Дисперсионное твердение в процессе отпуска низкоуглеродистых сталей (влияние ванадия, ниобия молибдена, хрома)

Введение

Наличие в сталях фазовых превращений в твердом состоянии обуславливает возможность осуществления для деталей из данных материалов всех видов термической обработки.
Началом изучения процессов термической обработки стали является открытие Д.К. Черновым в 1868 г. критических температур фазовых превращений в сталях.
Термическую обработку стали подразделяют на предварительную и окончательную. Предварительная термическая обработка применяется для подготовки структуры и свойств материала для последующих технологических операций, например, для горячей обработки давлением, улучшения обрабатываемости резанием и т. д.
Окончательная термическая обработка формирует свойства готового изделия. [1]
Прочность многих применяемых в технике металлических материалов обусловлена наличием в их микроструктуре мелкодисперсных выделений вторичных фаз. Теоретические модели механизмов упрочнения в системах такого типа были предложены более полувека назад. Однако только сравнительно недавно были предприняты попытки интерпретировать в рамках в рамках этих теорий поведение реальных материалов.
В данной работе рассмотрим комплекс проблем процесса дисперсионного упрочнения низкоуглеродистых сталей, легированных ванадием, ниобием, молибденом, хромом в процессе отпуска.
Подробно показан механизм выделения таких частиц на дефектах кристаллического строения: нульмерных, одномерных, трехмерных, рассмотрены механизмы дисперсионного упрочнения.
Рассмотрены преимущества низкогулеродистого реечного мартенсита перед пакетным. Рассмотрены механизмы образования карбидов на основе карбидообразующих элементов - ванадия, ниобия, молибдена, хрома.


УПРОЧНЕНИЕ НИЗКОУГЛЕРОДИСТОГО МАРТЕНСИТА ДИСПЕРСНЫМИ ФАЗАМИ

Конструкционная прочность включает характеристики прочности, надежности и долговечности. В тех случаях, когда структура обеспечивает требуемые надежность и долговечность, на первый план выходит задача повышения прочности, поскольку именно прочность определяет уровень нагрузки, при которой функционирует изделие. [2]

Образования дисперсных частиц и механизмы упрочнения α-раствора

Препятствия, которые вводятся в кристаллическую решетку металла для затруднения движения дислокаций, подразделяют в соответствии с их геометрическими размерами. В перенасыщенном α-растворе закаленной стали можно наблюдать следующие виды дефектов кристаллической решетки: нульмерные – вакансия и атомы внедрения; одномерные – дислокации; двумерные – границы зерен и двойников, дефекты упаковки, границы антифазных доменов и возможные межфазные границы. Последний дефект наибольшее влияние оказывает при выделении дисперсных частиц в процессе отпуска (так называемое, вторичная твердость). [2]
Примеры упрочнения данными дефектами матрицы металла представлена на рис. 1.


Рис. 1. Упрочнение α-Fe различными механизмами: а – образование твердого раствора замещения; б – увеличение плотности дислокаций (деформационное упрочнение);
в – упрочнение границами зерен; г – максимальное упрочнение дисперсными частицами (расчетные значения) [3]
Однако, повышение прочности во избежание охрупчивания полезно только в сочетании с определенным уровнем пластичности и вязкости. Прочность и пластичность всегда связаны между собой тем, что повышение предела текучести приближает критическое напряжение, при котором может пройти разделение атомных плоскостей. Из-за этого пластичность материалов, как правило, снижается с увеличением отношения σ/σth, где σth – теоретическая прочность материала. [2]
Таким образом, становится понятно, что упрочнение за счет использования какого-либо одного механизма не является приемлемым путем для обеспечения всех эксплуатационных свойств. Если выбирать только один путь упрочнения, то только за счет потери пластических свойств и, соответственно, повышению склонности к хрупкому разрушению. [4]
По этой причине наибольший интерес специалистов представляет определение тех границ, в которых эффективно действует каждый из данных механизмов применительно к α-раствору железа.
Твердорастворное упрочнение – возникающие в результате искусственного создания искажений кристаллической решетки матрицы из-за присутствия в ней примесных атомов. Растворение легирующих в железе может происходить по принципу внедрения и замещения. Атомы замещения практически не влияют на прочность сплава, так как они изоморфны решетке матрицы и имеют близкий атомный радиус с атомами матрицы. Примесью внедрения, оказывающей наибольший упрочняющий эффект в сплавах на основе железа является углерод. [5]
В процессе упрочнения дисперсными частицами атомы легирующих элементов являются составляющими данных частиц, образуя сегрегации и химические соединения.
Дисперсионное упрочнение – это повышение прочности сплава вследствие образования в нем дисперсных упрочняющих фаз при распаде перенасыщенного твердого раствора. Различают упрочнение когерентыми, полу- и некогерентными частицами (рис. 2).


Рис. 2. Схема образования зародышей:
а – когерентное, сопровождающееся упругим искажением матрицы;
б – полукогерентное с дислокациями на межфазной границе;
в – некогерентное [4]

Механизмы дисперсионного упрочнения делятся на основные и косвенные. Все основные механизмы базируются на том, что дисперсные частицы являются препятствиями на пути движения дислокаций, вследствие чего повышается предел текучести материалов. Косвенные механизмы упрочнения связаны с влиянием дисперсных частиц и собственно распада пересыщенного раствора на характер субструктуры.
При рассмотрении механизмов упрочнения необходимо учитывать кристаллическую структуру матрицы и выделений, потому что различия в структурах означают и различие в концентрации энергии на границах разделов. Имеются три основных вида образования зародышей (смотри рис. 2). [4]

Когерентное образование. Если кристаллическая структура и параметры решетки матрицы и зародыша сходны, то выделение второй фазы происходит, как показано на рис. 2, а.
Полукогерентное образование зародышей происходит, когда матрица и зародыш взаимосвязаны таким образом, что поверхность раздела может быть построена при наличии определенных дефектов, например, дислокаций (рис. 2, б).
Некогерентное образование зародышей осуществляется в том случае, когда кристаллические решетки частицы и матрицы настолько различаются, что граница раздела представляет собой большеугловую границу, чем-то схожую с границами зерен в металле.

Если когерентное и полукогерентное образование зародышей возможно только при некоторых определенных вариантах взаимного расположения участков фаз, то некогерентное образование зародышей может происходить при произвольной ориентации фаз.
При прохождении образования зародышей на точечных дефектах в качестве концентратора образования являются закалочные вакансии, которые оказывают влияние на скорость образования зародышей

. При это, влияние вакансий двояко. Во-первых, они могут увеличивать скорость диффузии растворенных атомов и, следовательно, становиться составной частью зародыша и, таким образом, снижать энергетический барьер для образования зародышей критического размера. Так же стоит отметить, что существуют убедительные экспериментальные доказательства того, что избыточная концентрация вакансий отрицательно влияет на процессы выделения из твердого раствора. Например, доказано, что у облученных образцов стали частицы не достигают критических размеров за счет большого числа таких выделений в матрице. [4]
Процесс выделения вторичной фазы на дислокации является самопроизвольным, это приводит к получению вторичной фазы высокой плотности. Например, в некоторых аустенитных сталях выпадают карбиды типа М23С6, то эти частицы образуют строчечные включения, вытянутые вдоль всего кристаллографического направления, совпадающего с направлением дислокации. Изучение ранних стадий отпуска и старения показало, что на имеющихся дислокациях образуются выделения, которые затем растут частично когерентно с матрицей. Деформации, возникающие в процессе роста частиц под влиянием разности атомных объемов двух решеток, вызывает «выбивание» призматических петель дислокации в матрицу (рис. 3). Эти петли с осями скольжения, совпадающими с направлением <110>. Служат затем местом выделения новых карбидов, что приводит к образованию строчечных включений, наблюдаемых после длительных выдержек после длительных выдержек при температурах старения.
Повышение плотности дислокаций в пересыщенном закаленном твёрдом растворе может еще больше увеличить плотность выделений. Это происходит в случае мартенситостареющей стали, где под влиянием напряжений, сопровождающих фазовое превращение при охлаждении, образуется мартенсит с высокой плотностью дислокаций. Аналогичные явления сопровождают такие виды механической обработки, как наклепывание или термомеханическую обработку.


Рис. 3. Электронная микрофотография выделения железохромистых карбидов из аустенитной стали при старении [4]

Границы зерен приставляют собой место, где наблюдают увеличение скорости образования зародышей, так как если зародыши образуются на границе, то площадь ее поверхности сокращается, а освободившаяся энергия расходуется на уменьшение величины внутренних напряжений. Механизм образования таких частиц приведен на рис. 4. Энергия межфазной границы складывается из двух составляющих: энергии, определяемой структурой поверхности раздела, и химической энергии, зависящей от разницы в химическом составе и от упорядочения твердых растворов граничащих фаз.


Рис. 4. Образование зародыша дисперсной фазы на изотропной границе зерен матрицы

Исследования методами ионно-проекционной и электронной микроскопии указывают на то, что структура искривленной поверхности границы зерна не остается постоянной – здесь присутствуют такие несовершенства поверхности, как гребни и зернограничные дислокации. Часто наблюдают образования зародышей зерен по границам зерен только на определенных участках, как, например, в случае выделения из нержавеющей стали карбидов хрома, железа, когда форма и плотность частиц по границам зерен зависит от ориентации границы. Это дает основание полагать, что такая гетерогенность распределения зенограничных фаз связана с наличием некоторых особенностей структуры самой границы зерна. [4]
К основным упрочняющим фазами относятся карбиды, нитриды, карбонитриды, интерметаллиды.


Упрочнение когерентными частицами

Когерентные выделения возникают на ранних стадиях распада пересыщенных твердых растворов. При деформации таких материалов наблюдается процесс перерезания частиц (рис. 5).

Рис. 5 – Процесс перерезания когерентных частиц

Упрочнение сплавов с малыми когерентными частицами очень невелико. После низкого или даже отрицательного упрочнения при очень малых степенях деформации при более сильной деформации происходит упрочнение в результате взаимодействия скоплений дислокаций из различных плоскостей скольжения. При высоких степенях деформации когерентные частицы измельчаются из-за частого перерезания в различных
системах скольжения и, наконец, механически растворяются. [6]
Сплав в этом случае проявляет свойства, приближающие его к сильно деформированным однородным твердым растворам.
Существует много причин, по которым перерезание частиц затрудняет движение дислокаций, но все они сводятся к возникновению силы, противодействующей движению дислокаций, в результате чего те изгибаются. [6]


.
Рис. 6. Изменение критического напряжения сдвига в плоскости скольжения после прохождения n дислокаций; А – механизм огибания; В – однородный твердый раствор;
С – механизм перерезания [2]

Наибольший вклад в сопротивление движению дислокаций вносят в основном поля дальнодействующих упругих напряжений около когерентных выделений, возникающие в
результате различия атомных объемов выделяющейся фазы и твердого раствора.
Для оценки упрочнения дисперсионно-твердеющего сплава важно знать, обходят дислокации частицы или перерезают их. При огибании частиц упрочнение сплава значительно выше, чем при перерезании (рис. 6).
Причиной этого является то, что при огибании всегда образуются дислокационные кольца, которые упрочняют плоскость скольжения; при перерезании не возникает новых дислокаций. Поперечное сечение частиц при этом уменьшается, благодаря чему их относительная эффективность как препятствий может даже уменьшаться. [7]

Упрочнение некогерентными частицами

Некогерентные частицы действуют как препятствия и вызывают искривление линий дислокаций, зависящее от расстояния между частицами и от внешнего напряжения (рис. 7).


Рис. 7. Схема обхода дислокациями неперерезаемых частиц по механизму Орована [6]


Характеристики низкоуглеродистой закалочной структуры. Принципы образование дисперсных частиц

Мартенситное превращение является сдвиговым фазовым превращением и представляет собой закономерную перестановку решетки, при которой атомы железа не обмениваются местами, а лишь перемещаются на относительно незначительные расстояния, не превышающие межатомные. В результате превращения твердый раствор внедрения углерода в α-железе упорядочивается и имеет тетрагональную решетку, степень тетрагональности которой зависит от содержания углерода. Общий химический состав исходной и конечной фаз одинаков.
Морфология мартенсита определяется составом сплава и, как следствием, температурой мартенситного превращения.
Низкоуглеродистый мартенсит морфологически называется реечным обладает относительно высоким комплексом механических свойств. Так, сочетание с относительно высоким уровнем прочности трещиностойкости малоуглеродистых сталей является следствием целого ряда его структурных особенностей по сравнению с пластинчатым