
с к о л ь ж е н и я , |
с — о б р а з о в а н и е микропоры |
на границе |
за счет |
|||||
п р о с к а л ь з ы в а н и я , т — трещины, возникшие |
в х р у п к о м неметаллическом |
вклю |
||||||||
чении, |
и распространение их в матрицу. |
|
|
|
|
|
|