Влияние различных факторов на высокотемпературную хрупкость сталей тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

Никонова Роза Музафаровна

ВЛИЯНИЕ РАЗЛИЧНЫХ ФАКТОРОВ НА ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНУЮ ХРУПКОСТЬ СТАЛЕЙ

01.04.0? - Физика твердого тела

Автореферат диссертаций на соискание ученой степени кандидата технических наук

Ижевск - 199?

Работа выполнена в Физико-техническом институте УрО РАН, г.Ижевск.

Научный руководитель: к.т.н., старший научный сотрудник Забильский В.В.

Официальные оппоненты: д.т.н. Кутьин A.B. (Институт физики металлов УрО РАН,

г.Екатеринбург) к.т.н. Баянкин В.Я. (Физико-технический институт УрО РАН, г.Ижевск)

Ведущая организация: Удмуртский государственный университет (УдГУ), г.Ижевск

Защита состоится г, в ч на заседа-

нии диссертационного совета Д 003.58.01 в Физико-техническом институте УрО РАН по адресу: 426001, г.Ижевск, ул.Кирова, 132. Тел. (3412) 23-24-59; факс (3412) 25-06-14

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Физико- теу.ите кого института.

Автореферат разослан йМЩ^Л 1997 г

Ученый секретарь диссертационного совет, доктор физ.-мат. наук

.Чудинов

- 3 -

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность теш. Одной из актуальных задач физики прочности и пластичности является установление природы различных видов хрупкости сталей, в том числе проявляющихся при высоких температурах. Настоящая работа посвящена наименее изученным видам высокотемпературной хрупкости, а именно, охрупчиванию в среднетемпе-ратурной аустенитной области (7СЮ-1000°С), а также при околосолидусных температурах. Первый вид охрупчивания состоит в резком снижении характеристик пластичности при охлаждении до температур ниже 1000°С. При этом, в результате развития охрупчивающих процессов на границах зерен, на температурной зависимости пластических свойств формируется провал пластичности с минимумом величины относительного сужения 4' вблизи температуры 800°С. Охрупчивание при околосолидусных температурах проявляется в катастрофическом снижении характеристик механических свойств при температурах, находящихся, как правило, на 40-70°С ниже расчетной температуры с-о-лидуса. При этом снижение механических свойств происходит в узком температурном промежутке, ширина которого не превышает 10°С. По аналогии с низкотемпературной хрупкостью (хладноломкостью), данное явление получило название вязко-хрупкого перехода при околосолидусных температурах и характеризуется температурой перехода Тв/х, при которой величина Ф принимает нулевое значение. Разрушение образцов при нагреве до Т > Тв/х> в отличие от известного явления ТИХ (температурный интервал хрупкости при охлаждении из жидкого состояния), развивается по границам зерен, тогда как в интервале ТИХ - по границам дендритов.

Важность изучения природы высокотемпературной хрупкости определяется тем, что с охрупчиванием в указанных интервалах связано появление поверхностных и внутренних трещин при непрерывной разливке, сварке и других технологических операциях, предусматривающих применение высокотемпературного нагрева. При этом необходимо изучение влияния таких факторов, как термомеханическая предыстория (предварительная деформация, отжиг), химический состав (примеси) и других. Недостаточно изученным является также вопрос о механизме разрушения, особенно при околосолидусных температурах. Изучение указанных вопросов, имеющих важное значение для понимания природы высокотемпературной хрупкости сталей, является основной целью настоящей работы.

Научная новизна.

1. Впервые изучено совместное влияние примесей серы и алюминия на охрупчивание границ зерен в интервале 700-1000°С. Показана принципиальная возможность устранения высокотемпературной хрупкости низколегированных магранцовистых сталей за счет снижения содержания указанных примесей до уровня < 0,005Ж.

2. Впервые проведено комплексное исследование природы вязко-хрупкого перехода при околосодидусных температурах, включающее изучение влияния термомеханической предыстории, химического состава сталей (примесей), среды испытаний, механизма разрушения. Исследования выполнены на низколегированных сталях технической чистоты, повышенной, а также особовысокой степени чистоты с. суммарным содержанием примесей < 0.005%.

3. Показано, что охрупчивание при околосодидусных температурах не является "природным свойством" материала, а определяется наличием примесных элементов, главным образом 5 и Р, а также загрязненностью , среды испытаний кислородом. Загрязнение кислородом приводит к насыщению границ зерен этим элементом, вызывая понижение температуры вязко-хрупкого перехода.

4. Охрупчивание при околосодидусных температурах обусловлено локальным образованием жидкой фазы.в местах зернограничных стыков, обогащенных примесными элементами. Появление жидкой фазы сопровождается образованием вдоль стыков зерен протяженных трубчатых нор, играющих роль зародышевых трещин. Показано, что источниками жидкой фазы могут быть как легкоплавкие, так и тугоплавкие неметаллические включения.

Практическая значимость.

1. Показана возможность значительного подавления высокотемпературной хрупкости низколегированных сталей за счет предварительной высокотемпературной деформации (Тд = 1100°С), а также предварительного высокотемпературного отжига в условиях вакуума.

2. Обнаружен эффект дополнительного охрупчивания границ зерен под влиянием небольших пластических деформаций (Тд * 800°С), который необходимо учитывать в практике термической обработки, сварки, горячей пластической деформации, непрерывной разливки сталей.

. 3. Предложена эмпирическая зависимость температуры вязко-хрупкого перехода Тв/Х от содержания в стали элементов С, Б,

- b -

P, Mn, Si, позволяющая прогнозировать изменение температуры вязко-хрупкого перехода.

А. Показано, что температура оплавления границ зерен в инструментальных вольфрам-молибденовых сталях (сталь Р6М5) может совпадать с принятым на практике интервалом температур нагрева под закалку, что необходимо учитывать при термической обработке инструментальных сталей.

Апробация. Основные результаты диссертационной работы доложены на Республиканском семинаре "Термическая обработка и свойства конструкционных сталей" (Киев, 1988); 1-ой конференции молодых ученых ФТИ (Ижевск, 1988); Всесоюзной конференции "Фазовые и структурные превращения в сталях", посвященной памяти академика В.Д.Садовского (Екатеринбург, 1992); VIII Международной конференции по разрушению материалов (Киев, 1993); 1-ой и 2-ой Российских университетско-академических научно-практических конференциях (Ижевск, 1993; Ижевск, 1995); XIV Международной конференции по физике прочности и пластичности материалов (Самара, 1995); третьем Собрании металловедов России (Рязань, 1996).

Структура диссертационной работы. Диссертация состоит из введения, литературного обзора, методической главы, двух глав, содержащих результаты исследований, заключения и списка литературы (123 наименования). Работа изложена на 179 страницах, содержит 99 рисунков и 13 таблиц.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность исследований высокотемпературной хрупкости сталей, сформулированы цель и задачи диссертационной работы.

В первой главе представлен критический анализ литературных данных об основных закономерностях изменения пластических свойств сталей при высоких температурах. В первом разделе главы проанализировано влияние химического состава, размера аустенитного зерна, других факторов на охрупчивание низколегированных марганцовистых сталей в среднетемпературной аустенитной области (в интервале ?00-1000°С). Показана необходимость изучения влияния термомеханической предыстории, в частности, предварительной пластической деформации аустенита, а также химического состава стали (углерода,

- б -

серы, алюминия, совместного влияния серы и алюминия) на развитие указанного вида высокотемпературной хрупкости.

Второй раздел главы посвящен вязко-хрупкому переходу при околосолидусных температурах. Анализ литературных данных показал, что охрупчивание при околосолидусных температурах является малоизученным явлением, для установления природы которого необходимы дополнительные исследования. В частности, показана необходимость изучения влияния химического состава (чистоты сталей), внешних факторов, таких как предварительная деформация аустенита, предварительный отжиг, среда испытаний. Дополнительных исследований требует также вопрос о механизме разрушения, роли жидкой фазы в процессе охрупчивания границ зерен при околосолидусных температурах.

Во второй главе обоснован выбор материалов для исследований, описаны технология их приготовления (выплавки), а также дана характеристика основных методов исследований, применяемых в работе. Исследования проводили на сталях различного состава технической чистоты, а также сталях лабораторной выплавки с нормированным содержанием примесных элементов. В качестве основных объектов для исследований выбраны низколегированные стали 17Г1С, 09Р2ФВ, высокоуглеродистая сталь ШХ15, инструментальная РШ5, модельная аустенитная 17Г1СН27, особовысокочистая сталь 37ХНЗА (суммарное содержание примесей 3, Р, 51 < 0, 005%).

Высокотемпературные механические испытания проводили на установке ШАШ 20-75, в которой предусмотрена возможность испытаний в различных средах. Испытания осуществляли растяжением на образцах 3x3x70 мм, которые нагревали методом излучения с помощью тантало-вого нагревателя, расположенного вокруг рабочей части образца. При проведении механических испытаний при околосолидусных температурах, с целью более равномерного распределения температуры по сечению и длине, образец дополнительно помещали в керамическую трубку (ВеО). Температуру рабочей части образца контролировали платинородий-платиновой термопарой ППеа, спай которой приваривался непосредственно к образцу, в центре рабочей части. Скорость деформации при механических испытаниях составляла 40•Ю-4 с-1 при околосолидусных температурах и 6,6'10~4 с-1 в интервале 700-1000°С

Кроме метода высокотемпературных механических испытаний, исследования осуществляли с применением методов высокотемператур-

ной металлографии, оптической, растровой электронной микроскопии, просвечивающей электронной микроскопии (угольные экстракционные реплики), рентгеновской фотоэлектронной и Оже-спектроскопии, дифференциального термического анализа, микротвердости. Для получения эмпирической зависимости температуры вязко-хрупкого перехода от химического состава стали применялся множественный регрессионный анализ.

ВЛИЯНИЕ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ПРЕЛНСТОРЙИ

И ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА СТАЛЕЙ НА ОХРУПЧИВАНМЕ В ИНТЕРВАЛЕ 700-1000°С

1. Влияние термомеханической предыстории (предварительной деформации, отжига)

Изменение пластичности сталей при высоких температурах схематически показано на рис.1. Резкое ухудшение пластических свойств наблюдается в интервале 700-1000°С (провал пластичности) и при околосолидусных температурах. При изучении охрупчивания в интервале 700-1000°С механические испытания осуществляли по методике, включающей предварительный высокотемпературный нагррв до 1350°С, последующее охлаждение до температуры испытаний. Предварительную деформацию аустенита проводили в двух интервалах температур: в области минимальной пластичности (Тл = Тщщ), а также при температуре 1100°С (область высокой пластичности).

Предварительная деформация в условиях температуры Тт1п (800 °С) приводит к дополнительному охрупчиванию границ зерен, что проявляется в углублении и расширении провала пластичности (рис.2). Расширение интервала температур охрупчивания зависит от химического состава стали, достигая 200-250°С. Как показали эксперименты, для проявления охрупчивания достаточны деформации, составляющие 2-4%. Наибольшая чувствительность к предварительной деформации проявляется у стали 10Г2БТ, микролегированной сильными карбонитридообразующими элементами, падение пластичности которой сопровождается значительным (двукратным) повышением высокотемпературной прочности. Предварительная деформация в области высокой пластичности (1100°С) оказывает противоположное влияние, вызывая повышение величины относительного сужения при температуре ТтзП до

loo

м 75

e

600 COQ 1000 1200

Температура, °C

Рис.1

1400

т,°е

во

р I Т*750-850 °С

I к

\ i Л

/ г Г"* ___ ^

РИС.2

О С,05 0,10 0,15 0,20 C^eec.ï

Рис.3

n.I

•60

О

0.07% Al 0, 0055! S

Ltb

О ца> 0.Ю 0,12 Ûfi OJS 0,17 Oß

0,06ï Al 0.025X S

0,0 73 Al O.D05Ï S £800 « ËX

В

o 0JS7 q<v на ця us иг? ая 0,20 ОУ йгг

О s я № № OA 0,tS 0,17 ais <*,»хн

о

1(0

б

о

Рис. 4

50-60%. Методами фрактографии и высокотемпературной металлографии показано, что повышение пластичности вызывается возрастанием сопротивления зарождению трещин клиновидного типа, с соответствующим изменением механизма разрушения, которое приобретает характер смешанного. Признаков миграции границ зерен или рекристаллизации аустенитной структуры в процессе высокотемпературной деформации не обнаружено, что объясняется крупным размером аустенитного зерна (200-300 мкм) и небольшой величиной изученных деформаций.

Аналогичное влияние, как установлено в работе, оказывает предварительный высокотемпературный отжиг (см.рис. 2). Образцы подвергали отжигу в вакуумной печи (Р = 10~2 Па) при температурах в интервале от 900 до 1350°С, продолжительность 1-14 ч. Предварительный отжиг при Т > 1250°С (t > 6ч) низколегированных сталей 17F1C, 16ГФР, а также модельной аустенитной 17Г1СН27 приводит к полному устранению высокотемпературной хрупкости. По данным металлографических и фрактографических исследований "(сталь 17Г1СН2?), при этом происходит изменение механизма деформации, сопровождаемое изменением механизма разрушения от зернограничного к разрушению по телу зерна. Методом электронной микроскопии (угольные экстракционные реплики) показано, что высокотемпературный отжиг приводит к изменению морфологии неметаллических включений. До отжига на границах зерен присутствуют выделения неметаллической фазы вытянутой формы, размер которых достигает 2-3 мкм. После отжига наблюдается значительное изменение размера и форма зернограничных выделений, а именно, их "дробление", а также образование мелкодисперсных включений в объеме зерен. При этом наблюдается уменьшение микротвердости границ зерен по сравнению с телом зерна.

Согласно результатам газового анализа, положительное влияние отжига сталей 17Г1С и 16ГФР вызывается уменьшением содержания азота до уровня < 0,0002%, в результате чего устраняется возможность образования зернограничных наделений нитридов A1N. Содержание N и 0 определяли методом вакуум-плавления на установке ' Leco ТС-436 с точностью 0,0001%.. В случае сталей, содержащих сильные карбонитридообразущие элементы (09Г2ФВ, 10Г2БТ), предварительный отжиг, в том числе при наиболее высокой из изученных температур (1350°С), не приводит к устранению высокотемпературной хрупкости, что связано с отсутствием существенных изменений в содержании

азота. Содержание кислорода в рассмотренных низколегированных сталях изменяется незначительно.

2. Влияние химического состава (примесей)

Изучение роли серы и алюминия, а.также совместного их влияния на процесс охрупчивания проводили на примере стали 17Г1С. Содержание серы варьировали в пределах от 0,004 до 0,0251, алюминия - от 0,005 до 0,22%. Концентрационная зависимость, иллюстрирующая влияние алюминия, представлена на рис.3. Кривая 1 соответствует содержанию серы 0,004-0,005%, кривая 2 - 0,018-0,025%. Как видно из приведенных данных, для возникновения охрупчивания достаточно 0,01% AI. Максимальное снижение пластических свойств отвечает содержанию алюминия 0,05-0,13%.

Влияние серы на процесс высокотемпературного охрупчивания зависит от содержания алюминия. В сталях с повышенным содержанием алюминия (0,06-0,07%) отрицательное влияние серы проявляется весьма отчетливо, несмотря на повышенные значения Mn/S в изученных сталях. При пониженном содержании AI (0,01%) отрицательная роль серы выявляется только в условиях дополнительного стимулирования охрупчивания за счет предварительной деформации, которую осуществляли при Тл = Тмп- Методом Оже-спектроскопии показано, что в процессе деформации наблюдается дополнительное обогащение границ зерен атомами серы. С увеличением степени деформации от 0 до 9,5 % (предельная деформация, предшествующая разрушению) концентрация серы на границах зерен возрастает от ~0,3 до 2,5 ат.%. На некоторых, благоприятно ориентированных границах, содержание серы достигает 5,5 ат.%.

Методом угольных экстракционных реплик установлено, что основной охрупчивающей фазой на поверхности высокотемпературного разрушения (границах верен) являются выделения мелкодисперсных нитридов алюминия A1N. С увеличением содержания AI возрастает плотность выделений нитридной фазы. Результаты исследований влияния содержания серы и пластической деформации на выделение AIN обобщены на гистограммах, приведенных на рис.4. Деформация при температуре 800°С приводит к двукратному повышению количества мелкодисперсных (размером менее 0,10 мкм) частиц A1N на границах зерен, чем обусловлено отрицательное влияние этого фактора (гис-

- il -

тограмма в). Аналогичное влияние оказывает увеличение содержания серы от 0,005 до 0,025% (гистограмма б).

Влияние чистоты стали по алюминию и сере принципиально подтверждено на стали 17Г1С с минимальным содержанием указанных элементов (0,005%. AI, 0,005% S). Наличие небольшого количества титана (0,032%) в этой стали исключает выделение A1N. Пластические свойства стали во всем изученном интервале температур (700-1000°С) сохраняются на уровне 80-100%. Кроме того, в работе показана роль углерода, для чего проводились сравнительные исследования на безуглеродистом сплаве И (0,01% С) и стали 17Г1 (0,18% С), полученных фракционной разливкой. Как показали высокотемпературные механические испытания, увеличение содержания углерода от 0,01 до 0,18% приводит к повышению величины относительного сужения в аустенитной области температур от 18-35% до 100%, что свидетельствует о положительной роли данного элемента в устранении процессов охрупчивания, в у-обдасти.

ГОЛЬ РАЗЛИЧНЫХ ФАКТОРОВ В АРМИРОВАНИЙ ВШКО-ХРУПКОГО ПЕРЕХОДА ПРИ 0К0Л0С0ЛИДУСНЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ

1. Влияние химического состава

Высокотемпературные механические испытания при околосолидус-ных температурах проводили по методике, включающей нагрев образцов до температуры 1250°С, стабилизирующую выдержку, последующий нагрев до температуры испытаний. Появление вязко-хрупкого перехода обнаружено на сталях различного химического состава, в том числе отличаюпрхся кристаллической структурой при исследуемых температурах. Данные, приведенные на рис.5, показывают, что ох-рупчивание при околосолидусных температурах наблюдается у высокоуглеродистых сталей ШХ15, Р6М5, низколегированной 17Г1С, особовы-сокочистотой 37XH3A, а также стали 50Н2М, полученной методом порошковой металлургии, которые при температуре испытания имеют ГЦК-структуру аустенита. Сложнолегированная сталь 04Х24Н7МЗЮТ и сплав Fe-3%Si характеризуются 0ЦК-структурой феррита. Разрушение образцов при Т > ТЕ/х происходит хрупко, в макроупругой области механической диаграммы, по границам зерен. При этом характер раз-

ГШ 01« ГНК гцк оцк гик

1ЭОО

Рис. б

"00 т„_.°с

1 - 0,0сю>0,0071 S, O.OCOS-0,C05X р;

2 - 0,009-0.03« S, 0.006-0,0-10* р

°'г О.1 о.» 0.8 Со,ве

Рис.6

»4

11-Д*—-

140°С

_U

I

1 - аргон; I

2 - вакуум, Р= 1 По; I

3 - то же + медный геттер

I

Inj

' -100 во 60

.12С0 12ßQ 1Э00 1320 1340 1ЭЕО 1360 1400 1420 1440 Т,°С

Рис.7

э

• 1

•

\

1 Г*- 1 0 <t>i >—

_____ __ ч

о

о - ногрев

• - охлаждение

1220 1240 1260 1230 1300

Рис.8

Таблица

ИЗМЕНЕНИЕ СОДЕРЖАНИЯ !!ИШЕСЕЙ НА ГРАНИЦАХ ЗЕРЕН В СТАЛИ ШХ1Б ВБЛИЗИ ТЕМПЕРАТУРЫ ВЯЗКО-ХРУПКОГО ПЕРЕХОДА (НА ГЛУБИНЕ 2оХ)

Метод | ¡Содерлиние элементов, ат.Х|

аналиаа| Температура,—-1-—|-1-1

I | Б | | Р | О |

РЭС |1E65°C (Т<Т8/Х)| 1,7 ¡0.2 |0,В |Б0 | 11295°С (М,/х)| 2,7| 3,1| 3,1| 6G|

И

Оке |12бб°С (Т<ТВ/Х) | О | О |

11£9Б°С (МВ/х)1 0.31 -

I 3 | I 211

рушения не зависит от размера зерна: вязко-хрупкий переход наблюдается как на мелкозернистой (d = 10-20 мкм, сталь Р6М5), так и крупнозернистой (до 1000 мкм, Fe-3% Si) структурах.

Температура вязко-хрупкого перехода зависит от химического состава стали, прежде всего содержания углерода, а также примесей серы и фосфора. Об отрицательном влиянии примесей S и Р свидетельствуют данные, полученные на стали ШХ15. В результате снижения методом электрошлакового переплава содержания серы от 0,020 до 0,004%, фосфора от 0,023 до 0,008% температура вязко-хрупкого перехода повышается на 35°С (до 1330°С). Влияние примесей серы и фосфора на температуру Тв/Х иллюстрируется рис.6. Из сравнения кривых 1 и 2 видно, что независимо от содержания углерода, при снижении концентрации серы до уровня <0,007%, фосфора - <0,005% происходит повышение температуры Тв/Х на ~50°С. При изучении роди других примесей установлено, что цветные примеси, в частности олово (0,023% Sn), а также олово в сочетании с медью (0,025% Sn + 0,20% Си) не оказывают существенного влияния на исследуемую температуру (сталь 09Г2ФБ). Аналогичный результат (отсутствие изменений Тв/х) получен на стали 17Г1С при изучении влияния кислорода, содержание которого изменялось в пределах от 0,0020 до 0,0078%, а также азота (0,0001-0,0090%).

Методом множественного регрессионного анализа в работе получена эмпирическая зависимость температуры вязко-хрупкого перехода от содержания химических компонентов - углерода, серы, фосфора, марганца, кремния. Анализировали 41 состав однотипных низколегированных сталей, включая литературные данные. В результате подучена следующая эмпирическая зависимость, подтверждающая, что наибольшее влияние на температуру ТЕ/х оказывают примеси S и Р: Тв/х = 1479 - 169ССЗ - 547[S3 - 199 [Р] - 8[Мл] - б[Sil, °С.

Принципиально важный результат получен при. исследовании среднеуглеродистой стали 37XH3A, отличающейся особовысокой степенью чистоты (суммарное содержание, примесей S, Р, Si < 0,005%). При испытаниях в вакууме (Р = Ю-2 Па) температура вязко-хрупкого перехода стали 37XH3A становится практически равной температуре объемного плавления. Полученный результат показывает, что появление вязко-хрупкого перехода нельзя объяснить присутствием углерода в сталях; углерод оказывает косвенное влияние, через снижение температуры плавления (см.рис.6). Основными элементами, отвечаю-

щими за появление вязко-хрупкого перехода, являются примеси серы и фосфора..

2. Влияние термомеханической предыстории и среды испытаний

Рассматриваемый вид хрупкости, аналогично охрупчивавию при 700-1000°С, проявляет чувствительность к термомеханической предыстории. Предварительная деформация (Тд « 800°С) приводит к снижению температуры вязко-хрупкого перехода на величину до 40°С. Отрицательное влияние деформации усиливается с ростом содержания серы, что, по данным Оже-слектроскопии, вызывается обогащением границ зерен примесью. Отжиг оказывает противоположное влияние, вызывая повышение температуры Тв/х на 5-40°С. При этом, в отличие от деформации, эффект отжига усиливается с уменьшением содержания серы. Как установлено в работе, отжиг стали с содержанием серы 4 0,0081 (сталь 17Г1С) приводит к полному устранению охрупчивания.

Приведенные выше дачные (рис.5,6) получены при испытаниях в среде инертного газа (аргон). Сравнительные испытания в среде аргона и вакууме (сталь ШХ15) показали, что температура вязко-хрупкого перехода существенно зависит от среды испытаний. Наиболее низкая, температура (1290°С) соответствует среде аргона

(рис.7, кривая 1). В условиях предварительного вакуума (Р = 1 Па) температура вязко-хрупкого перехода повышается на 15°С (кривая 2), снижение остаточного давления до Ю-2 Па приводит к дополнительному повышению 1В/К на 5°С. Предполагая, что повышение температуры вязко-хрупкого перехода вызывается снижением содержания кислорода в среде испытаний, в работе были проведены эксперименты в присутствии геттера кислорода (медь), расположенного в непосредственной близости от образца (температура геттера составляла 400 °С). Присутствие в вакуумной камере геттера приводит к повышению температуры вязко-хрупкого перехода, по сравнению с испытаниями в аргоне, на 35°С (кривая 3), что подтверждает высказанное предположение об отрицательном влиянии остаточного кислорода в среде испытаний.

Проведена термодинамическая оценка парциального давления кислорода в аргоне, вакууме (Р = 1 Па, Р = 10~2 Па), а также над медным геттером. В среде аргона парциальное давление кислорода составляет Па, в вакууме - от Ю-1 до Ю-3 Па. Над медным гет-

тером, нагретым до 400°С, эта величина снижается на три-семь порядков и становится равной 10~б-10_1° Па. Таким образом, наиболее низкое парциальное давление кислорода соответствует медному геттеру. Согласно диаграммы состояния Fe-О, при исследуемых температурах кислород с железом образует оксид FeO (вюстит). Учитывая, что в равновесных условиях при температуре 1300°С парциальное давление кислорода над FeO составляет ~10"5 Па, можно сделать вывод, что при испытаниях в вакууме (без геттера кислорода) происходит процесс насыщения границ зерен кислородом. При испытаниях в присутствии медного геттера развивается обратный процесс - десорбции кислорода с поверхности образца и границ зерен, что вызывает повышение температуры вязко-хрупкого перехода.

3. Особенности механизма разрушения

Исследования механизма разрушения при околосолидусных температурах осуществляли на высокоуглеродистых сталях ШХ15 и Р6М5. Температура вязко-хрупкого перехода стали ШХ15 составляет 1290°С, стали Р6М5, в зависимости от партии выплавки - 1220-1235°С (рис.5). Температуры вязко-хрупкого перехода указанных сталей находятся значительно ниже, чем температуры объемного плавления. Для стали ШХ15, например, отличие составляет 140°С (рис.7). Из данных, полученных методом дифференциального термического анализа (ДТА), следует, что температура вязко-хрупкого перехода стали ШХ15 соответствует начальной стадии плавления. Этот вывод подтверждается результатами высокотемпературных механических испытаний. Предварительный нагрев • до температуры на 20°С выше Тв/х (1310°С) и последующие испытания при более низких температурах выявили снижение температуры Тв/х от 1290 до 1270°С (рис.8). Различие Тв/х при нагреве и охлаждении (гистерезис на температурной зависимости пластических и прочностных свойств) является результатом развития процесса локального плавления.

Для проведения фрактографических исследований, а также определения химического состава границ зерен осуществляли резкую закалку образцов от температур выше и ниже температуры вязко-хрупкого перехода. Нагрев образцов осуществляли в лабораторной печи типа СУОЛ в защитной атмосфере (аргон). Границы зерен "вскрывали" методом испытаний на замедленное разрушение в условиях комнатной

температуры. После закалки от температуры Т < ТБ/х (1265°С) на границах зерен наблюдаются отдельные неметаллические включения размером до 50 ш. которые отсутствуют при Т > ТЕ/Х (1295°С). Следы жидкой фазы при Т < ТБ/Х не обнаружены. Наличие жидкой фазы фрактографически обнаружено только при Т > Тв/Х, в основном в местах тройных стыков.

Кроме того, при Т > ТЕ/Х на границах зерен фрактографически обнаружены протяженные поры, имеющие трубчатую форму (поперечный размер пор 2-10 мкм). Трубчатые поры расположены вдоль тройных стыков и, как предполагается, образуются в результате нескомпен-сированного изменения объема, вызванного локальным плавлением приграничных областей, а также в результате газовыделения, в частности, образования монооксида углерода СО. Последнее в угле-родсодержадщх сталях возможно при температурах вблизи вязко-хрупкого перехода в результате взаимодействия оксида железа ГеО с растворенным углеродом по реакции: ГеО + С ^ Ре + С0|. По данным высокотемпературной металлографии, в процессе пластической деформации (проскальзывания по границам зерен) происходит распространение жидкости вдоль границ зерен, что способствует хрупкому разрушению.

Для определения химического состава поверхности разрушения (границ зерен) закаленных образцов использовали методы рентгеновской фотоэлектронной (РЭС) и Оже-спектроскопии. Полученные данные обобщены в таблице (с.12). Несмотря на количественные различия, можно видеть, что при температуре вязко-хрупкого перехода наблюдается скачкообразное возрастание содержания примесей 5, 51, Р, а также кислорода, что является следствием интенсивного развития процессов растворения неметаллических включений, а также их плавления. Методом Оже-спектроскопии определен тип оплавленных включений. В стали ШХ15 ими являются сульфиды РеЗ-МпБ и оксисуль-фиды РеО-ГеБ. Из анализа литературных данных следует, что легкоплавкими включениями в стали 131X15 могут быть также фосфиды РедР и МпР (Тпл < 1190°С), фосфат 2Са0'Р205 (Тпд = 1230-1300 °С), силикаты МпО-ЗЮз и 2МпО'БЮ2 (Тпл = 1290-1300°С). Температуры плавления указанных включений близки к температуре вязко-хрупкого перехода исследуемой стали. Кроме того, как следует из металлографических и Оже-данных, источниками жидкой фазы могут быть не только легкоплавкие, но и тугоплавкие неметаллические включения,

например, сложные оксиды РеО'ПОг. Развитие процессов плавления в последнем случае происходит вблизи межфазных границ, как следствие появления напряжений, вызванных различиями физико-механических свойств матрицы и включений.

Вязко-хрупкий переход в инструментальной вольфрам-молибденовой стали Р6М5, в отличие от ШХ15, обусловлен формированием жидких эвтектик. Методом ДТА обнаружены три пика плавления. Первый, наблюдаемый при Т = 1230°С, соответствует температуре вязко-хрупкого перехода. Согласно электронно-микроскопических данных (угольные экстракционные реплики), он вызывается плавлением эвтектик на основе карбида МееС и карбонитрида 7(С,И). По данным Оже-анализа, дополнительное охрупчивающее воздействие оказывают сегрегации серы, причем серой в наибольшей степени обогащены границу раздела карбид-матрица. Максимальное содержание серы на межфазной границе составило 6,5 ат.% (коэффициент обогащения & = 355), на границах зерен - 1,5 аг.Х (В = 90).

Следует обратить внимание, что вязко-хрупкий переход в исследуемых инструментальных сталях соответствует интервалу температур, который традиционно применяется при нагреве под закалку этих сталей (1210- 1230°С). То есть, в зависимости от химического состава партии выплавки, в ряде случаев возможно частичное оплавление границ зерен, что необходимо учитывать при анализе причин различной стойкости (сопротивления поломкам) режущего инструмента, особенно мелкоразмерного.

ВЫВОДЫ -

С использованием комплекса методов исследований - высокотемпературных механических испытаний, металлографии, дифференциального термического анализа, электронной фрактографии, Оже- и РЭС-спектроскопии, в работе изучено влияние термомеханической предыстории и химического состава стали на развитие высокотемпературной хрупкости. При этом рассмотрены две области температур охрупчивания: среднетемпературная (700-1000°С) и при околосоли-дусных температурах.

1. Установлено, что термомеханическая предыстория оказывает существенное влияние на развитие высокотемпературной хрупкости. Предварительная деформация аустенита при температуре Тд = 1100°С,

не приводящая к его рекристаллизации, способствует подавлению ох-рупчивания в интервале 700-1000°С. Деформация при более низких температурах (Тд * 800°С, г > 4%) оказывает противоположное влияние, приводя к расширению интервала температур охрупчивания, снижению показателей пластичности, повышению пределов текучести и прочности.

2. Основными элементами, с которыми связано охрупчивание низколегированных сталей в среднетемпературной аустенитной области, являются алюминий, азот, сера. По данным электронно-микроскопических и Оже-исследований, охрупчивание в интервале 700-1000°С вызывается выделением нитридов алюминия А1Н на границах зерен, в сочетании с образованием сегрегаций серы, стимулируемых пластической деформацией. Устранение высокотемпературной хрупкости в ряде случаев достигается предварительным высокотемпературным отжигом в ваз^ууме (1250°С, 6ч), как следствие уменьшения содержания ааота в твердом растворе до уровня < 0,0002%.

3. Впервые проведены систематические исследования природы высокотемпературной хрупкости сталей при окодосолидусных температурах. Показано, что предварительная пластическая деформация (Тд * 800°С) приводит к усилению охрупчивания (снижению температуры вязко-хрупкого перехода), что объясняется увеличением концентрации серы на границах зерен. Высокотемпературный отжиг в вакууме, приводящий к изменению состава и морфологии зернограничных выделений, вызывает ослабление данного вида высокотемпературной хрупкости.

4. Охрупчивание низколегированных сталей при окодосолидусных температурах определяется наличием примесных элементов, главным образом 5 и Р. Эмпирическая зависимость температуры вязко-хрупкого перехода от содержания анализируемых элементов имеет вид:

Тв/Х = 1479 - 169ССЗ - 547- 199 СРЗ - 8ШпЗ - 6[Б13, °С. Снижение суммарного содержания примесей серы, фосфора и кремния до уровня < 0,0052 (сталь 87ХНЗА особовысокой степени чистоты) способствует устранению охрупчивания, повышая температуру вязко-хрупкого перехода практически до температуры объемного плавления.

5. Установлено, что температура вязко-хрупкого перехода чувствительна к загрязненности среды испытаний кислородом, присутствие которого, вызывая насыщение границ зерен, приводит к

усилению охрупчивания (снижению температуры Тв/х)- Снижение содержания кислорода за счет изменения степени вакуума, а также использования в испытательной камере геттера кислорода (медь), приводит к ослаблению охрупчивания, повышая температуру вязко-хрупкого перехода на 5-35°С.

6. По данным фрактографических исследований (сталь ШХ15), ох-рупчивание при околосодидусных температурах обусловлено локальным образованием жидкой фазы в местах зернограничных стыков. Источниками жидкой фазы являются легкоплавкие сульфиды FeS-MnS и окси-сульфиды FeO-FeS, а также тугоплавкие неметаллические включения типа FeO'TiOg. Появление жидкой фазы, в сочетании с процессами газовыделения (выделением монооксида углерода СО), приводит к образованию вдоль стыков зерен протяженных трубчатых пор поперечным размером 2-10 мкм, которые играют роль зародышевых трещин, приводящих к хрупкому разрушению.

7. Впервые изучено охрупчивание при околосолидусных температурах высоколегированных вольфрам-молибденовых инструментальных сталей типа Р6М5. Температура вязко-хрупкого перехода инструментальных сталей соответствует температурам, традиционно применяемым при нагреве под закалку (1210-1230°С). Методами дифференциально-термического анализа и электронной микроскопии показано, что охрупчивание стали Р6М5 обусловлено формированием жидких эв-тектик на основе МееС и V(C,N).

ПУБЛИКАЦИИ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ

1. Никонова P.M., Александров В.А., Обухов В.А. Влияние горячей деформации в интервале температур 1020-1120К на высокотемпературные свойства сталей // 1-я конференция молодых ученых: Тез. докл.. - Ижевск, 1988. С.11.

2. Забильский В.В., Никонова P.M. Влияние предварительной деформации аустенита на высокотемпературные механические свойства сталей // Изв. вузов. Черная металлургия. - 1990. - N 3. - С. 77-79.

3. Никонова P.M., Забильский В.В. Охрупчивание низколегированной стали с различным содержанием серы и алюминия в аустенитной области температур // ФММ. - 1993. - Т.76. - Вып. 2. - С. 99-106.

4. Никонова P.M., Забильский В,В. 0 роли серы и алюминия в процессе охрупчивания стали 17Г1С в аустенитной области температур // í-я Российская униварситетско-академическая научно-практическая конференция: Тез. докл. - Ижевск, 1993. С. 66-67.

5. Никонова P.M., Забильский Б.В. Зернограничная хрупкость сталей при околосолидусных. температурах // 2-я Российская универ-ситетско-академическая научно-практическая конференция: Тез. докл. - Ижевск, 1995. С.63.

6. Забильский В.В., Никонова P.M., Обухов В.А. Устранение эернограничной хрупкости сталей в аустенитной области температур в результате высокотемпературного отжига в вакууме..// Там же,0.61.

7. Забильский В.В., Никонова P.M.- Вязко-хрупкий переход при околосолидусных температурах //XIV Международная конференция по физике прочности и пластичности материалов; Тез. докл. - Самара, 1995. С. 143-144.

8. Nikonova R,M,, Zabilsky V.V. High temperature embritlement of steels: the role of aliminium and sulphur // Advances in fracture resistance in materials. V.3: VIII International Conf. on Fracture, Kiev, 8-14 June 1993 r. - Hyderabad, 1996. - P. 185-189.

9. Забильский B.B., Никонова P.У., Обухов В.А. Высокотемпературная хрупкость низколегированных сталей // 3-е Собрание металловедов России: Тез. докл. - Рязань, 1996. С. 139-140.

Автор благодарит Обухова В-А., Величко В.В., Тойдорову К.С. за оказанную помощь при проведении исследований, а также д.х.н. Воробьева Ю.П., к.х.н. Маклецова В.Г. за участие в обсуждении результатов работы.