Расчет конструктивной прочности стали по параметрам структуры

      Склонность  к хрупкому разрушению, в первую очередь, определяется работой распространения  трещины. Чем она больше, тем меньше возможность внезапного хрупкого разрушения. Как известно, сталь может разрушаться хрупко или вязко в зависимости от температурного порога хладноломкости. Зная порог хладноломкости и рабочую температуру эксплуатации материала, можно оценить его температурный запас вязкости, под которым понимают интервал температур между порогом хладноломкости и рабочей температурой. Чем больше температурный запас вязкости, тем меньше опасность хрупкого разрушения. При небольшом запасе вязкости в результате случайного снижения температуры, роста зерна, загрязнения металла вредными примесями и т.д., порог хладноломкости может повыситься, что приведет к хрупкому разрушению. За порог хладноломкости принимается температура, при которой имеется 50% волокна и обозначается T₅₀. Порог хладноломкости не является постоянной материала, а сильно зависит от его структуры, условий испытания, наличия концентраторов напряжений, размера образца и т.д.  Чем выше прочность, тем выше порог хладноломкости.

      Для получения высокого комплекса механических свойств (высокой конструктивной прочности), исключения возможности хрупкого разрушения нужно, чтобы барьеры, тормозящие движение дислокаций, позволяли при определенном напряжении прорываться через них дислокациям ("полупроницаемые" барьеры). 
 

4. Способы упрочнения стали

 

1. Деформационное  упрочнение

Деформационное  упрочнение (наклеп). Беспорядочно расположенные  дислокации ("лес дислокаций") в деформированном металле вызывают сильное повышение прочности (s_т = 10^–3 ¸10^–2G  при r = 10¹¹ ¸10¹² см^–2), но одновременно резко снижают сопротивление хрупкому разрушению. Следовательно, деформационное упрочнение не обеспечивает высокой конструктивной прочности.

2. Твердорастворное упрочнение

При образовании  твердых растворов s_в , s_т и НВ повышаются (твердорастворное упрочнение). В неупорядоченном твердом растворе возникающие вокруг атомов растворенного элемента поля упругих напряжений затрудняют скольжение дислокаций. Степень торможения дислокаций в твердом растворе определяется фактором размерного несоответствия атомов растворителя и растворенного элемента, разностью модулей упругости и возрастает пропорционально концентрации. Повышение прочности в твердом растворе замещения прямо пропорционально концентрации растворенного элемента (до 10 – 30 %). Однако абсолютная величина упрочнения зависит от вида растворяемого компонента. Величина К_1с при образовании твердых растворов снижается. В  случае твердого раствора внедрения прочность во много раз больше, чем при образовании твердого раствора замещения при той же концентрации. Очень затрудняют движение дислокаций, а следовательно, повышают прочность, атмосферы Коттрелла, даже при малом содержании компонента внедрения. Примеси внедрения сильно понижают вязкость разрушения К_1с.

  Основная  причина охрупчивания металла в  присутствии примесей внедрения – малая подвижность дислокаций. Это вызвано, с одной стороны, повышенным сопротивлением решетки раствора внедрения скольжению дислокаций и, с другой стороны, закреплением дислокаций атмосферами из атомов внедрения. Из-за низкой подвижности дислокаций, а следовательно, отсутствия микропластической деформации не происходит релаксация

  

  

  (ослабление) напряжений у вершины хрупкой трещины.

  При ограниченном легировании, твердые растворы замещения  обладают достаточной пластичностью  и вязкостью и служат матрицей для многих конструкционных и  инструментальных сплавов.

3. Зернограничное упрочнение

Механические  свойства сплавов твердых растворов в сильной степени зависят от величины зерна, полигонизованной структуры (субструктуры) и других структурных изменений.

  Эффективным барьером для движения дислокаций в  металлах является межзеренная граница  – зернограничное упрочнение. Это объясняется тем, что дислокация не может перейти границу зерна, так как в новом зерне плоскости скольжения не совпадают с плоскостью движения этой дислокации. Дальнейшая деформация продолжается в результате возникновения новой дислокации в соседнем зерне, поэтому чем мельче зерно (больше протяженность границ), тем выше прочность металла. Повышение прочности при измельчении зерна не сопровождается охрупчиванием. Границы зерен и субзерен являются полупроницаемыми для дфижущихся дислокаций. Чем мельче зерно, тем труднее развивается хрупкая трещина, поскольку границы зерен затрудняют переход трещины сколом из одного зерна в другое вследствие изменения направления ее движения.

  Измельчение зерна понижает порог хладноломкости. Для устранения интеркристаллитного  (межзеренного) хрупкого разрушения надо уменьшать скопление примесей в приграничных объемах (сегрегацию без выделения) и образование на границах зерен хрупких фаз (чаще химических соединений), особенно в виде сплошной сетки.

  Измельчение зерна модифицированием, термической обработкой, легированием является одним из перспективных методов упрочнения металлов и сплавов. Создание в зерне препятствий для движения дислокаций в виде хорошо развитой субструктуры приводит к дополнительному упрочнению. Образование дислокационной структуры по механизму полигонизации (ячеистой структуры) повышает s_т, мало изменяет К_1с и понижает порог хладноломкости Т₅₀.

4. Дисперсное упрочнение

Выделение внутри зерен твердого раствора высокодисперсных равномерно распределенных частиц упрочняющих фаз, например, в процессе закалки и старения, сильно повышает s_т (дисперсное упрочнение). Упрочнение при старении объясняется торможением дислокаций зонами Гинье-Престона (ГП) или частицами выделений. Чем прочнее зоны ГП и больше их модуль упругости, тем труднее они перерезаются дислокациями. Вокруг зон ГП создается зона значительных упругих напряжений, которая также тормозит движение дислокаций, а следовательно, способствует упрочнению при старении.

В случае частиц избыточной фазы дислокации под действием приложенных напряжений либо перерезают, либо огибают эти частицы. Это зависит от их размера, прочности и расстояния между ними. Наибольшее упрочнение наблюдается, когда вторая фаза дисперсна, равномерно распределена по объему и расстояние между частицами не велико.

Таким образом, для получения сплавов с высокой  конструктивной прочностью нужно, чтобы основной твердый раствор (матрица) имел мелкозернистое строение с развитой внутризеренной структурой, в которой рвномерно распределены высокодисперсные частицы упрочняющей фазы. Такая структура сплава обеспечивает получение полупроницаемых барьеров для движущихся дислокаций и сочетание высокой прочности (s_в, s_т), вязкости разрушения К_1с и низкой температуры вязкохрупкого перехода. 

 

5. Оценка  конструктивной прочности  стали по параметрам структуры

 

Конструктивная  прочность многих конструкционных  материалов может быть охарактеризована пределом текучести стали и температурой перехода из вязкого состояния в  хрупкое. Знание механизмов упрочнения позволяет провести количественную оценку предела текучести и изменения температуры вязко хрупкого перехода стали.

  Исходными данными 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 и т.д.) в основу такого расчета положены количественные соотношения, установленные для каждого механизма упрочнения.

  В большинстве случаев отмечается линейная аддитивность, т.е. вклад отдельных механизмов в общее упрочнение суммируется:

где n – число действующих в сплаве i-механизмов упрочнения.

  Можно полагать, что в различных сталях и сплавах действуют следующие  главные  механизмы  упрочнения:

  s₀ – сопротивление решетки металла движению свободных дислокаций (напряжение трения решетки);

  Ds_т.р – упрочнение твердого раствора растворенными в нем легирующими элементами и примесями (твердорастворное упрочнение);

  Ds_д – упрочнение, обусловленное сопротивлением скользящей дислокации другим дислокациям в кристалле (дислокационное упрочнение);

  Ds_д.у – упрочнение, вызванное образованием дисперсных частиц второй фазы при распаде пересыщенного твердого раствора (дисперсионное упрочнение);

  Ds_з – упрочнение границами зерен и субзерен (зернограничное упрочнение).

При анализе  указанных механизмов применительно  к конкретной группе сталей необходимо уточнить действующие факторы каждого  из главных механизмов упрочнения. В соответствии с принципом линейной аддитивности для перечисленных главных механизмов предел текучести поликристаллического сплава составит

5.1   Твердорастворное упрочнение.

Упрочнение твердых  растворов при легировании обусловлено разницей атомных диаметров и разностью модулей упругости атомов матрицы и растворенных легирующих элементов. При расчете твердорастворного упрочнения стали пользуются формулой:

  Расчет  по этой формуле возможен, если известны коэффициенты упрочнения  k_i.  Их определяют при специальных исследованиях по влиянию легирования на свойства матрицы сплавов. Определение значений С_i является наиболее сложной задачей, так как эта величина представляет собой концентрацию легирующего элемента в твердом растворе, а не его содержание в стали или сплаве. Дело в том, что легирующий элемент

  

  

  может быть лишь частично растворен в твердом  растворе, а частично он связан в  карбидную, нитридную или интерметаллидную упрочняющую фазу. В качестве примера  покажем, как величина С_i может быть ориентировочно оценена при расчете Ds_т.р для ферритно-перлитных сталей.

  В этих сталях свойства легированного  феррита существенно предопределяют уровень их механических свойств. Можно приблизительно считать, что такие некарбидообразующие элементы, как Si, Ni, Р целиком входят в состав феррита. Медь мало растворима в феррите и образует самостоятельную фазу. Как показывают опытные данные, в феррите горячекатаных сталей (нормализованных) обычно растворено ~ 0,01 – 0,02% (С + N). Остальное количество углерода и азота связано в цементит и специальные карбиды и нитриды. Из числа карбидообразующих элементов (Mn, Cr, Mo, V, W, Nb, Ti) практически целиком связаны в специальные карбиды Nb, V и Ti. Нитрообразователь Al обычно полностью связан в нитриды и неметаллические включения. Mo и Cr частично входят в состав карбидной фазы, а отчасти они растворены в феррите. Относительно слабый карбидообразователь Mn не образует самостоятельных карбидов в стали и фактически целиком растворен в феррите. Следовательно, в низколегированных ферритно-перлитных сталях Mn, Si, Ni и P практически полностью растворены в феррите; W, V, Nb, Ti и Al полностью входят в состав карбонитридной фазы, а Cr и Мо распределены между ферритом и карбидами. Учитывая невысокую концентрацию Cr и Мо в низколегированных сталях и малые значения их коэффициентов упрочнения k_i, влиянием этих элементов на прочность феррита можно пренебречь. Следовательно, основными легирующими элементами, определяющими твердорастворное упрочнение ферритно-перлитных сталей, являются Mn, Si, Ni, P и частично C + N. С учетом указанных допущений может быть оценено твердорастворное упрочнение этих сталей. 

  5.2  Дислокационное упрочнение.

  Пластическая  деформация металлов сопровождается образованием новых дислокаций, их определенным распределением, увеличением плотности. Возникающее при этом упрочнение определяют по формуле:

  Для сталей с ферритной основой (о.ц.к. решеткой) параметры, входящие в приведенное  выше уравнение, обычно составляют: М = 2,75; G = 84 ГПа;   b = 0,25 нм. Коэффициент a, зависящий от характера распределения и взаимодействия дислокаций при дислокационном упрочнении, равен 0,5. 

  5.3 Дисперсионное упрочнение.

  Для конструкционных сталей наилучшее  совпадение с результатами эксперимента дает оценка дисперсионного упрочнения по механизму Орована – взаимодействия дислокаций с некогерентными частицами. В данном случае применение уравнения Орована объясняется следующим. В конструкционных сталях, имеющих ферритно-перлитную (горячекатаные нормализованные стали) либо сорбитную (закалка с высоким отпуском) структуру, дисперсионное упрочнение достигается за счет карбидов, нитридов и карбонитридов. Когда в стали прошел процесс «перестраивания», частицы полностью некогерентны с матрицей и поэтому достигается наилучшее сочетание прочности и вязкости. Объемная доля частиц в сталях практически всегда невелика (меньше 1%) и межчастичное расстояние намного больше размера самих частиц; модуль сдвига частиц в 2-3 раза больше модуля сдвига матрицы, поэтому дислокации огибают некогерентные выделения. Упрочнение за счет дисперсных частиц по Оровану рассчитывают по формуле