автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Закономерности явления замедленного разрушения высокопрочных сталей и способы повышения трещиностойкости стальных изделий

МИНИСТЕРСТВО ЧЕРВОЙ МЕТАЛЛУРГИИ СССР ЦЕНТРАЛЬНЫЙ ОРДЕНА ТРУДОВОГО КРАСНОГО ЗНАМЕНИ ШУЧНО-ИССШВДОВАТЕДЬСШЙ ИНСТИТУТ ЧЕРНОЙ МЕТАЛЛУРГОМ имени И.П.БАРДИНА

Л?

На правах рукописи

ШИШОВ ГЕОРГИЙ АНАТОЛЬЕШЧ

УДК 539.37:669.15

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ЯВЛЕНИЯ ЗАЫВДПЕННОГО РАЗРУШЕНИЯ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ И СПОСОБЫ ПОВЫШЕНИЯ ГРЕИЩОСТОЙКОСТИ СТАЛЬНЫХ ИЗДЕЛИЙ

Автореферат диссертации на соискание'ученой степени доктора технических наук

05.16.01 - "Металловедение и термическая обработка металлов'

Москва - 1989'

Работа выполнена в Центральном научно-исследовательском институте черной металлургии им. И.П.Бардина

Официальные оппоненты: доктор технических наук,

член-корр. АН УССР РОМАНИВ

доктор технических наук, профессор"" БАШНИН К

доктор технических наук

УЛЬЯНЙН

Ведущая организация: Всесоюзный научно-исследовательский институт железнодорожного транспорт "ВНИИЖТ"

Защита состоится "_"_19 г. в 10 час.

на заседании специализированного совета Д-М .0^.02 при ЦНЙИчермете

по адресу: 107005, Москва, 2-я Бауманская, д. 9/23

С диссертацией мокно ознакомиться в библиотеке цнИИчерь'Е

Справки по телефону : 265-72-27

Автореферат разослан "_"__ 19 г.

Ученый секретарь специализированного совета __

кандидат технических наук Н.М.АЛЕКСАНДРОВА

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Использование высокопрочной стали в качестве конструкционного материала сопряжено с опасностью преждевременного хрупкого разрушения. Зтс обусловлено те1.?, чго развитие хрупкого разрушения в высокопрочной стали может протекать при напряжениях, значительно ниже предела текучести стали, в условиях воздействия статического напряжения. Известны, напри\'ер, случаи разруоения закаленных стальних изделий, растрескивания стальных с 1Тков из легироввнных сталей, трещанообразовааия в сварных соединениях. Нередки случаи растреск^бния стальных резервуаров, находящихся под давлением, затянутых болтов и др. Все эти вида хрупкого разрушения связани с рьзвитие" замедленного разрушения. Хрупкость высокопрочной стали, связанная с замедленным разруиени-еч, в противоположность хладноломкости стали, на может бить обнаружена при высокоскоростных или низкоге.'.'пературних испытаниях. Этот вид хрупкости проявляется при температурах, близких к комнатной, и при низких скоростях деформации.

Явление замедленного разрушения исследовалось в работах С.С. Яуракова, Ч.Х. Иоршорова, О.Н. Романиг'а, К. Чазааца, А.Р. Грояно и др. В основе представлений о замедленной разрушении, развитых в этих работах лежит рассмотрение разрушения как единого процесса накопления дефектов структуры во времени под нагрузкой. Однако, процесс разрушения протекает в несколько стадий, включающих зарождение трецины, рост »резины до критического размера и быстрое ее распространение. Понимание природы явления замедленного разрушения не монет бить полньг.! без выяснения природы процессов, протекающих на отдельных его стадиях. .

Сопротивление замедленному разрушении зависит от структурного состояния стали и содержания водорода. Высокой склонностью к замедленному разрушению обладают углеродистые стали со структурой неотпутенного мартенсита. Еыдержа стали после закалки (отдых) или отпуск уменьшают склонность закзленной стали к замедленному разрушению. 3 тоже вреия насыщение стали водородом 1<ожет вызвать склонность к замедленному разу нению в таком структурном состоянии, когда сталь в отсутствии водорода практически не склонна к этому виду хрупкого разрушения (.например, в отпущенном состоянии). Можно предположить, что насыщение стали водородом вызывает появле-

ние дефектов структуры, способствующих зарождению трещины под аагрузкой. Изучение роли структурных факторов и водорода в развитии явления замедленного разрушения является важным для анализа причин преждевременного разрушения стальных изделий и конструкций и создания эффективных способов повышения их трещиностолкости.

Склонность к замедленному разрушению, вызванному водородом зависит от его диффузионной подвижности, которая определяется егс взаимодействием с дефектами кристаллического строения - водородными ловушками. Возможны различные по энергии связи в^аш/одейст-вия с втоиеми внедрения, легирующими элементами, дислокациями, частицами фаз и др. С точки зрения возможности зарождения трещит водородные ловушки, по-видимому, могут быть опасным и неопасным Выяснение вопроса о том какие ловушки повышают, а какие понизают сопротивление замедленному разрушению, то есть являются опасными, представляет интерес для разработки сталей с повышенным сопротивлением замедленному разрушению.

Распространение трещины при замедленном разрушении происход) преимущественно интеркристаллитно. Сопротивление распространении интеркрис,паллитной трещины зависит от содержания вредных примесе! (фосфора, сурьмы, олова и др.), склонных к образованию сегрегаци] на границах зерен. Источником вредных примесей могут быть особенность процесса раскисления стали. Изучению влияния примесей на склонность высокопрочных сталей к замедленному разрушению не уделялось достаточного внимания. Хотя очистка стали от примесей или нейтрализация их вредного влияния может представлять резерв по-выш..ая сопротивления замедленному разрушению. В этой связи особое значение приобретает изучение механизма влияния примесей на склонность к замедленному разрушению, изыскание путей повышения трещиноотойкости сталей за счет микролегирования ¡элементами, ней г-ализующими вредное влияние примесей, а также установление опти мальньи решмов термообработки, уменьшающих концентрацию примесе на границах зерен.

Одной из причин выхода ив строя высокопрочных болтов являет замедленное разрушение. Повышение уровня прочности болтов увеличь вает их склонность к замедленному разрушению. Вместе с тем повышение уровня их прочности позволяет снизить металлоемкость сталь ных конструкций. Поэтому разработка сталей, для высокопрочных бс тов, обладаниях повышенными прочностью и сопротивлением эамедле* ному разрушению является важной практической задачей.

Цель работы: - изучение физической природы процессов, прот' кающих на всех стадиях замедленного разрувения;

- построение единого механизма зарождения и распростра. лит трещины при замедленном разрушении, основанного на учете силовых и структурных факторов - внутренних макронапрякевий, сегрегация вредных примесей и водорода;

- разработка способов повышения сопротивления замедленному разрушению и их применение для создания сталей с повншеннш сопротивлением замедленному разрушение для производства высокопрочных (*1ЛТ0В.

Каучнзя новизна:

- Выявлены основные факторы, вызызагсщле склонность вчсоко-прочных сталей к замедленному разрушению : локальные микронапряжения, возникаюцие в результате фазовых превращений, микропластической деформации и наеццения водородом, и примеси.

- Разработан единый механизм замедленного разрушения, основанный на представлении о термически активированном зарождении и распространении трещины в условиях снижения аффективной поверхностной энергии разрушения по границам исходных ауетенитных зерен, в результате повшзения упругих напряжений и ослабления сил vea-атоиного сцепления сегрегациями примесей.

- С помощью методов аннигиляции позитронов и изучения распределения водорода в структуре закаленной стали доказано существование специфических дефектов кристаллического строения - областей объемного растяжения (OOP) кристаллической решетки, позволяющие объяснить аномальное изменение физических и механических свойств

(,низкие модуль упругости, сопротивление микродеформации и хрупкому разрушению, высокий релаксационных эффект, эффекты неупругого последствия и разного сопротивления деформации при сжатии и растяжении).

- Сформулированы представления о физической природе процессов, протекающих на стадиях зарождения и распространения трещины при замедленном разрушении закаленной стали я сть..и, при насыщении ее водсодом. Установлена связь между процессом зарождения трещины и развитием ыикропласпческой деформации в местах действия локальных иикронапряжений. Изучена природа неравномерного, скачкообразного распространения стабильной трещины.

- Обнаружено явление замедленного разрушения мвртенситоста-

- k -

реюдах сталей типа UT8K915T после старения при 410-450°С и изучены причины его вызывающие.

- Проанализирована роль дефектов кристаллического строения, служащих ловушками для водорода в развитии замедленного разрушения при насыщении стали водородом. Оценена энергия взаимодействия водорода с водородным»-, ловушками разного типа в стала (OOP, частицами фаз, дислокациями, границами зерен). Предложена классификация водородных ловушек по влиянию на процессы ззровдения

и распространения трещины. <

- Установлено, что развитие микродеформации и повышение уровня локальных «лкронапрясешлй при насыщении стали водородом

в условиях воздействия упругих напряжений является стадией пред-разрушения, протекавшего в ходе инкубационного периода замедленного разрушения стали с водородом.

- Разработана модель зарождения трещины при замедленном разрушении высокопрочных сталей в условиях насыщения водородом. Зарождение трещины происходит при напряжениях, превышающих напряжение начала микропластической деформации в стали с водородом. Развитие микродеформации приводит к возникновении локальных иикронапряяеьий и связанных с ними OOP кристаллической решетки, служащих аффективными ловушками . для водорода. Образование трещины пррисходит при достижении критической концентрации водорода в OOP и при достижении критической степени заполнения всех водородных ловушек, которая не зависит от условий насыщения стали водородом и уменьшается с ростом уровня приложенного напряжения .

- Разработан метод разделения суммарной работы распространения стабильной трещины при замедленном разрушРиии на составляйте разрушения по иежзеренноиу и микровязколу механизма«.

- Проанализирована роль сегрегация вредных примесей на границах исходных аустенитных зерен в ыикромеханизке мезсзерек-ного" зарождеьик и распространения трещины при замедленном разрушении. Показано, что цри увеличении концентрации вредных примесей работа рр-яространевия мекзвреняой трещины в локальной области излома уиеньшаехся до 10s эрг/с«2, то есть энергии разрушения металла без пластической деформаций.

- Иоучекн склонность фосфора, сурьмы к олова к образованию сегрегация на границах исходных аустенитных зерен в ходе изо-

.термической издержки стали б аустенитнсй области и вклад сегрегация этих примесей, фиксируемых закалкой, в развитии замедленного разрушения.

- Установлен факт наследования сегрегация фосфора, образовавшихся на грвницах исходных аустекитннх зерен при нагреве стали под закалку, в развитии межзерекной хрупкости в ходе последующего отпуска.

- Получены новые доказательства вклада процесса распада твердого раствора углерода в феррите в ходе охрулчиззюцего отпуска в

р 1витии обратимой отпускной хрупкости.

- Показано, что раскисление ехали кречниеи увеличивает склонность к замедленному разрушению, что является следствием протекания сегрегационных процессов пр 1есей - продуктов раскисления стали кремнием.

Научные положения, выносимна нз защиту:

1. Основные факторы, способствующие развитию замедленного разрушения и механизмы процессов, протекающих на всех стадиях заыедленного разрушения высокопрочных сталей.

2. Доказательства существования в структуре закаленной стали OOP кристаллической решетки и их решавшей роли в развитии замедленного разрушения.

3. Явление замедленного разрушения картенситостареющих сталей типа HI8K9'J5T, развивающиеся после нагрева при 410 - 450°С.

Уоханиэм влияния водородных ловушек на сопротивление зарождения и распространенно трещины при замедленном разруиении и их классификация на опасные и неопасные (полезные).

5. Чодель зарождения трещинн при замедленном разрушении з условиях насыщения стали,водородом, основанная на учете взаимодействия водорода с дефектами кристаллического строения - водородными ловуикани.

6. Метод разделения суммарной работы распространения стабильной трещины при замедленном разрушении на составл эщие - ь.зргии хрупкого некоренного и иикровязкого разрушения,

7. Докезатвльства влияния сегрегаций примесей, образующихся на границах исходных аустенитвых зерен при нагреве стали под закалку, на сопротивление распространении интеркристаллитной трещины после закалки я отпуска.

8, Факты, подтвсрздаюяие сегрегационный механизм вредного влияния раскисления стали кремнием на склонность к замедленному разрушению.

9. Декогезионннй механизм влияния сегрегаций вредных примесей на сопротивление распространению интеркристаллитной трещины..

Практическая значимость:

Разработаны принципы создания структурного состояния стали с повышенным сопротивлением замедленному раэрувени», ^снованные на уменьшении уровня локальных микронапрякений в структуре стали и дезактивации вредных примесей и водорода. Это может быть обеспечено измельчение*/ структуры стали и применением специальных релаксационных обработок, создание« структуры с равномерно распределенными водородной ловушками, очисткой стали от вредных примесей, микролегированием борой, бескреынисткы раскислением. Разработанные принципы послужили научной основой для проведения практических работ по повышению надежности и долговечности сталей для высокопрочных болтов.

Проведен цикл работ по выяснению причин преждевременного хрупкого разрушения высокопрочных болтов из стали 40Х "селем", разработке метода испытаний высокопрочных болтов на замедленное разр) „ание и разработке сталей для высокопрочных болтов повы-иенной прочности и надежности.

Преждевременный выход из строя высокопрочных болтов является следствием протекания процесса замедленного разрушения. Раз-рущ. диеся болты имеют повышенные значения прочности и твердости, что повышает их склонность к замедленному разрупению. Установлены процессы перераспределения водорода при эксплуатации высокопрочных болтов из стали 40Х "селект" и повышения его концентра-ц-ч вблизи поверхности резьбовой части болтов.

На основании проведенных исследований (совместно с ВНШме-тизом) разработаны рекомендации по совершенствованию технологии производства высокопрочных болтов на Магнитогорском метизно-металлургическом заводе (№Ш). В результате мероприятий проведенных на ЙММЗ высокопрочные болты текущего производства обладают более высокими трещиностойкостью и сопротивлением замедленному . разрушений. По данным Главстальконструкции Иинмонтажспецстроя СССР экономический эффект от применения высокопрочных болтов

повшвяного качества составляет 22.35 руб/т. Экономический эффект получается за счет исключения случаев разрушения болтов при эксплуатации и соответственно уменьшения расхода бс ;ов и снижения трудозатрат при монтаже (.с учетом разрушенных болтов).

Разработан и опробован ускоренный метод испытаний высокопрочных болтов на замедленное разрушение при «астении водородом, имитирующий процесс замедленного разрушения болтов в реальных условиях эксплуатации. Оценена склонность к замедленному разрушению высокопрочных болтов из сталей ЭДХ "селект", 40Х-ПВ, ЗРГГР, 20Х2Г, 20Х2ГТР, 20Х2ШТРБ.

Разработаны и опробованы в про лилейных условиях стали повышенной степени чистоты в с микролегирущи.ми добавками для производства высокопрочных болтов разлукого уровня прочности и повыпенной надежности.

На !ШЗ изготовлена опытно-промышленная партия высокопрочных болтов из стали 36ХТР, выплавки меткочбината "Кряворок-сталь" (150т). Болты из стали 36ХТР по механическим свойствам не уступают стали ЗДХ "селект" = 1100-1200 К/мм2} и опадают более высоким сопротивлением замедленному разрушению.

В условиях 5ШЗ опробованы для производства высокопрочных болтов 424 стали 40Х - вакуумированная, производства Донецкого металлургического завода (5,5 т) и 40Х-ПВ повышенной степени чистоты, выплавленная на ОЭЖ (300 т) с применением железа прямого восстановления. Сталь 40Х-ПВ опробована для производства болтов 410 на зэводе "Станконормаль". По ряду технологических показателей, механически« свойствам и сопротивлению замедленному разрушению болты из стали 40Х-ПВ превосходят сталь 40Х "селект". Экономический эффект от применения стали 40Х-ПЗ вместо 40Х "селект" составляет 66,32 руб/т.

На МММЗ опробованы составы сталей типа 20Х2Г с содержанием углерода 0,13-0,1855 и микролегирующими добавками титана и бора. Оценены механические свойства и склонность к замедленному гчз-рушению болтов М20 из этих сталей. Наилучшим сочетанием показателей лрочнс ги (<Ъе = 1200-Г400 Н/мм2), трещиностойкости и сопротивления замедленному разру: нию обладают болты из сталей 20Х2ГТР и 15Х2ГН.

Разработана (совместно с ЦНШПСК и ВНШИЕТИЗОТ) сталь 20Х2НМТРБ с микродобавками ниобия, титана и бора для высоко-

л

прочных болтов с уровнем прочности 1135-1155 Н/мм и повышенным сопротивление« замедленному разрушению, предназначенных для работы в жестких условиях эксплуатации. На Воронежском мостовой зйводе методом горячей штамповки изготовлена опытно-промталенная партия болтов из стали 20Х2ШГРБ выплавки завода "Сибэлектро-сталь" (20 т). Болты установлены на объектах с атмосферой средней агрессивности. Случаев разрушений не отмечено.

Не №(3 проведены приемочные испытания опытно-промышленной партии болтов изготовленных методом холодной высадки и^ стали 20Х2МТРБ. Болты удовлетворяют техническим требованиям и рекомендованы на постановку на серийное производство.

Разработаны технические условия на подкат из стали 20Х2НМТРБ-ПВ в мотках выплавки ОЭЖ. На ОЗМК освоено производство стали 20Х2НМТРБ-ПВ (300 т). Не ШМЗ изготовлена опытно-прошышленкея партия высокопрочных болтов из стали 20Х2НМТРБ-ПВ.

На базе состава стали 20Х2ШТРБ разработана совместно с ЦНИИПСК перспективная марка стали с более высоким содержанием углерода для производства болтов с уровней прочности выше 1550 Н/ым2.

Эффективность применения стали 20Х2ШТРБ при производстве высокопрочных болтов связана с уменьшением металлоемкости кон-струкц.-л, со снижением трудоемкости при их ионтаяе и с повышением надежности и долговечности болтов в процессе эксплуатации. Годовой экономический эффект от внедрения высокопрочных болтов ив стали 20Х2НМТРБ составляет 643 тыс. руб.

_..равки, акты и расчет экономического эффекта имеются в диссертации и отчетах ЦНИИчермета (№ 01830071456, 01640077382, 01850004089, 01870026477, 01880014889).

Апробация работы и публикации. Материалы диссертационной рас" ты доложены в 1971 г. на семинаре "Хрупкие-разрушения сварных конструкций" (Ленинград), в 1972 г. на семинаре-конференции "Конструктивная прочность стали и сплаЕов" (Москва); в 1973 г. на П Всесоюзном совещании по механизму и кинетике мартенсигных превращений (Киев'»; в 1974 г. на семинаре "Надекность и долговечность изделий из конструкционных сталей для машиностроения и приборостроения" (Ленинград), в 1974, 1975 и 1987 гг. на постоянном семинаре ИДШ "Проблемы разрушения металлов" (Москва), в 1975 г, не Всесоюзном симпозиуме "Новое в металловедении и тер-

мической обработке металлов и сплавов" (Минск); в 1976 г. на семинаре-конференции "Применение з металловедении просвечивающей и растровой электронной микроскопии (Москва); на Всесоюзной конференции "Структура и прочность стала и сплавов" ^Киев); на Всесоюзном совещании "Элементарные процессы пластической деформации кристаллов (Харьков), в 1976, Т.979, 1982 и 1985 гг. на Ш, 1У, У и У1 Всесоюзных совещаниях по взаимодействию между дислокациями и атомами примесой и свойствам сплавов (Тула); в 1977 г. на Международной конференции ^Лартенситные превращения" (Киев), в 1977 и 1982 гг. на Всесоюзных семинарах "Излом и хруп-яс ть стали и сплавов" (Киев); в 1978 г. на семинаре-конференции "Термическое и термочеханическоь упрочение металлов (Чосква;; в 1978 и 1980 гг. на I и П Всесоюзных семинарах "Влияние водорода на механические свойства конструкцис .них сталей'' (Львов, Харьков); в 1979 г. на семинаре "Наворохивание металлов и борьба с водородной хрупкость»" (Москва), на семинаре "Структура и свойства металлов я сплавов" (Киев), в 1979 и 1983 гг. на IX и X Всесоюзных конференциях по физике прочности и пластичности (Куйбышев); в 1980, 1984 гг. на семинарах "Легирование и с ой-ства сталей и сплавов" Киев), в 1580, 1985 гг. на Всесоюзных конференциях "Физика разрушения" (Киев, Черновцы); в 1981 г. на конференции "Механико-термическая обработка и субструктурное упрочнение металлов" (Киев), Ш координационном семинаре по деформационному упрочнению сталей л сплавов (Барнаул); Ш Всесоюзном семинаре "Структура и свойства границ зерен" (Черноголовка), в 1981 и 1986 гг. не семинарах "Новые дозтикения в области металловедения и термической обработки металлов" (Киев); в 1982г. на семинаре "Новые методы структурных исследований металлов и сплавов" (Москва), в 1982 и 1984 гг. на И и ГУ Всесоюзных семинарах "Водород в материалах {Донецк, Москва); в 1983 г. на семинаре "Термическая обработка стали и сплавов" (Киев), на I Всесоюзной научлой конференции "Структура и свойства границ зерен" (Уфа), на Всесоюзной конференции "Проблемы создания и :риме-нения высокопрочных конструкционных сталей" (Москва); в 1984- г. на конференция "Субструктурное упрочнение металлов" (Киев), не Всесоюзной научно-технической конференции "Интеркристаллитная хрупкость сталей и сплавов (Ижевск); в 1986 г. на П Всесоюзной конференции "Прочность материалов и конструкций при низких тем-

пературах" (Житомир); в 19Б7 г. на семинаре "Металловедческие вопросы прочности и хрупкости стали" (Киев), на Всесоюзном научно-техническом совещании "Повышение эффективности использования в народном хозяйстве высококачественной металлопро кции" (Старый Оскол), на Всесоюзной научно-технической конференции "Металл а технический прогресс" (Москва); в 1988 г. на научно-техническом семинаре "Методы повышения конструктивной прочности материалов (Москва).

По теме диссертации опубликовано 63 статьи.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, девяти глав, выводов, списка литература (203 наименования) и приложения. Диссертация изложена на 340 страницах, содержит 12 таблиц и 128 рисуаков на 52 страницах и 19 страниц приложения.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

В отличие от неметаллов замедленное разрушение сталей зависит от структурного состояния, содержания примесных элементов . и развивается при температурах, близких к комнатной. Известны два вида замедленного разрушения высокопрочных'сталей. Замедленное разрушение закаленных углеродистых сталей и замедленное разрушена, вызванное водородом.

I. ЗАМШЕННОЕ РАЗРУШЕНИЕ УГЛЕРОДИСТЫХ ЗАКАЛЕННЫХ И МАРТЕНСИТОСТАРЕЮЩИХ СШЕЙ.

Замедленное разрушение закаленной стали объясняется постепенным накоплением дефектов структуры в результате развития вязкого течения по границам верен (С.С. Шураков), разупрочавннам вследствие скопления нз них вакансий (М.X. Поршог^в) или "динамических эффектов" при мертенситном превращении (К. Мазанец). Обра-з.-зание трещины с течением времени под нагоузкой может быть следствием присутствия водорода в стали или действия среды, в которой приводится испытание (ЯЛ. Потак, А.Р. Трояно). Проверка этого положения показала, что в случае замедленного разрушения закаленной стали ни водород в стали, ни среда ке являвтся основными причинами высокой склоаносга закаленной с® ли к замедленному разрушению. Трудно согласиться и с тем, что в основе процесса, приводящего к образованию трещины в закаленной стали, лежит вяз-

кое скольжение по границам зерен, в осооенкости, когда замедленное разрушение протекает при температурах ниже комнатной, то есть в условиях практически исютчаюяих вязкое скольжеые по границам. В связи с атим причину склонности стали к замедленному разрушении следует искэть в особенностях структурного состояния закаленной на мартенсит стати.

Формирование мартенектной структуры сопровождается повышением плотности дислокаций и образованием внутренней двойяикован-ной субструктуря. Такие дефекты характерны для обычного явления ; )ормационного упрочнения кристаллов и наличие их в структуре мартенсита непосредственно подтверждается электронномикроскопи-ческими исследованиями.

Упругая аккомодация на границе ре-гток исходной и конечной фаз, объемные изменения при возникновении новой менее плотной репетки, а также перемещение кежфалной границы при росте мар-тенситных кристаллов приводят к возникновению дефектов, в особой степени характерных для структуры мартенсита. Такого рода дефекты, сконцентрированное v поверхности мартенситных кр зтал-лов, являются источником внутренних напряжений. Поля напряжений, вызываемые дефектами, можно разделить на протяженнее, которые можно представить как упругий изгиб ивргеаситяого кристалла, и локальные, представляющие собой области объемного растяжения (OOP) кристаллической реаетки,. Первые распределены в пределах размеров мартенситных кристаллов и регистрируются по изменению ширины рентгеновской интерференционной линии. Локальные напряжения и связанные с ними OOP сосредоточены в вериинах мартенситных кристаллов и в силу их локальности не обнаруживаются обычными структурными методами.

Можно полагать, что OOP, как специфические дефекты структуры стали, могут возникать ие только в результате иартенситного превращения, не и в ходе других фазовых превращений. Например, выделение дисперсных частиц, окруженных полями уп-\тих нагяже-ний , при нагреве мартенсятостареюиих сталей может создать предпосылки для развитая замедленного разрушения.

I. Локальные микрона пр.. ¿ения и связанные с ними области объемного растяжения (OOP) кристаллической решетки в структуре закаленной стали.

Экспериментальное обнаружение OOP в мартенсите. OOP в зака-

ленной стали исследовали с помощью методов аннигиляции позитронов и изучения лекального распределения водорода на поверхности образца. Было обнаружено аномально высокое время кизни позитронов в закаленной стали - 400 псек, которое не соответс-чует ан-нигиляционннм характеристикам для известных дефектов ж отражает аннигиляцию позитронов в OOP. Можно полагать, что изменение влектронкой плотности, связанное с наличием нолей упругих напряжений в OOP, увеличивает время жизни позитронов в закаленной стали. Отпуск или деформация, приводя к релаксации упругих напряжений и исчезновению OOP, уменьшают время кизни позитронов, приближая его к значении, характерному для аннигиляции позитронов на дислокациях - 200 псек.

OOP в закаленной стали являются ловушкаки длп водорода, приводя к неоднородному распределению водорода. Водород в структуре свежезакаленного мартенсита располагается в основном на границах исходных еустенитных зерен в вершинах наиболее крупных мартенситкых кристаллов (рис. I). После отдыха водород распределяется более однородно и находится как на границах, так и внутри исходных аустенитных зерен.

Влияние OOP на свойства закаленной стали. Для структуры свежезаквленного мартенсита характерны низкие сопротивление малым пластическим деформациям и модуль упругости, высокие значения релаксационного аффекта и фона внутреннего трения. Отдых и низкий отпуск увеличивают сопротивление «алым пластическим деформациям и модуль упругости, снижают релаксационный эффект и фс внутреннего трения (рис. I).

Как показал анализ экспериментальных данных, низкое сопротивление микродеформации в мартенсите закаленной стали не является следствием движения "свежих" незакрепленных длслокаций, возникающих в результате мартенситного превращения, а отражает концентрацию напряжений в OOP при нагружении стали и достижение локального предела иикротекучести в OOP при низком приложенном напряжении.

При длительном вылеживании мартенсита при комнатной температуре, а также при нагреве происходит уменьшение его обьема и увеличение плотности. Эффект сжатия наблюдается в стали 20С2ГЗН2Х?Ф, в которой при отпуске до 350-400°С не происходит раопед (¿артенс«та, а также безуглеродистом Fe-Ni мартенсите.

Можно полагать, что сжатие при отдыхе и низкотемпературном отпуске закаленной стали представляет собой не обычное изменение объема при первом превращении при отпуске, в релаксациоиНьтЛ процесс, связанный с уменьшением упругой деформации в OOP.

Изучение природы эффекта разного сопротивления деформации (РСД) при сжатии и растяжении закаленного мартенсита показало., что отдых и низкий отпуск уменьшают эффект РСД. Различие в сопротивлении деформации прл сжатии и растяжении закалзнного мартенсита определяется разной реакцией локальных микродефектов С" 'ли на направление нагруяения. При растяжении - это микронлас-тическая деформация в OOP; при скат..л - упругое "закрытие" микродефектов растяжения и упрочнение стали из-за наличия полей упругих напряжений э OOP.

Таким образом, в результате мартенситного превращения наряду с дефектами, характерней для пластической деформации металлов (вакансий, дислокаций, двойников) возникают специфические дефекты-области объемного растяжения кристаллической решетки, обнаруживаемые с помощью метода аннигиляции лозитроког я изучения распределения водорода в стали. Представление о существовании OOP позволяет с единых позиций подойти к объяснению различных физических и механических свойств мартенсита закаленной стали. Развитие микросдвиговых процессов в OOP под воздействием внеаних сил, очевидно, обусловливает низкие сопротивление микродеформации и модуль упругости, высокие релаксационный эффект и фон внутреннего трения. Поля упругих напряжений в OOP, по-видимому, аналогичны полям упругих напряжений вокруг выделений и могут упрочнять сталь при сжатии. Уменьаение упругой деформации в OOP приводит к явлению неупругого последствия.

2. Механизм зарождения и распространения трещин» при замедленно« разрушении закаленной стали.

Установлено, что замедленное разрушение закаленной стали протекает в три стадии: инкубационный период, ста; я стаби ного распрос-оанения трещины и быстрое разрушение ("долом").

Стадия зарождения трещины. Понижение температуры испытаний и отдых стали после закалки; увеличивают длительность, инкубационного периода. Энергия активации зарождения трещины при замедленном разрушении закаленной стали 40Х2Н5ОТ уменьшается от 51 до

26,5 кДж/моль при увеличении приложенного напряжения от 0 до

600 К/л.«2.

Сопоставление результатов испытаний на замедленное разрушение и релаксацию напряжений позволили установить дв<_ важных момента, касавшихся природы зарождения трещины при замедленном разрушении закаленной стали. Во-первих, зарождение трещины воз-иожво только при нагрухении выше определенного, порогового напряжения, которое значительно меньше предела текучести стали и составляет для свежезакаленной стали АПХ2Н5ОТ 300 ¿/мм2, а после отдыха 1Э3 мин - 950 Н/мм2. Во-вторых, пороговое напряжение соответствует напряжению начала иикродеформации в закаленной стали. Это означает, что образование трещины в закаленной стали под нагрузкой может произойти только тогда, когда приложенное напряжение вине напряжения, необходимого для развития микропластической деформации в стали.

Исследования по влиянию отдыха после предварительной выдержки в инкубационном периоде замедленного разрушения на свойства стали чувствительные к локальным микронапряжениям показали, что нагружение закаленной стали выше порогового напряжения повышает уровень локальных микронапрякений в стали. В процессе выде-чки в инкубационном периоде протекает релаксация локальных микронапрякений путем образования дефектов, типа микротрещин. Наиболее вероятными центрами образования таких дефактов являются, по-видимому, границы исходных аустенитвых зерен (в частности, честа выхода на границы наиболее крупных мартецситных кристаллов), где локальные остаточные напряжения наиболее велики.

Таким образом, локальные упругие напряжения в OOP в структуре закаленного неотпущеиного мартенсита обеспе'ивают возможность развития микропластической деформации при низком приложении натяжении, определяя тем. самым низкое значение порогового напряжения. Отдых, приводя к релаксации локальных напряжений в мартенсите, повышает сопротивление мальы пластическим деформациям, что и является причиной повышения порогового напряжения. Увеличение длит-чьносп инкубационного периода-в результате отдыха закаленной стали связано с уменьшением роли остаточных микронапрякений (вследствие их релаксации) в раззитии термически активируемого процесса, приводящего к образованию трещины под нагрузкой.

Стадия медленного роста трещины. Понижение температуры испытания уменьшает скорость стабильного роста трещины при замедленном разрушении закаленной стали. Энергия активации стабильного роста трещины при замедленном разрушении закаленней стали 40X2 Н5СД уменьшается от 49 до 24 кДж/моль при увеличении напряжения от 0 до 400 Н/им^. Отдых стали после закалки сниягет скорость стабильного роста трещины.

Как показало фрактографическое исследование, характер разрушения на стадии медленного развития трещины неоднородный. Основ-н,...; видом разрушения на стадии стабильного роста трещины является, быстрое продвижение трещины (скачком) по хрупкому механизму. Быстрое разрушение чередуется с замедлением роста трещины. Замедление происходит на участках вязкого р^рушения и является результатом протекания локальной пластической деформации в вершине трещины. По мере роста стабильной трещины перераспределяется упругая энергия, сосредоточенная в ее вершине (уровень К^ повивается), что приводит к ослаблению тор»озящего действия вязких участков.

Таким образом, хотя в целом распространение трещины стабильное, оно протекает не за счет внзких процессов, а вследствие периодических задержек нестабильного, хрупкого разрушения по границам зерен. Контролируют процессом служит термически активируемая пластическая деформация участков вязкого раэруиения.

Быстрое разрушение по границам зерен становится возможным из-за повыленной упругой энергии границ, возникающей при мартен-ситном превращении. "Динамический удар" мартенситннх кристаллов о границы зерен обеспечивает повышенную упругую энергию границ исходных аустенитных зерен. В связи с этим аффективная поверхностная энергия разрушения при стабильном распространении трещины по границам зерен уменьиается на величину избыточной упругой энергии границ.

Стадия "долома". Установлено, что в ходе стабильного роста трещины К^- возрастает. Наличие стадии стабильного роста трещины не влияеа на величину при достижении которой начинается нестабильное распространение тещины. Медленное развитие трещины происходит преимущественно по границам исходных аустенитных зерен. При быстром разрушении на реализуется механизм, связанный с повышенной упругой внергией границ, появляющейся при мартенситном превращении.

Рис.1.38ви(Ждостй внутреннего трения <Э"Ч I) релаксационного эффекта ¿¿о (2),изменения дтпыле/е^В) и количестьа пузырьков водорода на границах ,внутри зерен (5)и в вершинах мартенситьых кристаллов л* (&)от времени отдыха после закалки .3,2,3-40X3НЗЧ; 4,5,6-40Н28

N

Рис.3.Влияние напряжения на релаксационный эффект ¿¿V (1.2), дефект модуля дЕД С 3.4), изменение внутреннего прения дСГ (5,6),сдвиг скоростной,ва-ВИСИИ0СТИ пластичности д % £ (5056) (?) и сужения ^ (8,9)для стали 4СХ без водорода (2,4,6)и с юдогодоа (1,3,5). Время после насывднш ко/;ородо'1 :юд напряженней I мин (9) и й,5часа;8).

Рис .2 .Зависимости пределов проч-&ости<£>*(1),текучести 2) и поперечного сукения г (3, 4) от температуры старения стали а т шшате. 1,2,3 I =2,8.10 бек,1

4-^=2,8 ЛО^сек"1.

тч хшошм юта

щовксш»!

т китам отпм

V / ч

О 1 _/" »»Б»

,»» Г шш

№Я1 ШШ

1.И

Рис.4.Типы водородных ловушек в стали и энергии взаимодействия водорода с ними.

3. Явление замедленного разруиения мартенситостареющей стали.

Основными факторами, способствующей развитию замедленного разруиения в закаленной углеродистой стали являются: I) легкость зарождения трепаны в присутствии остзточнмх иикронапряжений, возникающих при мартекситном презрацении; 2) возможность медленного роста трешиаи по границам исходных аустеиитных зерен, разупроч-ьенных в результате столкновения быстро растущих нартанси'х'инх кристаллов с границами; 3) низкое сопротивление закаленной стали хгупкому разрушению, что создает возможность наступления хрупкого "долома". Отдых или отпуск закаленного углеродистого мартенсита приводит к повииению сопротивления замедленному разрушению, что является результатом релаксации остато' ¡ых микроналряхений, приводящей к повышению прочности границ и повышению вязкости сгаля.

Понижение содерканля углерода з стали такие приводит к снижении склонности ее к замедленному разрушении. В закаленном Ре мартенсите склонность к замедленному разрушению не обнаружена, что можно объяснить низким уровнем остаточных иккронапряж иЯ и высокой вязкостью. Склонность к замедленному разрушению безуглеродистого сложнолегированного мартенсита практически не изучена. Есть основания полагать, что в мартенситостареащих сталях в результате процессов протекающих при старении могут реализоваться условия, способствующие развитие явления замедленного разрушения.

Исследование возможности развития замедленного разрушения в мартенситостаревдей стали К18К12!Л4Т2 после закалки и старения показало, что после старения этой стали в интервале температур 410450° наблюдается резкий провал пластичности при испытаниях с низкой скоростью деформации, который связан с развитием замедленного разруиения (рис. 2). Как и в случае закаленных углеродистых сталей, замедленное разрушение мартенситостарелщей стали протекает в три стадии и распространенно стабильной трещины происходит преимущественно интеркристаллатко.

Для решения вопроса о природе явления замедленного разрушения мартенситос! реющих сталей после нагрева при 410-450°необходимо разделение вклада водорода я с./уктурных микронапряжений в развитии этого явления. В результате исследования температурных зависимостей сопротивления зарождению и распространению трещины при замедленном разрушении стали НШЭВТ (старение при 430°) с водоро-

дом (6xI0"5:JOJib/cM3) и без водорода установлено, что водород оказывает влияние на процесс зарождения и распространения тре-' щинн при замедле ином разрувении, при коинатной температуре, когда подвижность его достаточно высока. С понижением -омпера-турн испытаний вклад водорода в процесс замедленного разрушения уыеньиается. Энергия активации процесса зарождения трещины при замедленном разрушении зависит от напряжения и для стали с водородом, несколько виае W-66 кДхДоль, чем для стали без водорода (48-53 кДж/моль). Энергия активации процесса распространения стабильной трешины пои замедленной разрушении также зависит от напряжения и для стали с водородом несколько выше (30-38кДжЛоль), чем для стали без водорода (26-29 кДж/моль), что свидетельствует о разном механизме протекания процесса замедленною разрушения под влиянием внутренних микронапряжений и водорода.

Бовьгаение содержания титана в стали HI8K9M5T от 1,2 до 2,0% увеличивает ее склонность к замедленному разрушению после закалки и старения при 420°, что является следствием уменьшения длительности инкубационного периода и увеличения скорости распространения стабильной трещины.

Исследование влияния титана на свойства чувствительные к локальным микронапряжениям показало, что увеличение содержания ти-лана а стали не приводит к сколько-нибудь заметному изменению фона внутреннего трения после старения при 550°. Тогдв как, после старения при 430° с увеличением содержания титана наблюдается монотонное возрастание фона внутреннего трения, релаксационного эффекта и дефекта модуля упругости.

Изменение втих свойств после старения стали HI8K9M5T при 4-30°, по-видимому, отражает возникновение в структуре микронапряжений в результате выделения на ранних стадиях старения частиц к' герентно или частично когерентно связанных с матрицей.

Таллм образом, в закаленных мартенситостареющих сталях типа Н18ЮТ5Т уровень остаточных микронапряжений недостаточно высок для развития замедленного разрушения. Однако, нагрев этих сталей в интервале температур 410-450° внзцваег высокую склонность к замедленному разрушению и аномальное изменение свойств, чувствительных к локальнда микронапряжениям. Основной причиной высокой склонности к замедленному разрушению мартенситостареющих сга® Й после нагрева ъ данном интервале температур являются локальнее

«икронйпряхения связанные с вчделпшем на ранних стадиях старения когерентных или полукогерснтннх частиц интерметаллидов типа N( а Ti .

П. ЗАМЕДЛЕННОЕ РАЗРУШИВ ПК! НАС"ЗЕВ2И СТАЛИ ВОЛСРОЛО'.!.

В настояйее вречя предложено несколько «ехаккь'.'ов яачедлен-ного разрушения стали, под оздейстзием водорода: "внутреннего давления" молекулярного водорода (Цапффе), адсорбционный и его модификации (ЯЛ. Потак, Н. Петч, Г .В. Карпенко и др.), декоге-зионный сА.Р. Трояко, Т.к. Ориани к др.). Причем ни один я а них не может учесть see факторы, определяющие развитие этого вида разруаения. Это может б»ть связано с тем, что ь зависимости от структуры, уровня прочности я химического состава стали реализуются розные механизм« охрупчиганкя. Разрушение ео времени связывается с диффузией водорода в металле. Однако необходимо иметь ввиду, что образование микротреелнм под нагрузкой зависит от степени локализации пластической деформации. ; ;весгно, что водород оказывает влияние на процессы скольжения в -еталлах. В связи с этим модель зарождения трецинч при замедленном разрузе'"1и должка учитывать изменение микроструктур« стали в процессе развития иикропластическоЯ деформации. 'Имеется основания полагать, что 00?, возникающие s результате развития «икроплостической деформации, могут бить эффективная довуикамя для водорода и местами преимущественного зарождения грееиш.

I. Механизч зарождения и распространения трещины при замедленном разрушении стали в условиях насыщения водородом.

Стадия предразруаения. Неоднородность пластической деформа* цяи на начальных ее этапах приводит к возникновению заторможенных дислокационных скоплений и образованию в их вершинах локальных напряжений и связанных с алия OOP. Уаксямальннв по вел. чине OOP в вервднах дислокационных скоплений возникают в пределах макро-упругой области. Развитие пластической деформации приводит к дроблению плоских дислокационных скоплений, релаксации локальных напряжений и у'.-енызению упругой деформации в OOP.

Исследование взаимодействия водорода с OOP, возникающими при нагружении ниже предела текучести стали показало, что нагруженае стали вуте напряжения начала микродеформации ("0,5 Cb q % }

приводит х уменьшению эффективного коэффициента диффузии водорода oDЭфф и рос:у растворимости водорода С0. Расчет с использованием термодинамической модели Ориани чиспа мест в водородных ловушках NT показал, что уменьшение «Э^ и повышение С0 связано с увеличением Mr . Оценивали энергию взаимодействия водорода с ловушками (¿Ет ), возникающими при микропластической деформации. При этом оценку дЕт проводили по разнице Кт , получаемой за счет одного конкретного типа дефекта-ловзтки. Энергия взаимодействия водорэда с ловуикакш, возникающим^ при микропластической дзформг.ции, составляет 0,4 эВ. Энергия взаимодействия водорода с ловуокачи, возникающими при пластической деформации, составляет 0,27 эВ, что соответствует энергии взаимодействия водорода с дислокациями. Таким образом, OOP в вершинах дислокационных скоплений, возникающих в результате микропластической деформации, явчяются более эффективными водородными ловушками по сравнению с дчслокрциями.

Измерение физических и механических свойств при насыщении стали водородом в условиях одновременного воздействия напряжений показало, что насыщение стали водородом снижает напряжение, при котором начинается микродеформация. Рост фона внутреннего трения, дефе*"га модуля, релаксационного эффекта у стели без водорода начинается при напряжении, равном 0,5<£>q g • Насыщение стали водородом в условиях одновременного воздействия приложенного напряжения понижает напряжение начала роста фона внутреннего трения, дефекта модуля и релаксационного эффекта, а их значения у стали, насыщенной водородом при всех приложенных напряжениях, выше чем у стали без водорода (рис. 3).

Установлено, что выдержка в инкубационном периоде £до 70$) при ¿з < 0,5(i>Q g не вызывает необратимых изменений в структуре с'чли, поскольку длительность инкубационного периода при повторном испытании на замедленное разрушение полностью восстанавливается с точением времени после разгрузки. Однако время восстановления возрастает с увеличением длительности предварительной выдержки в нсубаияонном периоде.

Насыщение стали водородом при <Ь < 0,5cbg g не оказывает влияния на скоростную зависимость пластичности'. Насыщение стали во:ородом при ¿>0,5с!> 0 2 повышает ее склонность к замедленному рйзруыеаию. Вылеживание образцов при комнатной температуре

в течение 3,5 часов приводит к полному восстановлению пластичности, если наводороживание проводили яри напряжениях >—же 0,5б0 £ • После наводорожив&ная стали под напряжением вние

, восстановление пластичности стали в процессе вглежи-ваиия не происходит.

Уменьшение сопротивления-стали мкродефорчации под влиянием водорода монет бить вызвано сниженаем сопротивления скольжению, либо появлением локальних макронапряженлй и образованием дефектов типа микротреаии. Однако выдержка в инкубационном периоде при ¿> < 0,5 ¿»q р не внзнвг"т необратимих изменений в стали. Поэтому снижение сопротивления '/икродефоркации стали в результате насыщения водородом нельзя объяснить только образованием дефектов типа ялкротрецин. Снижс.ляе сопротивления микродеформации под влиянием водорода нельзя также объяснить учень-¡¡внием сопротивления движении отдельнмх дислокаций под влиянием водорода, так как облегчение скольжения должно приводить к повншенав сопротивления распространения треаднн в присутствии водорода.

Ложно полагать, что более высокие значения релаксационного эффекта, фона внутреннего трения и дефекта модуля при насыщении стали водородом под нагрузкой связаны с повышением локальных микронапряжениЯ в OOP, образование которых в присутствии водорода возможно при более низких внешних напряжениях, чем без водорода.

Таким образом, для образования трецинм при замедленном разрушении стали при насыщении ее водородом необходимо протекание микродефорчации, как первой стгдаи предразрушеняя. В результате «икродефорчации в местах действия локальных пиков напряжений в структуре металла возникают эффективные водородные ловушки - OOP. Такие ловушки в данных условиях эксперимента являются обратимыми и исчезают по мере вчяераки. стали гни комнатной температуре после снятия нагрузка. Диффузия водорода в OOP под н грузкой, .ю-видмому, прчводит к повышению уровня локальных микронапряжений в окрестности OOP. Обогащение водородом OOP, накопление упругих напряжений и исчерпание их релаксации пластическим путем, вероятно, является основании причинами образования микрогрещин в OOP и замедленного разрушения стали при насыщении ее водородом в условиях воздействия внешних упругих напряжений.

Крктичсекая концентрация водорода нробходимая для зарожде-.цт трсаану. Концентрация поглощенного водорода зависит от плотности катодного тока при насыщении стали водородом. Увеличение плотности тока от 2 до 50 А/и2 понижает сопротивление стали 40Х замедленному разрушении. Чем больше плотность тока, ген м<зньие длительность инкубационного периода при одинаковом напряжении. С увеличением плотности тока понижается пороговое напряжение, ниие которого разрузение не происходит.пороговые напряжения при разных плотностях тока близки к напряжениям начала мккропластической деформации. Таким образом, зарождение трещины при »медленном разрушении стали с водородом происходит при нагружении вгле напряжения начала микропластической деформации в условиях насыщения водородом под нагрузкой.

Игмеряя потоки водорода при резнях плотностях тока и учи-тивая неоднородное распределение водорода по сечению образг , определяли среднюю концентрацию водорода в наводороженном елгэ металла за время инкубационного периода в зависимости от приложенного напрягения и условий насыщения стали водородом. Отношение концентрации водорода, поглощенного за время инкубационного периода, к концентрации водородных ловушек представляет собой критическую степень заполнения водородннх ловушек, при которой происходит зарождение трещины. Она возрастает с уменьшением приложенного напряжения и на зависит от плотности тока. Увеличение концентрации водородных ловузек в стали с близким пределом текучести (легирование титаном) приводит к возрастанию времени их заполнения до критической степени и повышает время до зарождения трещины.

Определены критические концентрации водорода, необходимче для образования трещины в вершине дислокационного скопления, при пороговых напряжениях ■ условиях замедленного разрушения прираэгы: плотностях тока. Критическая концентрация водорода, необходимая для зарождения трещины в 00Р, на порядок превышает среднюю концентрацию водорода и увеличивается с уменьшением величины порогового напряжения.

На основании полученных результатов предложена следующая модель зарождения трещины при замедленном разрушении стали с водородом. Зарождение трещины происходит при напряжении, превышающем напряжение начала микродеформации в стали с водородом. Развитие

иикродеформация приводит к шзникиовенлю локальных «акронапри-жений и связанных с ними областей объемного растяжения кристаллической ре летки, являющихся эффективными ловувхача дли водорода. Образование трепинц происходит при достижении критической концентрации водороде в OOP. При этом зарождение трещин« происходит при определенной степени заполнения всех водородных лову-оек в стали.

Критическая концентрация водорода для страгиванин трещит» и особенности стабильного роста трещин». Ка основании полученной зависимости между пороговом коэффициентом интенсивности напряжений при замедленно« разрушении стали 40Х и растворимостью водорода в стали при данных условиях наводорслиъанин, а также с использованием соотношений Гербериха рассчитаны критические концентрации водорода, необходимее для сгрзгияакия стабильно ¡1 трещи вн. Увеличение Кд и понижение температуры отпуска уменьшает критическую концентрацию водороде, необходи'-'ую для страгиванин треаинч.

Устаиозлено, что неравномерное распространение стабильной трещины связано с неоднородным распределением водорода вдоль направления ее продвижения. Участки замедления ее распространения совпадают с ловнпенноЯ локальной концентрацией водорода.

Изменение коэффициента интенсивности напряжений в ходе стабильного роста трецини. Установлено, что "долом" образца наступает при разных уровнях К , не разных Кс исходного материала, а эта величина уменьшается с понижением Кl или с увеличением времени испытания.

На основании полученных зависимостей Кс от времени иаводо-роживания при разных плотностях тока показано, что с увеличением времени наводорокивания величина Кс уменьшается и стремится к постоянному значению. При этом увеличение времени наводоро-живания при всех плотностях тока повышает долю прямого излома от 10 до 80%.

Таким образом, уменьшение величины коэффициента интенсивности напряжений при "доломе" образцов связано с уменьшением вязкости разрушения Кс под действием водорода.

2. Взаимодействие водорода с ловушками и склонность стали к замедленному разрушению.

Дефекты кристаллического старения (вакансии, дислокации, границ» зерен и др.) являются ловушками (потенциальными ямами) для ди^фузионно-подвкнного водорода. Наркду с обнчнми дефекта-ми-лоъуиьами в сталях могут существовать специфические водород-нне ловушки - области объемного растяжения (OOP) кристаллической релетка, в местах действия внутренних локальных микронапряжений. Локальнче иккроиапрыкенив в стали могут возникать в результате фазовых превращений и пластической деформации. Анализ кинетики поглощения и выделения водорода, а также водородопроницаечости в присутствии рнутренних микронапряжений показал, что OOP являются ¿ффектившс.!и ловушка'..л для водорода, понижая эффективней коэффициент диффузии и повышая растворимость водорода в стали.

Установлено, что низкая диффузионная подвижность и высокая растворимость водорода в свежезакаленной стали вызваны взаимодействием водорода <• (ЮР, возникающими в результатз «артенсит-иоуо превращения. Отдих стали после закалки увеличивает подвижность водорода и уменьшает его растворимость, что является следствием релаксации упругих напряжении в OOP.

При исследовании влияния температура старения на растворимость водорода в маргенситостареюцей стали Н18К9Ч5Т обнаружен максиму« растворимости водорода после старения при 450°С. Максимальная растворимость водорода после старения при этой температура является следствием образо-а .я в структуре стали водородных ловушек - OOP, возникавших при выделении на ранних стадиях старения когерентннх частиц интермета-лидов, Энергия взаимодействия во, рода с OOP в структур свежезакаленной стали, Боз"чкав-щих в результате март нситного превращения, OOP в окрестности когерентннх частиц интерметаллидов, выделяющихся на ранних стадиях старения «артенситостареющих сталей, в также OOP, связанных с развитием гропласти^ской деформации близки и составляют 0,3-0,4 эВ что несколько превышает энергию взаимодействия водорода с дислокациями. Полученное значение энергии взаимодействия водорода с дислокациями 0,27 эВ соответствует даннмм других работ 0,24 -0,3 аВ. Энергия взаимодействия водорода с карбидами железа в стали 0,с? эВ близка по величине к энергии взаимодействия водорода

с дислокациями и границами зерен, что, по-видимому, отражает взаимодействие водорода с межфазной поверхностью карбид—vaT-рица.

Энергия взаимодействия водорода с карбоиитрчдами титана в стали 0,3i> эВ вше, чем с карбидами железа, не ниже анергии взаимодействия водорода с карбидами титана в железе, оцениваемой 0,8-0,98 зВ.

Исследование влияния различных типов водородных ловушек на склонность стали к замедленному разрушении позволило разделить водородные ловушки в стали на опаснее, способствующие образованию трещины и неопасные (полезные), повышающие сопротивление замедленному разрушению в присутствии водорода (рис. 4). Образование трещины при насыщения стали водородом под напряжением происходит при достижении критической концентрации водорода в ловушках. Наиболее опасными водородными лозушками, служащими местами зарождения трещины, являются OOP, возникающие в результате цикропластической деформации. Опасными водородными ловул-ками являются также частицы интерметаллидст, частично или когерентно связаннее с матригпй, выделяющиеся при нагреве мартенои-тостареющих сталей, и OOP, возникающие в вершинах мартенситннх кристаллов в результате мартенситного превращения.

Увеличение количества равномерно распределенных неорас^ых водородных ловушек в стали уменьшает*?^ . водорода и повышает сопротивление замедленному разрушению. В частности, пластическая деформация и легирование стали 401 титаном повышают сопротивление замедленному разрушению за счет увеличения плотности дислокаций и образования карбонитридов титана, являющихся водородными ловушками. Равномерно распределенные неопасные водородные ловушки приводят к перераспределению водорода и уменьшению его концентрации в местах действия локальных микронапря-жеиий, что повышает солрот'ивленле стали образованию трещины. Повышение в стали количества равномерно распределенных водородных ловушек уменьшает эффективный поток водорода в область перед вершиной трещины и снижает скорость ее распространения.

Распространение трещин при замедленном разрушении стали с водородом происходит в основном вдоль границ исходных аустенит-нмх зерен. Таким образом, другим условием распространения трещины при замедленном разрушении стали с водородом является ослаб-

ленив иекзеренного сиег.лрния в результате скопления водорода в иежзереннхх участках, шляющихся э^ективними водородной ловушками. В связи о эти«, можно полагать, что сегрегации на границах исходных аустенитннх зерен вредА^х примесей, усиливающих охрупчиваюцее действяе водорода, являются одлйм из факторов, от которого зависит сопротивление распространение трещинм при замедленной разрусенин.

Ш. ВЛИЯНИЕ ГГ'Л'ЕСЕ-'1. КА ОСПННОСТЬ СТАЛИ К 8 АМ ЕДЛ Е15 НСУ * У РАЗРУШЕНИЮ.

В основе явления заиедлснного разруиении сталей лежит специфическое состояние границ исходных аустенктвих зерен, обеспечивающее минимальную энергию разруаенкк при распространения трещин« вдоль границ. Как прагило, замедленное разрузение реализуется в результате совокупности нескольких причин. По отношению к состоянию границ зерен эти причин»» \'сжно разделить на '/ехани-ческие (внутренние напряжения в области границ), структурные (выделения избиточкой фаз« нз границах) и химические (сегрегации примесей). Экспериментальные результаты по.чазнЕают, что химический фактор, связанный с изменением локального химического состава в результате образования сегрегации примесей на границах зерен является одним из осноЕЮгх в разватки явления з -'ед-ченного разрушения сталей. Чистая сталь практически не склонна к замедленному разрушение. Для изучения физической пр/род» влияния примесей на склонность стали к замедленному разрушении представляет интерес выяснение следующих основных вопросов: I) образуются ли сегрегации примесей в аустенктв к сохраняются ли они в ходе последующего отпуска; 2) какова склонность разных примесей к образованию сегрегация аа границах зерен; 3) какова роль легирующих элементов, входящих б состав стали, в развитии интеркристадлит-ной хрупкости; к) каков микромеханизм влияния примесей не кнтер-кристаллитное распространение тревдни при замедленном разрушении?

I. Сегрегации примесей в аустените и склонность закаленной стали к замедленному разрушению.

Влияние содержания примесей и температур» изотермической выдержки у аустените на склонность к замедленному разрушения стали в свежезакаленном состоянии. Повышение содержания Р, 5£,5'п в

стали 18Х2И4БА увеличивает склонность к замедленному разрушению, что является следствием понижения сопротивлении зарождению и распространению интеркристаллитноЛ трещины ^рис. 5). Примеси цветных металлов (2п, Рв , снижают пороговое напряже-

ние при замедленном разрушении стали ^ОХгНЭДА. Склонность к замедленному разрушению сталей, выплавленных на чистой шихте, существенно меньше, чем у стали обычной выплавки.

Понижение температуры изотермической выдержки в ауг.тените от 1000 до 860° уменьшает сопротивление зарождению и распространению интзркрасталлитной трещины при замедленном разрушении закаленной стали 18Х2Н4ВА, содержащей и , что является

следствием повышения концентрации примесей на границах исходных аустенитних зерен (рис. 5). Для стали 18Х2Н4ВА с 0,026? Р понижение температуры от 1000 до 860° увеличивает его концентрацию на граклцах исходных аустенитных зерен почти в 8 раз, для стали с 0,007^ в 4,5 раза, а для стали с 0,012* 5л - в 3 раза.

Анализ экспериментальных данных свидетельствует о том, что обогащение примесями границ зерен происходит при нагреве стали при 860°. На границах исходных аустенитных зерен при 860° концентрация фосфора в 5М), о сурьмы в 160 раз больше, чем объемная концентрация. Изучение изломов образцов после замедленного разрушения с помощью рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии подтверждают результаты проведенного анализа.

Рост концентрации примесей на границах зерен при понижении температуры негрева аустенита соответствует представлениям о роли температуры в образовании равновесной сегрегации примесей на внутренних поверхностях раздела металла. Чем ниже температура, тем вьше равновесная концентрация примесей на границах. Резкая закалка от высоких температур, очевидно, фиксирует состояние границ зерен аустенита с повышенной концентрацией примесей.

Микролегирование бором стали 18Х2Н4ВА, содержащей фосфор, повышает сопротивление замедленному разрушении в закаленном состоянии. В наибольшей степенч этот эффект наблюдается после закалки с изотермической выдержкой при 860°. Основной причиной по-лазштзльного влияния микродобавки бора на сопротивление замедленному разрушению является уменьшение вредного влияния сегрегации фосфора на границах исходных аустенитных зерен.

Рис.5.Зависимости вр чен'л до разрушения от напряжения для стали 18Х2Н4ВА с 0,0032(1), 0,016Я (2,4) и 0,02ШЗ,51 фосфора после закалки от 1000 -1,2,3 и ИХХГ+ 860е- 1,4,5.

Рис.?.Зависимости числа микровязких участков п/е (1,4), суммарной работы развития стабильной трещины (2,5) и работы образования мекзерен-ных поверхностей (3,6)от концентрации сурьмы (1,2,3) и фосфора (4,5.6) на границах зерен стали 18Х2Н4ВА.

Рис .6.Скоростные зависимости поперечного сужения V при испытани-«х в условиях насыщения водородом стали 20ХГ после закалка от ■иЛХ) .) и 1000 +860 (2) и отпуска при разных температурах.

Взаимодействие примесей с границам« зерен в аустените. Движущей силой образования равновесной сегрегации является упругое взаимодействие атомов примесей с границей. О склоиностк примеси к образованию сегрегации можно судить по величине, анергии взаимодействия примеси с границей. Оценка энергии взаимодействия Р, $6 и ¿л с границами исходных аустенитных зерен показала, что наибольшей склонностью к образовании сегрегация обладает фосфор (151»- 19 кДж/иоль). Сурьма и олово г.енее склонны к образованию сегрегации в у - фазе ^125 и 106* 19 кДж/иоль соответственно;.

Вопрос о физической природе образования сегрегации примесей на границах зерен в сталях осложнен тем, что стали представляют собой многокомпонентные системы, в которых кроме примесей содержатся углерод и легирующие элементы. Решение этого вопроса следует искать в изучении взаимодействия примесей с границами зерен в многокомпонентных системах, что в настоящее время затруднено из-за отсутствия подходящих моделей. Однако, частично на вопрос о взаимодействии примесей с границей в присутствии легирующих элементов можно найти ответ, используя тер динамическую модель Гутмана для образования с^регвций примесей в тройных системах. Оценка,проведенная на основании этой модели, показывает существенный вклад легирующих элементов (например Яс) в образование сегрегации Р, Бв и 5л на границах зерея в аустеииге. Так, оценка величины энергии взаимодействия Еа, проведенная в рамках линейной теории упругости для сплава Ре. - I , дает для фосфора 7?, для олова - 29, а для сурьиы 38 кДж/моль. Энергия взаимодействия примесей с границами зерен в тройном сплаве Ре - /Л - 1 составляет для фосфора, сурьмы я олова 125- 14, 106^ 19 и 106^ 29 кДжД'.оль соответственно, что близко по величине к экспериментальным значениям.

В результате увеличения содержания никеля от 0 до в стали типа 18ХНВА пороговое напряженке после закалки с подстужива-аием до 860° снижается в 2 раза по сравнению с закалкой от 1000° а скорость роста трещины возрастает в 2,5 раза (в стали без никеля пороговое напряжение в результате подегужйвааия снизилось в 1,1 раза, а скорость роста трещины возросла в 1,5 раза). С увеличением содержания хрома от 0 до 1% пороховое напряжение уменьшается в 2 раза и почти зо столько же возрастает скорость роста трещины, тогда кек в стали без хроме пороговое напряжение э

результате подсаживания снижается, а скорость роста трещины возрастает в 1,2 раза. С увеличение« содержания как никеля, так и хро^а время до ра^эруиения после закалки с подстужи^анием уменьшается по сравнению с закалкой от 1000°от 1,6 до 3 раз.

Таким образом, фосфор, сурьма и олово склонна к образовании согрзгацнй на границах зерен в у - фазе. Наибольшей склонностью обладает фосфор. Сурьма и олсво менее склонны к обогащений границ зерен аустеиита. Легирование стали никелем увеличивает энергии нзак-.!0действия атомов примесей с границами аерен, способствуя образовании сегрегация.

Увеличение содержания никеля и хроиа в стали 18лН5А повышает ее склонность к замедленному разрушению в результате обо-гааенг:я границ исходных а,,стенитних зерен фосфором в у - фазе, что, по-видичому, связано с хи"ическим взаимодействием прииесей я легирующих элементов в процессе образования сегрегации на границах зерен.

Условия прояЕ-.^ния вредного влияния кислорода в стали. Содержание кислорода ь стали зависит от способа раскисления. Кислород в стали может быть связан в химические соединения (окислы) и находиться в состоянии твердого раствора внедрения. Влияние кислородных включений на свойства сталей изучено достаточно хорошо. Однако действие его как примеси, находящейся в состоянии твердого раствора, исследовано иало. Известно, что повышеяное содержание кислорода в нераскисленном железе является причиной возникновения кислородной хрупкое"«, тогда как в сталях этого явления не наблюдается.

Возможность проявления вредного влияния кислорода в сталях разного '•юсоба раскисления иллюстрируют следующие результаты. Сталь 40Х, раскисленная алшаниеи и содержащая 0,0046& кислорода, менее склонна к замедленному разрушению, чем раскисленная кремнием и содержащая 0,0066? кислорода. Скорость стабильного роста трещины в сч ш, раскисленной елшиниеи, более чем ка порядок яидэ, чем в раскисленной кремнием. Закалка с изотермической выдержкой при 860° увеличивает склонность к замедленному разрушению стали, ^окисленной кремнием, и практически не изменяет эе после раскисления алюминием. Закалка с изотермической выд^жкой при 860° стали, раскисленной кремнием, увеличивает

скорость стабильного роста треаина по сравнению с отмечаемой при закалке от 950° почти в * раза.

Наблюдаемое изменение склонности закаленной стали, раскисленной кремнием, к замедленному разрушению в результате изменения режима аустенитизации нельзя объяснить только наличием большого содержания кислорода, связанного в неметаллические включения.

Нет оснований считать, что снижение сопротивления замедленному разрушению в стали, раскисленной кремнием, вызывается только повышением содержания в ней кислорода, находящегося в твердом растворе, поскольку кислородная хрупкость в сталях не наблюдается. По-видимому, в основе вредного влияния раскисления стали кремнием лехат адсорбционные процессы более сложной природа, чем в случае кислородной хрупкости железа.

Одной из причин устранения кислородной хрупкости железа слу-. жат взаимодействие атомов углерода с кислородом, приводящее к нейтрализации вредного влияния кислорода на границах зерен, Повышение содержания кремния в железе увеличивает высоту 40° лика внутреннего трения, что ягляется следствие) росте концентрации несвязанного углерода в тг'одом растворе. Не исключено, что кремний в стали уменьшает эффект взаимодействия углерода с кислородом. Последнее мокет быть одной из причин ослабления положительного влияния углерода и усиления вредного влияния кислорода ьа границах зерен в стали, раскисленной кремнием.

Влияние степени рекристаллизации и чистоты стали на трещи-ностойкость после горячей деформации аустенита. Исследовали сталь ЗОХГСНЯ.А промышленной и лабораторной выьлавки. В результате горячей деформации получали деформированное, мелкое рекрис-таллизовянное и частично рекристаллизованное зерно. Сталь, содержащая фосфор, с иелкой рекристаллизованной структурой обладает попикенпой вязкостью разрушения и сопротивлением замедленному разрушении по сравнению со-сталью, на подвергнутой БТЧО. Для чистой стали эта закономерность не наблюдается. Можно предположить, что низкая трещиностойкость стали с мелкозернистой рекрис-таллизоваяной структурой является следствием повышенной концентрации фосфора в стали. В ходе рекристаллизации аустенита, по-видимому, происходит обогащение границ зерен аустенита фосфором, что приводит к снижений сопротивления распространению мехсзерен-ной трещины при замедленном разрушении ниэкоотпущенной стали и

снижает уровень

Таким образом, для обеспечения высокой трещиностойкости стали, подвергнутой ВТ.10, следует использовать стали с низким содержанием фосфора и других вредных примесей; при разработке режимов ВГ10 необходимо учитывать степень чистоты стали.

2. Наследование при отпуске сегрегации примесей, обра-зувцихся в аустените, и их ьлинние на склонность стали к замедленно".!'' разрушении и отпускной хрупкости.

Провалы пластичности и вязкости в ходе отпуска стали, связанные с развитием межзеренного разрувения при замедленном раз-руиении, необратимой и обратимой отпускной хрупкости, вызваны сегрегациями примесей на границах зерен и дополнительными факторами, конкретными для каждого вида охрупчивакия. Уогно полагать, что если в ходе отпуска будет действовать единый дополнительней охрупчивающкй фактор - водород, то склонность к «ежзеренночу разрушению сохранится вплоть до 650°С, причем завис;, ^ость будет мон^-онной, без провалов пластичности. Для проверки этого предположения после отпуска до 650° образцы стали 20ХГ с 0,0275? фосфора растягивали при одновременном насыщении их водо,)о-,оч с разними скоростями деформации £ . Концентрацию примесей на границах зерен ''еняли тер'.'ообработкой в аустен.:те.

Снижение скорости деформации при испытаниях в услое;:пх насыщения стали водородом уменьшает ее пластичность ( > в результате развития замедленного разруяения (рис. 6). Увеличение температуры отпуска до 650° сдвиг: г скоростное зависи'.'ости ^ в сторону более низких £ почти на ч^ть-ре порядка, что является следствием повышения пластичности стали. £ соответствующая пере; чу в хрупкое состоят , для стали с повыаенноИ кс • центрацией фосфора на границах зерен (изотермическая Еыдержка при более низкой температуре в^ аустенкте) больше для всех температур отпуска. Зависимость £ кр от температуры отпуска монотонная, без провалов пластичности.

Сдвиг кривых вязко-хрупкого перехода при испытаниях в условиях насыщения ст^чи водородом к более высоким скоростям деформации в результате подстуживания в аустенитной области отражает \величение склонности стала к мехзеренному хрупкому разрушению в присутствии повышенной концентрации фосфора на границах

исходных аустенитных зерен. Охлаждение после отпуска при 650° с печью сдвигает скоростные зависимости V к йольаич £ по сравнению с охлаждением в воде. Следует отметить, что режим аустенитизации оказывает влияние на положение скоростных зависимостей У для стали, находящейся как в охрупченном, так и в неохрупченном состояниях (рис. 6).

Для стали в неохрупченном состоянии режим аустенитизации не оказывает влияния на положение кривых ударной вязкости и вязкой составляющей в изломе. Однако в охрупченном состоянии подсгужи-вание до 860° сдвигает критическую температуру вязко-хрупкого перехода в область более высоких значений по сравнению с закалкой от 1000° на 15 - 20°.

Таким'образом, ееж при »огрев? стали под закалку в аусте-нитной области температур били созданы условия для большего обогащения границ зерен вредными прпмесями, сталь будет наследственно более склонна к обратимой отпускной хрупкости.

Необходимыми условиями развития в стали обратимой отпускной хрупкости являются вредные примеси и углероя. Влияние углерода в этом явлении обычно связы?чют с развитием процесса карбидообра-зования. Быстрое охлаждение после отпуска при 650° фиксирует пересыщенный раствор углерода в оС - фазе: В ходе охрупчивающего отпуска происходит распад пересыщенного раствора с образованием карбидной фазы, о чем свидетельствует увеличение тангенса угла наклона АЗВТ и уменьшение склонности стали к деформационному старению в ходе охрупчивающего отпуска. Повторный нагрев до 650° стали, находящейся в охрупченном состоянии, уменьшает ее склонность к хрупкому разрушению и увеличивает склонность к деформационному старению.

Сопоставление кинетик развития и устранения обратимой отпускной хрупкости и склонности к деформационному старению для разного содержания фосфора в стали, показало, что развитие обратимой отпускной хрупкости связано с процессом карбидообразовяния, а ее устранение с растворенном мелкодисперсных карбидов, выделившихся в ходе охрупчилающего отпуска.

^Таким образом, склонность к меязеренному хрупкому разрушению стали уменьшается при повышении температуры отпуска вследствие изменения структурного состояния. При одинаковом структурном состоянии на склонность стали к мезкзеренному разрушению оквзывают влияние сегрегации вредных примесей, образовавшиеся при нагреве

стали под закалку на границах исходных аустенитных зерен. Эти сегрегации сохраняются во всем интервале температур отпуска вплота до 650°.

Б условиях насыщения водородом аежзеренное разрушение наблюдается при всех температурах отпуска стали. Без водорода межзе-ренное разрушение наблюдается ливь в ограниченных интервалах температур отпуска: поело кратковременного отпуска при 200250° и 400-450° разрушение при ударных испытаниях ниже порога хяадколомкости носит транскристаллитный характер. Причем отсутствие мекзеренного разрушения не позволяет оценить сегрегационное обогащение границ зерен примесями, методами основанными на анализе поверхности разрушения. Между тем, концентрация фосфора на границах зерен после и.пуска при указанных температурах одинакова и совпадает с таковой в закаленном состоянии. Из этого следует, что сегрегации вредных примесей на границах исходных аустенитных зерен не являются достаточным условием межзеренного разруаения стала после отпуска. Другими факторами, способствующими возникновению мехэеренной хрупкости, могут быть внутренние иикронзпряжения, локализованные в областях границ зерен, процессы образования мелкодисперсной карбидной фазы иа границах зереа, а также присутствие водорода в стали.

Таким образом, одного сегрегационного обогащения границ зерен в стали (в отдичие от безуглеродистого железа) вредными примесями недостаточно для развития кежзеренного разрушения. Для этого нужны дополнительные фактор: в случае замедленного разрушения закаленной стали таким фактором являются внутренние мик-ронапряжевия, необратимой отпускной „рупкости - процессы распада твердого раствора, происходят'" с преимущественной скорость» на границах зерен. Для обратимой отпускной хрупкости, охрупчивающим фактором наряду с дополнительным обогащением границ зерен примесями в ходе отпуска, является процесс карбидообразования по границам з'оен. Эти v ¿торы накладываются на действие сегрегация вредных примесей и суммарное их воздействие приводит к достаточному ослаблению границ, обусловливающему развитие интеркристал-яитного разрушения.

3. Микро:.:еханизм влияния примесей на ингеркпсталлитноо распространение трещины при замедленном разрушении.

Работа распространения хрупкой трещины в -еталле почти на три порядка больие, чем поверхностная анергия образующихся свободных поверхностей разрушении. Обычно эффективную поверхностную энергию разрушения считают состоящей из поверхлосгной энергии и энергии пластической деформации, сопровождающей хрупкое разрушение металла. Влияние сегрегации примесей на границах зерен связывают с уменьшением сил межатомного взаимодействия на границах зерен или снижением степени развития пластической деформации около трещины. Оба подхода не учитывают уикромеханизма процессе разрушения, связанного с неоднородным развитием пластической деформации при распространении трещины.

Для выяснения микромеханизма влияния примесей на распространение илтеркристаллитной трещины при замедленном разрушении была разработана методика разделения работы развития сгабильнои трещины

на составляющие: работу образования межзеренкы:: поверхностей и работу,. затраченную на образование ".шкровязких участков.

Суммарная работа распространения трещины снижается при увеличении концентрации примесей на границах зерен (рис. 7). Однако даже при больших концентрациях примесей на границах зерен величина ^ - имеет порядок 10^ эрг/см^, что значительно выше поверхностной энергии. Величина ^ представляет собой эффективную энергии разрусеняя, усредненную по всей длине трещины и не отражает величину истинной энергии образования межзеренных поверхностей при замедленном разрушении.

Работа образования меазеренвых поверхностей при быстром распространении трещины также уменьшается при увеличении концентрации примесей на границах зерен (,рис. 7). Ото уменьшение происходит за счет снижения энергии, затрачиваемой на пластическую деформацию, которая приводит к образованию равномерно деформированного слоя под поверхностью излома. Однако в процессе межзеренного разрушения пластическая деформация протекает неоднородно: "ежзо-ренный и8лоч сочетаеюя с участками микровязкого рэзрушеьия. Можно полагать, что основная доля работы развития стабильной трещины сосредоточена з микроучастках вязкого разрушения.

О работе образования микроучастков вязкого разрушения судили по изменений их числа на единице длины трещины. Уменьшение члсла микровязких участков при увеличении концентрации примесей на границах зерен (рис. 7) сопровождается увеличением средней длины свободного пробега трещины вдоль границ зерен и, по-видимому, отражает понижение анергии неоднородной пластической деформации в процессе распространения трещины при замедленном разрушении.

Такич образом, энергия пластической деформации ^ сопровождающая хрупкое разрушение, имеет две составляющие - равномерно распределенную в поверхностном слог мензеренного хрупкого излома^д и сосредоточенную в микроучастках вязкого разрушения /,в •• /д = Л * /ив • Следовательно = Повишоние концентрации примесей на грааицах ?ерев уменьшает оо-си-вляюцие энергии пластической деформации, что при достаточно большой концентрации примесей на границах зерен приводит к снижении работы образог-'нип межзеренных поверхностей до 103эрг/см2, то есть практически 1. энергии образования поверхностей разрушения без пластической деформации.

Таким образом, пластическая деформация в процессе мекзерен-ного хрупкого разрушения не является равномерно распределенной по всему фронту трещины, а сосредоточена в основном в локальных областях, обнаруживаемых в изломе иикроучастков вязкого разрушения. Роль сегрегации вредных примесей на границах зерен в иинро-механизче межзереняого хрупкого разрушения стали заключается в уменьшении работы {ззрувения микроълзких участков и работы пластической деформации, сопровождающей » 'ецину при иежзеренном ее распространении. Можно полегать, что при достаточно болькой концентрации ..римесей на границах . рен за счет значительного у нь-пания второй составляющей хрупкое разрушение реализуется только путем разрыва месэтомншс связей по границам зерен.

вывода..

I. Исследованы закономерности явления вачедленного разрушения легированных конструкционных сталей в высокопрочном состоянии "амедленное разрушение протекает в три стадии, включающие инкубационный период зарождения трещины, распространение стабильной

трещины и "долом" Сформулироваш положения о физической природе процессов, протекающих на всех стадиях замедленного разрупения. Выявлены основные факторы, способствующие развитию этого явления - внутренние локальные мкронапряжения, вредные принеси и водород, разработаны способы увеличения сопротивления высокопрочных сталей замедленному разрушении, направленные на повышение надежности и долговечности стальных изделий.

2. Сопротивление замедленному разрушению зависит ст структурного состояния стали, связанного с особенностями процесса выплавки и термической обработки. Наиболее высокой склонностью к замедленному разрушению обладают стали со структурой неотпу-щенного мартенсита.

Экспериментально доказано существование в структуре закаленного мартенсита специфических дефектов областей объемного растяжения (OOP) кристаллической решетки и связанных с ними локальных микронапряжений, возникающих в результате мартенситного превращения. Отдах и отпуск закаленной стала приводит к релаксации остаточных микронапряжений в OOP, ч э регистрируется по изменению физических и м'-:анических свойств.

OOP являются основной причиной высокой склонности закаленной стали к замедленному разрушению. Особенно высоких значений внутренние микронапряжения достигают в пестах столкновения иар-тенситных кристаллов с границами исходных аустенитных зерен.

3. Обнаружено явление замедленного разрушения мартегсито-стареющих сталей •rana Н18КЖТ после нагрева в интервале температур 410 - 450°С, основной причиной которого служат лекальные микронапрягения, возникающие в результате выделения когерентных частиц интерметеллидов на ранних стадиях процесса дисперсионного твердения. Повышение содержания титана в маргенситостареющих сталях увеличивает их склонность к замедленному разрушению, что является следствиеи повышения уровня локальных лшкронопряжений.

k. Склонность сталей к замедленному разрушению, вызванному водородом, зависит от количества, характера распространения и физической природа дефектов кристаллического строения, служащих ловушками для водорода. Изучение роди водородных ловушек в развитии замедленного разрушения стали с водородом показало, что г зависимости от физической природа и характера расположения водо-г родные ловушки в стала могут оыть опасными и неопасными. Опасныз

водородные ловушки - это области объемного растяжения кристаллической решетки в местах действия локальных микронапряжений, воз-нхкаюкие ь результате ыикропластической деформации и фазовых превращений. Зарождение иикротрещин при замедленном разрушении стали с водородом происходит при достижении критической концентрации водорода в таких ловушках.

Неопасными зодородкими ловушками в стали являются равномерно распределенные дислокации, карбиды титана, повышение количества которых понижает диффузионную подвижность водорода и склонность стали к замедленному разрушению.

Предложен единой механизм теруически-активированного зарождения трещины при замедленном разрушении, основанный на представлении о возникновении в езультате фазовых превращений или пластической деформации в микрообъемах металла OOP, как veer зарождения трещин. Устпновлзно, что зарождение трещины при замедленном разрушении происходит при напряжениях выше напряжения начала микропластическг деформации. При нагружении OOP являются концентраторами напряжений, в которых локальнее внутренние мих-гонапрянения могут быть выше, чем внешние.

В присутствии водорода OOP представляют собой водородные ловушки с большой энергией взаимодействия с водородом, в которых происходит повышенна концентрации водорода и образование трещи нь:.

6. Распространение стабильной трещины при замедленном разрушении является следствием недостатка упругой энергии и происходит в основное вдоль границ исходных еустенитных зерен. 'Ледлен-ное распространение трещины является с дствием периодических задержек хрупкого мекзеренного разрушения в ¡.-естах протекания пластическо-i деформации (вязкое ^изрушение). Процессом, контролирующие скорость распространения стабильной трещины является тер-мическя-акгивируемея пластическая деформация микроучастков вязкого рвзрушения.

При замедленном разрушении стали с водородом установлена связь между неравномерным характером распространения трещины и неоднородным распределением водорода з направлении ее распространения. Б этом случае скачкообразность роста трещины обусловлена ucodxi .лмосгыз увеличения концентрации водорода в местах ее остановки.

7. Повышение содержания вредных примесей фосфора, сурьмы, олова и др.) в стали увеличивает склонность к замедленному разрушению, что является следствием образования сегрегпций на границах исходных аустенитных зере.ч, протекающего в процессе аустенитизации и фиксируемых закалкой. Наибольшей склонностью к образованию сегрегация на границах зерен аустенкта обладает фосфор. Сурьма и олово менее склонны к образованию сегрегация на границах исходных аустенитных зерен. Никель и хром способствуют повышению концентрации фосфора на границах зерен. Молибден и бер уменьшают его вредное влияние.

Сопротивление замедленно;.::' разрушению зависит от способа раскисления стали. Раскисление стали кремнием увеличивает склоп-ность стали к замедлеякэг/у ракрумгию, что является следствием повыпения концентрация при::.есей - продуктов раскисления стали кремнием, нв границах исходных вустенитних зерен.

Роль сегрегация примесей на границах зерен в мкромеханиз-ме межзеренного хрупкого разрушения при замедленном разрушении состоит в уменьшении работы разруиения миг-овязких учзсткоз и работы пластической деформации при образованял межзеренного скола. При достаточно больиоЯ концентрации примесей на границах зерен работа распространения межзеренной трещины затрачивается на разрыв межатомных связей (дехогезию).

8. Сопоставлено влияние содержания фосфора и режима термической обработки на развитие трех видов интеркристаллитной хрупкости стали после закалки и отпуска: замедленное разрушение, водородную и обратимую отпускную хрупкость. Установлено, что общим фактором, определяющим склонность стали ко всем трем видам хрупкости, является обогащение границ исходных аустенитных верен фосфоров в аустеаите, сохраняющееся в ходе последующего отпуска вплоть до 650°С.

9. Повышение сопротивления высокопрочных сталей замедленному разрушении, в том числе при насыярнии водородом, может быть обеспечено понижением уровни остаточных внутренних микронапряде-ний , созданием структуры с равномерно распределенными эффективными водородными ловушками, очисткой стали от вредных примесей, микролегированаем бэром.

Измельчение структуры стали и применение специальных релаксационных обработок уменьшают уровепь'остаточных микрокапряжений

и склонность стали к замедленному разрушении. Пластическая деформация и микролегирование стали титаном повышают количество равномерно распределенных неопасных водородных ловушек в стали и уменьшают эффективный коэффициент диффузии водорода, повышен сопротивление зарождению и распространению трещины. Выплавка стали на основе чистых шихтовых материалов с раскислением ее алюминием уменьшают содержание вредных примесей. Бор, как по-Берхностно-актившй эле'.'ент, адсорбируется на границах зерен, уиеньпая вредное влияние примесей.

10. Выявлены причины схлоаности к замедленному разрушению высокопрочных болтов из стали 40Х "селскт" и выданы оекоменда-ции по совершенствованию технологии их производства с целью по-випения сопротивления заученно;: у разрушению. Разработаны а опробованы в промышленных условиях стали повыьенной степени чистоты (40Х-ПВ) с микролегирувдичи добавками титана, ниобия и бора (20Х2ГТР, 20Х2НТОБ) для производства высокопрочных болтов повышенной точности и с ротивленяя замедленному разрушении. Применение стали 20Х2ШТРБ для производства высокопрочных болтов позволяет снизить металлоемкость стальных конструкций, трудоемкость при их монтаяв и увеличить долговечность. Экономическая эффективность от использования этой стали для производства высокопрочных болтов составляет 643 тис. рублей в год.

Основные результаты опубликованы в работах:

1. Саррак В.И., Филиппов Г.А. Б-чвление склонности к хрупкому разрушению при статическом нагругении. - В сб."Конструктивная п; юность сталей и спла чв и методы ее оценки", ЧДНТ", 1972, С. 44-47.

2. Саррак В.И., Филиппов Г.А. Задержанное разрушение закаленной стали. - В сб. "Проблемы металловедения и физики металлов", М. , Металлурги 1973, с. 134—140.

Р. Саррак В.И., Филиппов Г.А. О природе инкубационного, периода задержанного Разрушения закаленной стали. - Ф!.М, 1974, т. 38, вып. б, с. 1266-1273.

4. Саррак В.И., Филиппов Г.А. Релаксация остаточных микро-напряжеяий при отдыхе и низкотемпературном отпуске мартенсита закаленной стала. - Ш, 1975, *. 40, вып. 4, с. 806-811.

5. Саррак В.И., Филиппов Г.А. О механизме ч, дленного роста трещины при задержанном разрушении закаленной стали, - 19?5, т. АО, вып. 6, о. 1262-1267.

6. Латышкова Ц.П., Островский Г.А., Саррак В.И., Филиппов Г.А., Иепеляковский К.З. Об остаточных внутренних микронапряле-ниях в закалгнпой на мартенсит мелкозернистой стали. - ФТ.1,

1975, т. 40, вып. 3, с. 599-604..

7. Саррак В.И., Филиппов Г.А. Задержанное разрушение стали после закалки. - ФХММ, 1976, т. 12, Й2, с. 44-54.

8. Филиппов Г.А., Саррак В.И., Перкас П.Д. Явление задержанного разрушения мартенситос^ареющей стали. - Доклада АН СССР,

1976, т. 226, » Ь, с. 83-86.

9. Саррак В.Й., Сергеева Т.К., Филиппов Г.А. Временная зависимость прочности закаленной стали. - linTOfi, 1976, №8, с.25-30.

10. Саррак В.И., Филиппов Г.А. Эффект разного сопротивления деформации (РСД) при сжатии и растягении мартенсита закаленной стали. - ШШ, 1977, т. 44, вып. 4, 858-868.

.II. Саррак В.И., Филиппов Г.А. Хрупкость мартенсита. - МиТОЯ, 1978, № 4, с. 21-26. .

12. Баранов СЛ., Са^уак В.И., Топаз Ä.P., Филиппов Г.А. Внутренняя адсорбция примесей и склонность закаленной стали разного раскисления к задержанному разрушению. - ФХ5Ш, 1978, ?S 6, о. 59-63.

13. Алексеева O.K., Мойш Ю.В., Саррак В.И., Филиппов Г.А., Шантарозич В.П. Изучение процессов, протекающих при отпуске за- . каленных сталей с помощью позитронного метода. - Ф?л;л, 1978, т. 'f6, вып. 5, 1080-1083.

14. Aleksceva O.K., Moieh U.V., Sorrak V.l., Pilippov G.A., Shantarovich V.P..Positron Annihilation for Martenßite Defect Identification.- Phisica status solidi (a), 1S78, v.45,p.K159-Kl62.

15. Баранов C.M., Саррак В.И., Топаз K.P., Филиппов Г.А. Способ раскисления и необратимая отпускная хрупкость стали.-ШК, 1979, т. 15^ № 2, с. 26-28.

16. Саррак В,И., Филиппов Г.А. Адсорбция примесей не границах зерен и хрупкость стали. -.3 сб. "Взаимодействие дефектов кристаллической решетки п-свойства металлов", Тула ТЛИ 1979

с. 59-73. • ....

17. Саррак В.И., Филиппов Г .А., Чевская О.Н., Литвиненко Д.А. Адсорбция фосфора на граница;: зерен аустенята и склонность закаленной стали к задерганному разрушению. - Ф'1'.l, 1979, т. 48,

вып. 5, с. 1262-1270.

18. Филиппов Г.А., Саррак В.И. Локальное распределение водорода и гнутренние микронапряжения в структуре закаленной стали. - ем«, 1980, т. 49, Bijn. I, с. I2I-I25.

19. Саррак В.И., Сергеева Т.К., Филиппов Г.А. Влияние естественного стечения стали после закалки на кинетику поглоцения

и выделения водорода, - 1980, 'fc 2, с. 12-16.

20. Филиппов Г.А., «арченко В.Н., Литвиненко Д.А., Саррак В.И., Чевскаи О.Н. Влияние примесей на интеркристеллитнус хрупкость стели I8X2H4BA после закалки и отпуска. - Проблемы прочности, 1980, to 2, с. II4-II9.

21. Саррак В.И., Филиппов Г.А. йнтеркрксталлитная хрупкость мартенсита й примеси. - В сб. Проблемы разрушения металлов, Ч., МДНТП, 1980, с. 129-139.

22. Баранов C.V , Сзррак В.и.. Топаз Я.Р., Филиппов Г.А. Способ раскисления и интеркристаллитявя хрупкость стали. - В сб. "Сталь и неметаллические включения", Ч., "Металлургия", 1980,

№ 4, с. 4-17.

23. Филиппов Г.А., Чевская О.Н., Саррак В.И. О диаграмме звдерхенного разрушения закаленной стали. - В сб. "Трещино-стойкость материалов и элементов конструкций". Труда Всесоюзного симпозиума, Киев, "Наукова думка", 1980, 188-194.

24. Грибанова Л.И., Филиппов .А., Саррак В.И. О взаимодействии водорода с дефектами, возникаюг'ми в процессе микропластической деформации. - Доклады АН СССР, 1981, 260, Я> 9, с.612-^15.

25. аррак В.И., Филиппов .А. Влияние примесей на хру кость стали после закалки, - ФШ, 1981, » 2, с. 96-101.

26. Филиппов ГЛ., Саррак В.И., Перкас ИЛ., Мотренко В.Ф. Влияние титана на г-лонность к задержанному разрушению мартен-ситостар .лей стали. - 198?, т. 54, вып. 15, с. 168-168.

27. Филиппов Г.А., Чевская О.Н. Сегрегация атомов сурьмы на границах зереа в зустените и сопротивление интеркристаллит-H^vry хрупкому разрушению стали после закалки. - Проблемы проч-ност , 1982, Ш II, с. 94-98.

28. Князева В.Р., Саррак Б.П., Филиппов ГЛ. Сегрегация примесей и декогезия по границам зерен в стали. - Поверхность,

1982, » 5, с. 84-88.

29. Саррак В.И., Филиппов Г.А., Куш Г.Г. Взаимодействие водорода с ловупкечи и его рестворимость в мартегси^остареюцей стали. - ФМ, 1983, т. 55, вши 2, с. 310-315.

30. Филиппов Т.к. 0 взаимодействии примесей с границами зерен в аустените. - Ф'.!М, 1983, т. 55, вып. 3, с. 528-532.

31. Грибанова Л.И., Филиппов Г.А. Влияние легирования титаном на склонность сталей типа 40Х к замедленному разрушении при насыщении водородом. - Известия АН СССР, "Металлы", 1983, »6, с. 130-135.

32. Грибанова Л.11., Саррак В.И., Филиппов Г.А. Прсцесс вв-рождения трещины при замедленном разрушении стали в условиях насыщения водородом. - <Ш, 1935, т. 59, вып. 5, с. 595-1004.

33. Князева 5.Р., Саррак B.iL, Филиппов Г.А. Влияние "икро-легирования стала бором на склонность к задержанное/ разрушению в зекаленном состоянии. - В сб. "Взаимодействие дефектов.кристаллической репетки и свойства металлов и тлавов", Тула, ТЛИ, 1985, с. 72-77.

34. Саррак В.И., Суворова С.О., Филиппов Г.А. Структурное состояние и склонность закаленной стали к задержанному разрушении. - В сб. "Прочность и пластичность металлов и сплавов", М., Металлургия, 1985, с. 65-71.

35. Гуревчч Я.Б., Князева В.Р., Саррак В.Й., филиппо. Г.А. Влияние степени чистоты ста: л на склонность к задер::анночу разрушению после ВТМО. - Проблемы прочности, 1985, № 7, с. 58-61.

36. Князева В.?., Саррак В.Й., Филиппов Г.А. Распад твердого раствора углерода и кинетика развития обратимой отпускной хрупкости хромо-марганцевой стали. - ФЧМ, Г987, т. 63, вип. б, с. П38-1Г44.

37. Глазкова С.М., Кислвк И.В., Филиппов Г.А. Влилние примесей и микролегирования на.сопротивление замедленному разрушению сталей. - !.МШ, 1987, ¿12, с. 4-8.

?8. Саррак В.И., Филиппов Г.А., Князева Б.Р. Роль образующихся в аустените зернограничных сегрегации фосфора в развитии интвркристаллитной хрупкости стали после закалки и отпуска. -ФММ, 19П, т. 66, вып. 4, с. 792-798.

Черметинфошация. зак.943/ тир.100. уч.-изд.л£,66. печ.л.3,00, -

;»сл.кр.-отт.З,25.

35493 с? 30.08 89