Прочностные характеристики ДФМС

 

В формировании прочностных характеристик ДФМС совместно участвует большое число различных структурных механизмов: упрочнение твердой фазой (мартенситное); твердорастворное упрочнение мартенсита, определяемое концентрацией в нем углерода; субструктурное упрочнение мартенсита; упрочнение в результате превращения остаточного аустенита; дислокационное, зернограничное, твердорастворное и дисперсионное упрочнение феррита; закалочное и деформационное старение.

Важной особенностью формирования прочностных свойств ДФМС является неаддитивность и непостоянство в процессе деформации относительного вклада различных источников упрочнения, что обусловлено следующим.

1. Прочность (сопротивление деформации) ферритно-мартенситной структуры, как было показано, в значительной степени определяется перераспределением деформаций (и напряжений) между ферритом и мартенситом. Отсюда реально наблюдаемая упрочняющая роль мартенсита зависит от всех факторов, изменяющих это перераспределение: от соотношения прочности мартенсита и феррита, от степени непрерывности фаз, величины деформации двухфазной смеси и т.п.

2. Собственные свойства фаз (феррита и мартенсита) в двухфазной структуре могут отличаться от таковых в однофазном состоянии. Вследствие большой эффективности барьеров на пути движения дислокаций как границы фаз, может наблюдаться зависимость прочности (микротвердости) феррита от величины межмартенситного промежутка, т.е. от объемной доли мартенсита Vм.

3. На свойства ДФМС при малых пластических деформациях существенное влияние оказывают остаточные растягивающие напряжения в феррите, возникающие под действием объемного эффекта локального g -a^¢ -превращения. Их уровень, по-видимому, зависит от объемной доли мартенсита и концентрации в нем углерода, которая одновременно определяет температуру g - а' превращения, а также от скорости охлаждения в этом интервале.

4. Роль остаточных напряжений и негомогенности распределения дислокаций в феррите, определяющих ряд аномалий механического поведения ДФМС, зависит от стереологических параметров и ослабевает по мере увеличения деформации.

С учетом изложенного, в настоящее время представляется невозможным количественно оценить роль каждого из возможных источников упрочнения при конкретной величине деформации. Увеличению скорости упрочнения двухфазной смеси в процессе деформации способствуют измельчение частиц мартенсита, рост его объемной доли (без значимого укрупнения размеров), а также повышение его прочности (твердости). В этом же направлении действуют факторы, способствующие росту деформационного упрочнения феррита, а также повышенное количество остаточного аустенита. Исходя из выше сказанного, можно качественно обосновать требования к оптимальной структуре ДФМС и наметить пути ее достижения.

1.Желательно использовать по возможности кратковременные выдержки в межкритическом интервале температур, чтобы предотвратить рост зерен g - фазы.

2. Выбор исходной структуры должен обеспечивать дисперсность островков мартенсита.

3. Желательно присутствие нитридов или карбонитридов (повышенное содержание азота в стали), тормозящих рост g - фазы.

4. Предпочтительно использовать медленное охлаждение от температур МКИ, что обеспечивает снижение прочности ферритной матрицы измельчение мартенсита в результате выделения нового феррита, а также способствует увеличению Сg в оставшейся g - фазе и таким образом, повышению твердости мартенсита и получению повышенного количества остаточного аустенита.

5. Благоприятными являются мероприятия, направленные на измельчение зерна феррита, которые одновременно сопровождаются измельчением мартенситной фазы.

 

Пластические свойства ДФМС

 

Повышенная (при данной прочности) пластичность ДФМС является одним из наиболее важных их технологических преимуществ. Величина общего удлинения интегрально включает величину равномерного удлинения (предельно допустимую деформацию до момента возникновения шейки) и удлинение на стадии сосредоточенной деформации, приводящей к окончательному разрушению.

Величина равномерного удлинения, определяемая условиями достижения пластической нестабильности, в решающей степени зависит от скорости деформационного упрочнения материала. Увеличению равномерного удлинения должно способствовать повышение температуры нагрева в a+g области (снижение См), но без увеличения Vм. Это требует понижения содержания углерода в стали. Благоприятное (при равной Vм) влияние повышения температуры нагрева в двухфазной области объясняется также сопутствующим увеличением пластичности феррита (снижением Сф). Повышение температуры нагрева приводит к снижению устойчивости аустенитной составляющей.

Более высокий комплекс пластических характеристик (при равном количестве упрочняющей фазы) после воздушного охлаждения; чем при закалке в воду с более низких температур a+g области, объясняется суммарным эффектом увеличения пластичности старого и нового феррита и повышением вязкости мартенсита.

Для повышения равномерного удлинения ПФМС эффективны все мероприятия, направленные на измельчение зерен образующегося аустенита соответствующая подготовка исходной структуры, сокращение продолжительности аустенизации, а также выделение нового феррита, уменьшающего эффективные размеры «остаточной» к моменту мартенситного превращения g - фазы и, таким образом, островков мартенсита.

Известно, что оптимальному комплексу свойств ДФМС (высокому значению деформационного упрочнения и низкому отношению s_0,2/ s_В) сопутствует провал величины сужения. Пластическая несовместимость феррита и мартенсита и соответственно высокая скорость увеличения плотности дислокаций по мере деформации приводит к более раннему (по сравнению с ферритно- перлитной сталью) зарождению большого числа пор и, тем самым, сокращению стадии их коалесценции. Величина поперечного суждения ДФМС тем ближе к свойствам феррита, чем ниже прочность мартенсита. Влияние прочности мартенсита выражено сильнее, чем влияние его количества, поэтому при повышении температуры нагрева a+g - области величина сужения стали постоянного состава растет.

Следует отметить, что чувствительность свойств ДФМС к составу стали имеет определенную специфику. В частности, устойчивость g - фазы, характеризуемая параметрами мартенситного превращения, в условиях охлаждения из a + g - области сильно повышается в присутствии элементов, усиливающих выделение нового феррита и в традиционном плане менее эффективных (например, кремния).

Важной особенностью влияния легирующих элементов на механические свойства сталей с ферритно-мартенситной структурой является значительная косвенная роль, связанная с возможностью получения ДФМС при использовании пониженных скоростей охлаждения из a + g - области. Это благоприятно влияет на пластичность феррита, морфологию островков мартенсита, чувствительность к старению и т.п. С учетом косвенных эффектов, повышение устойчивости g - фазы - наиболее важная функция легирующих элементов ДФМС.

Для получения ДФМС со стабильной структурой и оптимальными свойствами в условиях промышленного производства, отбор конкретных элементов и ограничения их концентраций должны определяться следующими соображениями:

1. Концентрация углерода и комплекс используемых легирующих добавок должны действовать в направлении расширения температурного диапазона двухфазной области, с целью уменьшения зависимости % g(t)

2.Для повышения устойчивости g - фазы при термической обработке из МКИ эффективны ферритообразующие элементы, ускоряющие выделение нового феррита (Cr, Si, Mo) и способствующие обогащению углеродом оставшегося аустенита.

3. При кратковременной выдержке в двухфазной области нежелательно использование легирующих элементов, замедляющих кинетику аустенизации (например, хрома в количестве более 1 %, молибдена и т.п.).

4. Использование карбидообразующих легирующих элементов при получении ДФМС методами термической обработки целесообразно только для измельчения исходной структуры, если этого нельзя достичь другими средствами.

5. Состав стали должен обеспечивать полное связывание азота.

6. При использовании ДФМС в массивных сечениях важно стремиться к минимальной концентрации фосфора.

Низколегированные двухфазные стали, характеризуются важными практическими преимуществами. Сюда, прежде всего, следует отнести перспективность применения ДФМС для холодной штамповки и высадки, которая определяется сочетанием их высокой технологической пластичности и упрочняемости в процессе изготовления деталей методами холодной деформации. В последние годы в ряде исследований показана эффективность использования бесперлитных (двухфазных) сталей в качестве высокопрочного материала.

 

Вопросы для самоконтроля

 

1. Какие требования предъявляются к малоуглеродистым низколегированным сталям для глубокой вытяжки?

2. Каковы принципы легирования, роль легирующих элементов и области применения рассматриваемых сталей?

3. Какая микроструктура обеспечивает в наилучшей степени свойства сталей для глубокой вытяжки (в том числе двухфазных)? Каковы преимущества двухфазных сталей перед применяющимися для глубокой вытяжки сталями типа 08кп и 08Ю?

4. Каковы режимы обработки, обычно применяемые для сталей для глубокой вытяжки?

5. Каковы современные направления в создании рассматриваемых сталей?