Расчет конструктивной прочности стали по параметрам структуры

где l – расстояние между частицами (карбидами, карбонитридами, нитридами, интерметаллидами).

  Параметр l непосредственно зависит от природы выделяющейся фазы, режима термической обработки и количества легирующего элемента в сплаве, что определяет степень пересыщения твердого раствора, размер выделений и т.д.

  Поясним это на примере стали. Пусть одна сталь марки  40 легирована 2% Cr, а другая – 0,2% V. Как показывают опытные данные, после закалки и высокого отпуска в хромистой стали около половины всех атомов хрома выделяется в виде карбида (Cr, Fe)₇С₃ (остальные атомы хрома находятся в цементите и частично в феррите). В ванадиевой стали при такой обработке почти весь ванадий выделяется в виде карбида ванадия VC. При этом объемная доля (Cr, Fe)₇С₃ – около 2%, а объемная доля VC – на порядок меньше (0,35%). Однако размер частиц (Cr, Fe)₇С₃ в среднем равен 200 нм, а VC – 30 нм.

  При этом межчастичное расстояние l в хромистой стали ~ 1020 нм, а в ванадиевой ~ 360 нм. Дисперсионное упрочнение за счет карбида ванадия примерно в 3 раза больше, чем за счет карбида хрома. Таким образом, из рассмотренного примера видно, что легирование стали ванадием в количестве, в 10 раз меньшем количества хрома, позволяет получить значительно большую эффективность дисперсионного упрочнения. В этом примере природа упрочняющей фазы проявилась в размере частиц упрочняющей фазы, связанной с межчастичным расстоянием, являющимся главным фактором упрочнения.

  В конструкционных сталях с ферритно-перлитной  структурой при приложении нагрузки деформация начинает развиваться в феррите, а перлитные колонии являются "барьерами" для такой деформации. С этой точки зрения ферритно-перлитная структура может быть уподоблена структуре дисперсионно-упрочненной стали. Поэтому перлитную составляющую обозначим Ds_п и учтем ее вклад в предел текучести дополнительно к вкладу Ds_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 в стали. Значения этого коэффициента, по данным различных работы, находится в пределах 2,3 – 2,5 МПа / %.  С учетом сказанного упрочнение за счет перлита следует определять по формуле 

где П  – содержание перлитной составляющей, %. 

  5.4 Зернограничное упрочнение.

    Собственно зернограничное упрочнение, т.е. повышение прочности за  счет границ зерен, являющихся  барьерами для продвижения дислокаций из одного зерна в другое, характеризуется уравнением Холла-Петча:

  Уменьшение  размера действительного зерна  является эффективным способом повышения прочности конструкционных сталей с одновременным уменьшением склонности сталей к хрупким разрушениям. При                      k_у = 0,6 МПа · м^½  размер зерна феррита d » 100 мкм позволяет обеспечить Ds_з = 60 МПа,  d » 10 мкм – Ds_з = 200 МПа, а размер сверхмелкого зерна  
d < 10 мкм – Ds_з = 500 МПа.

  Размер зерна феррита зависит от размера аустенитного зерна и наличия дисперсных карбонитридных фаз. В ферритно-перлитных сталях с карбидо- и нитридообразующими элементами при переходе через критическую точку , в структуре стали имеются соответствующие карбиды и нитриды, что приводит к образованию более мелкого зерна аустенита, так как эти фазы оказывают зародышевое влияние при образовании новых зерен аустенита. Карбиды и нитриды тормозят рост зерна аустенита при дальнейшем его нагреве вплоть до температур растворения этих фаз в аустените. Нерастворенные карбиды и нитриды, а также выделившиеся из аустенита перед началом g®a-превращения, служат зародышевыми центрами образования новых зерен феррита. Все это приводит к тому, что в ферритно-перлитных сталях с дисперсными упрочняющими фазами происходит заметное измельчение зерна феррита. Отсюда можно сделать очень важный вывод, что дисперсные частицы в сталях вызывают дополнительное зернограничное упрочнение.

  Таким образом, легирование, приводящее к дисперсионному упрочнению, повышает и зернограничное упрочнение. Следовательно зернограничное и дисперсионное упрочнение можно достичь одним и тем же путем – получением в структуре дисперсных карбонитридных фаз V, Nb и Ti. 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:

где m = 1, а k_c = 0,15×10^–3  МПа × м. 

6.  Количественная оценка влияния упрочнения на изменение

температуры вязко-хрупкого перехода ферритно-перлитной  стали 

  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 Т_п.р (порог хладноломкости), соответствующая температуре, при которой в изломе содержится 50% волокнистой составляющей  температуры Т₅₀, является наиболее часто применяемым критерием оценки склонности к хрупким разрушениям малоуглеродистых строительных ферритно-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.

  Влияние легирующих элементов на температуру  вязкохрупкого перехода индивидуально. На рис. 3 приведена схема влияния марганца, кремния, хрома, ванадия и никеля на порог хладноломкости железа. В области малых концентраций легирующих элементов температура перехода несколько снижается, а при большем их содержании заметно повышается. Никель в отличие от других элементов при всех концентрациях существенно понижает порог хладноломкости. 
 
 
 
 

Рис. 3.  Влияние легирующих элементов  на температуру (Т₅₀) вязкохрупкого перехода железа 
 

  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.

  В настоящее время для ферритно-перлитных  сталей установлено, что все компоненты упрочнения, кроме измельчения зерна, приводят к охрупчиванию (повышению Т_пр). Единственным механизмом упрочнения, который наряду с приростом предела текучести приводит к снижению Т_пр , является механизм зернограничного упрочнения.

  Для ферритно-перлитных низколегированных сталей на основе специальных экспериментов и путем статистической обработки многочисленных исследований были установлены ориентировочные (сравнительные) значения коэффициента охрупчивания:

где Т₀ – температура перехода, определенная без учета влияния компонентов упрочнения.

  По  этому уравнению невозможно определить абсолютное значение Т_пр 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 компонентов упрочнения на температуру перехода стали из вязкого состояния в хрупкое (порог хладноломкости). Более того, сильным измельчением зерна можно «перекрыть» эффект охрупчивания от других компонентов упрочнения и достигнуть такого упрочнения, которое сопровождается уменьшением склонности к хрупкому разрушению (повышением хладостойкости).

  Наиболее  сильное охрупчивание стали достигается  при повышении доли перлита в  структуре (прежде всего при увеличении содержания углерода в стали). Для  твердорастворного упрочнения коэффициент  охрупчивания может колебаться для разных марок в определенных пределах (0,4¸0,6) в зависимости от типа и количества легирующих элементов, растворенных в феррите. 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, а, учитывая, что дисперсные частицы обеспечивают получение мелкозернистой стали, для ферритно-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. 4. В стали 15 ГФ дисперсионной упрочняющей фазой является карбид ванадия VC. Он способствует измельчению зерна и изменению Ds_т = Ds_д.у + + Ds_з тем больше, чем выше содержание ванадия. Суммарного изменения температуры перехода  Т_п.р = DТ_д.у  – DТ_з , показанного на рис. 4 толстой линией, практически не происходит, так как DТ_ду  » DТ_з , т.е. охрупчивающее влияние дисперсионного упрочнения компенсируется уменьшением размера зерна. В стали с ниобием 10Г2Б карбид ниобия вызывает заметно большее измельчение зерна и Ds_з > Ds_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 Т_пр 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.