Научные основы и технологические способы обработки гетерофазных сплавов с высоким уровнем конструктивной прочности

Низкотемпературный отпуск, применяемый непосредственно после закалки из МКИ, используется для улучшения комплекса механических свойств ДФМС. Для всех исследованных сталей характерна экстремальная зависимость условного предела текучести σ_0,2 и общего удлинения δ от температуры отпуска. Значение временного сопротивления σ_В слабо изменяется при температурах более низких, чем температура, соответствующая максимальному значению σ_0,2, но затем заметно снижается.

Анализ микроструктурных особенностей отпущенных ДФМС наряду с данными амплитудной и температурной зависимостей внутреннего трения позволяют считать, что экстремальное изменение предела текучести с повышением температуры старения обусловлено протеканием ряда конкурирующих процессов: образованием сегрегаций атомов углерода на дислокациях в феррите, сопровождающимся возвратом площадки текучести; распадом упрочняющей фазы; релаксацией остаточных напряжений, возникающих из-за несоответствия объемов аустенита и мартенсита; образованием карбидных частиц на дислокациях в феррите и их укрупнением при повышенных температурах отпуска (“перестаривание” феррита). Первый и третий из указанных процессов преобладают при низких температурах отпуска, а второй и четвертый - при повышенных. Это и предопределяет экстремальную зависимость предела текучести от температуры отпуска.

Применение ДФМС в различных отраслях промышленности предъявляет повышенные требования к сопротивлению этих сталей хрупкому и вязкому разрушению в готовой конструкции. Изучение влияния деформационного старения на характеристики разрушения ДФМС проводилось на примере сталей 05Г2Р и 05Г2С2.

Установлено, что с повышением степени холодной деформации происходит закономерное возрастание температуры вязко-хрупкого перехода Т₅₀ и снижение максимальной ударной вязкости при полностью вязком изломе (например, деформация растяжением на 10% приводит к возрастанию Т₅₀ на 35-40^оС и почти двукратному снижению KCV_max). Такое возрастание Т₅₀ связано, по всей видимости, с упрочнением феррита, в котором локализуется практически вся деформация.

Проведение последеформационного отпуска заметно снижает температуру вязко-хрупкого перехода и значительно повышает величину KCV_max . В частности, сталь 05Г2Р после деформации растяжением на 10% и отпуска 200^оС, 1 ч имеет практически такую же величину Т₅₀, как и в исходном состоянии после охлаждения в масле от 760^оС. Наблюдающееся повышение KCV_max и Т₅₀ обусловлены влиянием двух противоположно действующих процессов: разупрочнения мартенсита при отпуске и снижения пересыщения твердого раствора феррита за счет образования сегрегаций примесных атомов на дислокациях в результате протекания деформационного старения. Превалирующее влияние первого фактора объясняет, по-видимому, экспериментально наблюдаемое повышение сопротивления хрупкому и вязкому разрушению при отпуске предварительно деформированной ДФМС.

Проведенные микрофрактографические исследование ударных образцов, разрушенных при различных температурах, подтверждают сделанные выше выводы

Низкотемпературный отпуск сталей с гетерофазной структурой позволяет повысить значение предела текучести на 100-140 МПа, при этом значение отношения σ_0,2/σ_В, равное 0,50-0,55 в исходном состоянии, повышается до величины 0,65-0,75. Температура вязко-хрупкого перехода Т₅₀ снижается на 40-50^оС, ударная вязкость KCV_max возрастает по сравнению с исходным состоянием на 20-25%. Такое изменение свойств делает возможным применение ДФМС в качестве конструкционных материалов непосредственно после отпуска.

Процесс деформационного старения ДФМС обычно совмещается с технологическими операциями нанесения или сушки антикоррозионных лакокрасочных покрытий. Установлено, что пластическая деформация растяжением оказывает немонотонное влияние на склонность этих сталей к старению. Наиболее благоприятные условия для старения возникают после деформации 4-6%, вероятно благодаря более коротким путем диффузии для атомов внедрения при повышении плотности дислокаций равномерно по всему объему ферритного зерна. Образование ячеистой дислокационной структуры, при увеличение степени деформации до 10%, приводит к замедлению процесса старения.

На примере стали 05Г2С2 с использованием ядерной гамма-резонансной спектроскопии и удельного электросопротивления показано, что во время деформационного старения при температурах сушки антикоррозионных лакокрасочных покрытий происходит локальное перераспределение атомов легирующих элементов замещения. После закалки из межкритического интервала температур наблюдается ближний порядок типа ближнего упорядочения в расположение атомов легирующих элементов замещения. Пластическая деформация понижает степень ближнего порядка, а последующее старение вновь его восстанавливает.

С учетом установленных закономерностей деформационного старения ДФМС построены диаграммы зависимости упрочнения исследованных сталей от степени предварительной деформации. Диаграммы позволяют оценить прочность готовых изделий из сталей этого типа после низкотемпературного отпуска, соответствующего нанесению и сушке антикоррозионных лакокрасочных покрытий. Диаграммы свидетельствуют, что в готовых конструкциях ДФМС имеет очень высокий комплекс прочностных и пластических характеристик, не достигаемый на сталях того же состава с феррито-перлитной структурой. Так, предел текучести в стали 10кп с феррито-перлитной структурой может достигать 550-590 МПа при сохранении общего удлинения на уровне 24-20%. В гетерофазном состоянии у стали 05Г2Р при величине общего удлинения δ =20% предел текучести находится на уровне 650 МПа, а у стали 05Г2С2 достигается значение σ_0,2 = 780 МПа при той же величине общего удлинения.

Применение ДФМС требует обеспечения надежности в процессе эксплуатации изготовленных из них деталей и конструкций. Многие типы разрушений при эксплуатации образуются в результате усталостного нагружения. В связи с этим, научный и практический интерес представляют данные по влиянию скорости охлаждения из межкритического интервала температур и последующего деформационного старения на сопротивление ДФМС усталостному разрушению.

Усталостное испытание проводили по схеме чистого изгиба при кручении на машине типа УВМ согласно ГОСТ 25.502.79.

Установлено, что стали с феррито-мартенситной (бейнитной) структурой обладает более высокими значениями предела выносливости, чем стали с феррито- перлитной структурой одного и того же химического состава. Это подтверждено результатами микрофрактографического исследования усталостных образцов, разрушенных при различных амплитудах цикла. В то же время относительное повышение предела выносливости существенно ниже, чем статических характеристик прочности. Деформационное старение, сочетающееся с некоторыми технологическими операциями, не изменяет значение предела выносливости в случае феррито-перлитной структуры и очень незначительно (2-3 %) увеличивает эту характеристику в ДФМС, что связывается с циклическим разупрочнением предварительно деформированных и состаренных образцов.

Несмотря на наличие широкого круга теорий в настоящее время отсутствует единая модель, позволяющая надежно описать процесс пластического течения сталей с феррито-мартенситной структурой на всех стадиях деформации. В связи с этим автором данной диссертации совместно с Бронфиным Б.М. предложена модель деформационного упрочнения ДФМС дающая, с учетом перераспределения деформации между структурными составляющими в ходе нагружения, аналитическое описание закономерностей их деформации и упрочнения при пластическом течении.

Феррито-мартенситная сталь рассматривалась как естественный композит, в котором деформируются обе структурные составляющие. В первом приближении не учитывалась неоднородность напряжений в феррите и мартенсите, и напряжения рассматривались как усредненные по объему каждой структурной составляющей. Зависимость”истинное напряжение S –истинная деформация е” для феррита и мартенсита аппроксимировались уравнением Холломона

S = ceⁿ, (1)

Исходя из указанных представлений, были получены соотношения, позволяющие вычислить номинальное значение напряженного течения σ_с для любого заданного значения истинной деформации е_с ДФМС в зависимости от основных упрочняющих параметров: объемной доли мартенсита V_м, содержания углерода в стали а, её легированности и размера ферритного зерна D:

; (2)
; (3)

здесь s_вф и s_вм – временное сопротивление феррита и мартенсита; е_рф и е_рм – истинные равномерные деформации этих структурных составляющих в свободном состоянии, соответственно, феррита и мартенсита; q = е_м/е_ф = q(е_с) – отношение деформаций мартенсита е_м и феррита е_ф, зависящие от общей деформации образца е_с; m – коэффициент, учитывающий влияние скорости деформации на напряжение течения (m=0); s_iв – внутризеренное упрочнение феррита, зависящее от его легированности и плотности дислокаций; К_в – коэффициент Холла-Петча при деформации, соответствующей временному сопротивлению феррита; s_ом – временное сопротивление безуглеродистого мартенсита; a - коэффициент упрочнения на 1% углерода в мартенсите.

Используя условие (ds_c/dε_c) где ε_рс – истинная равномерная деформация образца стали с феррито-мартенситной структурой, получено выражение, связывающее величину истинной равномерной деформации образца феррито-мартенситной стали е_рс с параметрами микроструктуры (объемной долей мартенсита, содержания углерода в стали, её легированности и размера зерна).

Экспериментальную проверку теории проводили на сталях составов 7-15 (см. табл.1), с “островковой” феррито-мартенситной структурой. Измерение деформаций структурных составляющих показало, что величина q(е_с) определяется, в основном, твердостью мартенсита, зависящей от концентрации в нем углерода, и его объемной долей. В то же время величина q(е_с) практически не зависит от размера ферритного зерна и легированности стали.

Обработкой экспериментальных данных для сталей с 0,06-0,20 масс. % углерода получено уравнение регрессии, описывающее отношение деформаций мартенсита и феррита q от общей деформации образца е_с в интервале истинных деформаций вплоть до равномерной:

q = 2,6 а ( 5 )

Найденные зависимости q(е_с) были использованы для построения теоретических диаграмм деформации изученных сталей. Удовлетворительное совпадение расчетных кривых с экспериментальными данными свидетельствует о возможности адекватного описания кривых деформационного упрочнения феррито-мартенситных сталей в рамках предложенной модели и прогнозирования оптимальных параметров микроструктуры (количества и прочности мартенсита), обеспечивающих наилучшее сочетание прочностных и пластических характеристик гетерофазных сталей. Использование такого физически обоснованного подхода необходимо для разработки новых составов гетерофазных сталей и режимов их термической обработки.

Экспериментальное исследование деформационного упрочнения проводилось на образцах, предварительно деформированных при комнатной температуре интенсивным растяжением. Для стандартных механических испытаний использовались пятикратные образцы диаметром 6 мм, скорость растяжения составляла 5·10^-4с^-1, диаграммы записывались в масштабе 100:1. На каждый вариант обработки испытывали по три образца.

Найдено, что наиболее сильное влияние на изменение механических свойств оказывают начальные несколько процентов предварительной деформации. Так, первые три процента пластической деформации стали 05Г2С2 приводят к повышению предела текучести на 360 МПа, в то время как последующие семь процентов – только на 100 МПа. Влияние предварительной пластической деформации с высокими степенями на временное сопротивление более слабое, чем на предел текучести, что приводит с ростом ε_п к увеличению s_0,2 ¤s_В за счет постепенного исчерпания пластичности (снижения d_р, y).

Переход от феррито-мартенситной к феррито-бейнитной структуре и далее феррито-перлитной заметно уменьшает интенсивность деформационного упрочнения. При этом с ростом степени предварительной деформации пластические характеристики закономерно снижаются. Такое поведение механических характеристик обусловлено структурными изменениями, происходящими в металле при холодной деформации, которые были изучены электронномикроскопически.

Для изучения взаимодействия примесных атомов с дислокациями использовались методики амплитудной и температурной зависимостей внутреннего трения (АЗВТ и ТЗВТ, соответственно).

Установка для измерения параметров АЗВТ и ТЗВТ представляла собой прямой крутильный маятник с резонансной частотой 20 Гц. Применялись цилиндрические образцы с диаметром рабочей части 4 мм и длиной 36 мм. Оценивался логарифмический декремент затухания и амплитуда колебаний образца.

Данные электронномикроскопического анализа совместно с результатами, полученными методом внутреннего трения, позволили дать следующую интерпретацию закономерностей деформационного упрочнения ДФМС. На начальных этапах пластического течения (ε меньше или порядка 5 %) происходит снятие остаточных сжимающих напряжений в феррите, возникших при мартенситном превращении, и значительное увеличение плотности дислокаций в результате стесненной деформации феррита вокруг мартенситных участков. Эти факторы приводят к высокой скорости деформационного упрочнения. При дальнейшей деформации, когда происходит образование дислокационной ячеистой структуры, напряжение течения зависит не от общей плотности дислокаций, а от размера дислокационных ячеек, который очень слабо уменьшается с повышением степени деформации. Кроме того, с ростом деформирующего напряжения в пластическое течение начинает вовлекаться и мартенсит, что приводит к снижению интенсивности деформационного упрочнения.

На основе результатов исследования характеристик деформационного упрочнения ДФМС построены диаграммы упрочнения сталей, испытавших предварительную деформацию после различных режимов охлаждения. С помощью этих диаграмм, задавая степень деформации, необходимую для изготовления детали или требуемых эксплуатационных характеристик, выбирается либо структура, получаемая в данной стали при определенной скорости охлаждения, либо марка стали, обеспечивающая при заданном режиме термической обработки необходимый комплекс прочностных и пластических характеристик готового изделия.

В промышленных условиях изготовления деталей методами холодного деформирования используются различные схемы напряженного состояния. В данной работе на примере сталей 10кп и 05Г2С2 рассмотрено влияние типа микроструктуры (феррито-перлитной и феррито-мартенситной) на пластичность Λ_р при различных значениях показателя напряженного состояния S/T (S – среднее нормальное напряжение, Т – интенсивность касательных напряжений) и параметра Лоде μ_S, характеризующего схему приложения главных напряжений.

Использовались две схемы нагружения – одноосное растяжение и кручение, осуществляемые под гидростатическим давлением. В первом случае m_s = –1, во втором m_s = 0. Примененная методика позволила изменять показатель напряженного состояния S/T в диапазоне, соответствующем различным видам холодного формоизменения, при этом параметр Лоде не зависел от давления Р и оставался неизменным в процессе испытания. Так, при m_s = - 1 значения S/T = -1 ¸ 0,5 соответствуют волочению проволоки, значения S/T = -2 ¸ -1 – высадке через матрицу и гидропрессованию.

Испытания на растяжение и кручение проводили на универсальной установке УВД-10, изготовленной на базе испытательной машины ZDMI-30t, на образцах с рабочим диаметром 4 мм и длиной 20 мм. При растяжении пластичность L_р определяли по формуле:

где d _о – диаметр образца в исходном состоянии; d_р – диаметр образца в момент разрушения.

При кручении для определения L_р использовалось уравнение:

L_р = tg j_p – tg j _o , (7)

где j _o и j_p – углы наклона риски, напечатанной типографским способом на поверхности образца, к образующей до испытания и в момент разрушения.

Установлено, что при жесткой схеме нагружения, соответствующей, например, растяжению без наложения гидростатического давления, величина пластичности L_р сталей 10кп и 05Г2С2 с феррито-перлитной и феррито-мартенситной структурой примерно равна. В то же время при мягких схемах нагружения в области сжимающих напряжений, когда S/T<0, отчетливо видны преимущества в деформируемости ДФМС. При S/T<0 и m_s = - 1, что соответствует таким широко применяемым операциям холодного формоизменения как высадка, волочение, прессование и т.д., обе стали в одинаковом структурном состоянии имеют близкую пластичность L_р при разных значениях показателя напряженного состояния S/T. Следовательно, при данной схеме нагружения (m_s = -1) обе стали обладают одинаковой деформируемостью, хотя в обоих структурных состояниях временное сопротивление стали 05Г2С2 в 1,3-1,4 раза выше, чем стали 10кп.

Для конструкционных материалов необходимо определенное сочетание прочностных и пластических свойств. Исходя из этого, в работе изучалось также влияние показателя напряженного состояния S/T на величину удельной работы деформации образца до разрушения А_р, интегрально учитывающей его прочностные и пластические характеристики:

, (8)

где S_L – сопротивление деформации.

Кривую упрочнения двухфазной стали аппроксимировали уравнением Холломона (S_L = С×Lⁿ), а феррито-перлитной стали – уравнением Людвига (S_L = S_т + a×L^m). В результате получили следующие приближенные выражения для удельной работы деформации до разрушения, соответственно, для стали с феррито-мартенситной и феррито-перлитной структурой:

и , (9)

здесь – сопротивление деформации в момент разрушения; S_т – предел текучести; m – коэффициент в уравнении Людвига. Значение коэффициентов m и n находили по кривым деформационного упрочнения изучаемых сталей.

Построение зависимости А_р = f(S/T) показала, что стали с феррито-мартенситной структурой обладают значительно более высоким А_р по сравнению со сталями феррито-перлитной структурой во всем диапазоне показателя напряженного состояния S/T. В одинаковом структурном состоянии и равном значении S/T сталь 05Г2С2 имеет гораздо более высокий уровень А_р , чем сталь 10кп. Такая же картина сохраняется при кручении с наложением гидростатического давления (m_s = 0), соответствующем прокатке, особенно, при S/T £ - 1.

В главе седьмой приводятся результаты исследования деформационного упрочнения гетерофазных материалов на микроуровне.

Автором диссертации совместно с профессором Смирновым С.В. разработана методика определения свойств микрообъектов (МОСМ), позволяющая строить диаграммы упрочнения отдельных структурных составляющих многофазной системы при пластической деформации. Для тестирования прочностных свойств и деформационного поведения структурных составляющих использован метод микротвердости с инденторами в виде конусов с углами при вершине φ = 90, 120, 140 и 160^о.

Исходной информацией для расчетов явились наборы значений глубины вдавливания индентора h_i (на практике удобнее замерять диаметр отпечатка d_i = 2 h_i / ctg (φ/2)) при нагрузке P_i при определенном φ, по которым рассчитывались зависимости Р_φ(h).

На исследуемую поверхность образца наносится координатная сетка, ячейки которой являются поперечным сечением элементов объема ΔV_kl. Полученные данные d_i – P_i при φ = const приводятся к одним базовым значениям, усредняются и формируются в массивы Мφ(Δ). Используя Мφ(Δ) и зависимость Р_φ(h), с помощью созданного программного комплекса “ITOG” решаются системы уравнений, описывающих работу, которая затрачивается на деформацию материала при внедрении индентора, и строится диаграмма упрочнения.

Проверка работоспособности предлагаемой методики на образцах стали 10 с феррито-перлитной структурой показала, что диаграмму упрочнения можно описать уравнением σ_S = 595·Λ^0,22 (МПа) и удовлетворительное совпадение с диаграммой растяжения цилиндрических образцов из того же материала.

Возможности МОСМ для исследования микрообъектов на примере феррита в армко-Fe (0,01 мас.% С; 0,017 мас.% Mn; 0,02 мас.% Si) и в стали 10 (0,09 мас.% С; 0,15 мас.% Mn; 0,17 мас.% Si) и перлита в стали 10. Применялись специальные конические микроиндентеры из сплава на основе карбида вольфрама. В качестве инвариантной характеристики пластичности использовался параметр Λ – степень деформации сдвига; тогда первая производная сопротивления деформации по её степени dσ/dΛ является характеристикой деформационного упрочнения.

Построение с помощью программного комплекса “ITOG” диаграммы упрочнения показывают, что на первых стадиях деформирования скорость упрочнения перлита существенно выше, чем феррита. По мере увеличения Λ скорости деформационного упрочнения обеих структурных составляющих постепенно сравниваются.

Полученные закономерности деформационного упрочнения феррита и перлита были использованы для прогнозирования макроскопмческой зависимости σ –Λ для стали 10 с учетом правила смесей и зернограничного упрочнения. Средние размеры зерен феррита и перлита после каждой степени деформации определялись металлографически на поперечных шлифах.

Установлено, что до Λ ≈ 0,3 перлит слабо участвует в пластической деформации стали. Полное выравнивание степеней деформации феррита и перлита происходит при Λ > 1,4.

Сравнение рассчитанной макроскопической диаграммы упрочнения стали 10 с экспериментальной диаграммой растяжения цилиндрических пятикратных образцов показало удовлетворительное совпадение, что свидетельствовало о применимости разработанной методики оценки механических свойств отдельных микроструктурных составляющих многокомпонентных материалов.