Автор: Бельченко Г.И. Губенко С.И.
Теги: металловедение металлургия обработка металлов металлы
Год: 1980
Текст
55 il
5) Поведение неметаллических:
включений при горячей и холод-
ной прокатке стали
5) Дефекты литой и деформиро-
ванной стали
Влияние неметалли ческих
включений на развитие микро-
неоднородной деформации
стальной матрицы, зарож-
дение и развитие микро-
разрушений встали в широ-
ком интервале температур
‘i
Кнея ,,Texnttt» “ 1980
Г И .Бельченко
С. И. Гу бенко
ГИ.Бельченко, С.ШГубенко
НЕМЕ\
ВКЛЮ
И K4S
Г. И. Бельченко, С. И. Губенко
НЕМЕТАЛЛИЧЕСКИЕ ВКЛЮЧЕНИЯ
И КА ЧЕСТВО СТАЛИ
I? И. Бельченко
С. И.Гу бенко
Неметаллические включения в стали
НЕМЕТАЛ>
ЛИЧЕСКИЕ
ВКЛЮЧЕНИЯ
И
КАЧЕСТВО
СТАЛИ
Поведение неметаллических включений
при горячей и холодной прокатке стали
>
Влияние неметаллических включений
на развитие деформации матрицы
КИЕВ
«ТЕХН1КА»
1980
ББК 34.22
6П3.4
Б44
Бельченко Г. И., Губенко С. И.
Б44 Неметаллические включения и качество
стали. — К.: TexniKa, 1980. — 168с., ил.—
Библиогр.: с. 163—167.
В пер.: 55 к. 2000 экз.
В книге изложены результаты экспериментальных и тео-
ретических исследований поведения неметаллических вклю-
чений различных типов при прокатке стали в промышленных
условиях и механизма влияния включений на развитие де-
формации матрицы и зарождение микроразрушеннй при де-
формации стали в широком интервале температур. Книга
рассчитана на инженерно-технических и научных работни-
ков—специалистов в области металловедения, сталепла-
вильного производства и обработки металлов давлением.
31100-069 омчОООООО ББК 34 22
Б М202(04)-8093'80 2605000000 6П3.4
Рецензенты: кандидаты техн, наук Ю. Е. Бембинек,
С. П. Ошкадеров
Редакция литературы по тяжелой промышленности
Зав. редакцией Л. Е. Найден
Бельченко Георгий Иванович,
Губенко Светлана Ивановна, кандидаты техн, наук
НЕМЕТАЛЛИЧЕСКИЕ ВКЛЮЧЕНИЯ И КАЧЕСТВО СТАЛИ
Редактор Т. В. Хильчевская
Оформление художника И. И. Голоказакова
Художественные редакторы Л. А Дика рев, И. Ф. Соловьева
Технический редактор И. А. Бондарчук
Корректор Н. Г. Петрик
(б) Издательство «Техн1ка», 1980
Предисловие
>_____
Одним из главных факторов, пони-
жающих качество стали, является степень загряз-
ненности ее неметаллическими включениями. Свой-
ства стали определяются также природой, формой,
размером и распределением включений, которые
зависят от состава стали, способа выплавки, раз-
ливки и раскисления, условий затвердевания и по-
следующей деформации.
Неметаллические включения являются пред-
метом многочисленных исследований в нашей стра-
не и за рубежом. Достигнуты определенные успехи
в повышении степени чистоты стали, выплавленной
в мартеновских и конвертерных печах, а также
путем применения специальных способов — элек-
трошлакового и вакуумного дугового переплавов.
Однако получить совершенно чистую сталь, не со-
держащую включений, невозможно, так как они
могут образоваться вследствие реакции между
компонентами стали. Неметаллические включения
принимают участие во всех структурных и фазовых
изменениях встали при термомеханическом воздей-
ствии. Для практики часто важным является не до-
стижение малой загрязненности стали включениями,
5
а получение включений, минимально влияющих на
технологические и механические свойства стали.
В настоящей работе поведение неметаллических
включений при деформации стали рассматривается
с учетом взаимодействия включений и матрицы
при их совместном деформировании в различных
условиях в зависимости от температуры, вида и сте-
пени деформации. В работе исследуются также влия-
ние включений па технологические и механические
свойства стали, образование дефектов литой и про-
катанной сталей, формирование структуры горяче-
катаной, холоднокатаной и отожженной сталей,
концентрация напряжений и деформаций в матри-
це вблизи включений, взаимодействие включений
с дефектами структуры стали, развитие неодно-
родной микродеформации и образование микрораз-
рушений в матрице вблизи включений различного
состава в широком интервале температур.
Отзывы о книге просим направлять по адресу:
252601, Киев, /, ГСП, Крещатик, 5, издательство
«Техника».
1
Неметаллические включения в
стали
Образование неметаллических включений
и распределение их в объеме слитка
Неметаллические включения в стали
образуются при выплавке,
кристаллизации. Образо-
вание эндогенных неметал-
лических включений — не-
избежный процесс при
производстве стали вслед-
ствие реакций между ее
компонентами, уменьше-
ния растворимости послед-
них с понижением темпера-
туры, добавления в сталь
раскислителей и десульфу-
ратов. Момент и место об-
разования включений —
гомогенное зарождение в
результате ликвации при-
месей (рис. 1) или гете-
выпуске, разливке и
Рис. I. Образование неме-
таллических включений
вследствие ликвации при-
месей в хромистой стали;
X 100.
рогенное зарождение на поверхности ранее суще-
ствовавших включений или на поверхности кристал-
лов — определяются термодинамическими и кинети-
ческими факторами. На состав эндогенных вклю-
7
чений влияют состав и технология производства
стали (способ выплавки, раскисление, рафиниро-
вание). Экзогенные неметаллические включения
представляют собой продукты разрушения футе-
ровки сталеплавильных агрегатов и сталеразливоч-
ных устройств. Состав экзогенных включений бли-
зок к составу огнеупоров или шлаков. Экзогенные
включения, попадающие в жидкую сталь, подвер-
гаются активному воздействию ее компонентов и
в ряде случаев приближаются по составу к эндо-
генным.
В структуре стали могут быть различные неме-
таллические включения, которые образуются в ре-
зультате реакции компонентов стали с кислородом,
серой, азотом. Большое количество включений
окислов независимо от класса и состава стали при-
надлежит к системе Fe^M^-xO—SiOa— А12О3126].
Кроме того, часто встречаются включения окислов
кальция, магния, титана, хрома. Образование суль-
фидов в стали определяется сродством компонентов
ее к сере, которое повышается от железа к марган-
цу, титану, кальцию и церию [10]. Образование
нитридов зависит от сродства элементов к азоту,
которое увеличивается от хрома к ванадию, алю-
минию, титану и цирконию [10].
На поверхности находящихся в расплавленной
стали включений могут происходить окислительно-
восстановительные реакции. В результате возмож-
но образование новых фаз, усложняющих струк-
туру включения, например на частичках окислов
образуются оболочки сульфидов.
b
В большинстве случаев неметаллические вклю-
чения образуются в условиях метастабильного рав-
новесия, о чем свидетельствует разнообразие типов
присутствующих в стали включений и морфологии
включений сходного состава. Это приводит к на-
рушению термодинамического равновесия как меж-
ду отдельными включениями, так и между включе-
ниями и металлической матрицей. К тому же при
понижении температуры изменяются термодинами-
ческая устойчивость включений и состав жидкой
стали по мере развития кристаллизации, что нару-
шает равновесие системы включение — жидкий
раствор. Поэтому возможно изменение состава
включений, находящихся в жидкой стали, и их рас-
плавление благодаря развитию диффузионных про-
цессов через межфазные границы. В процессе охлаж-
дения закристаллизовавшегося стального слитка
также возможен диффузионный обмен атомами
через межфазные границы включение — матрица
и внутри включения в результате существующих
градиентов концентрации атомов элементов, вхо-
дящих в состав включений и матрицы (рис. 2)*.
Таким образом, в процессе кристаллизации и ох-
лаждения слитка может происходить непрерывное
изменение состава неметаллических включений.
При понижении температуры может изменяться
не только состав, но и кристаллическая структура
некоторых включений в результате полиморфных
• Исследование выполнено С. Б. Вукеличем и И. Б. Парнмоч-
чиком.
9
превращений. Например, известны несколько моди-
фикаций кремнезема. Из жидкости выделяется
кристобалит, который при понижении температуры
Рис. 2. Распределение химических элементов в сложном
превращается в тридимит. Затем тридимит превра-
щается в высокотемпературный кварц, который
в свою очередь превращается в низкотемпературный
кварц. Полиморфные превращения происходят и
в сложных многофазных включениях, содержащих
10
в виде отдельной фазы кремнезем. В случае быст-
рого охлаждения высокотемпературные модифика-
ции могут сохраниться до комнатной температуры.
неметаллическом включении и в
матрице хромистой стали.
Большинство фаз неметаллических включений
имеет определенную область гомогенности. В ра-
боте [26] исследовалась протяженность интерва-
лов гомогенных фаз в системе МпО—SiO2— А12О3.
Существование области гомогенности включений
обусловлено тем, что многие окислы и сульфиды
образуют непрерывный ряд твердых растворов
(FeO — МпО, FeS — MnS, А12О3—Сг2О3, МпО—СаО,
МпО — MgO). У ряда окислов существует ограни-
ченная растворимость в твердом состоянии. Так,
сложные окислы, например муллит (ЗА12О3-2SiO2>,
могут растворять небольшие количества окислов,
не входящих в стехиометрическую формулу —
Сг3О3, FetO3, TiO2, V2O5. Во включении родонита
(МпО • SiOj) окисел МпО может быть в значитель-
ной степени замещен окислами MgO, FeO, СаО.
В реальных условиях сталь охлаждается с та-
кой скоростью, что многие фазы включений сохра-
няются до комнатной температуры в метастабиль-
ном состоянии. Если стальной слиток подвергается
термической обработке, то фазовые и структурные
изменения во включениях являются неизбежными,
образуются новые фазы, и в результате включения
переходят в более стабильное состояние. Например,
во время гомогенизирующей выдержки стали при
температуре 1100JC метастабильный галаксит пре-
вращается в стабильные корунд и спессартит, кри-
стобалит — в тридимит. При высоких температу-
рах возможно выделение внутри включения избы-
точных фаз, образование которых было затормо-
жено в результате быстрого охлаждения стали,
например выделение родонита из стекловидной
матрицы при температуре 1100эС.
При длительной выдержке во время отжига
наличие перепада химических потенциалов элемен-
тов приводит к их диффузии в матричном твердом
12
растворе и растворению неметаллических включе-
ний в областях, примыкающих к матрице. Так, ав-
торы наблюдали частичное растворение включений
корунда, сульфидов и нитридов. В результате в
матрице вблизи включений возможны пересыщения
и выделение дисперсных частиц включений. Это
приводит к уменьшению размеров включений и яв-
ляется одним из способов получения в стали вклю-
чений минимальных размеров, не превышающих
критических.
При высоких температурах возможно укрупне-
ние включений в результате коалесценции. Объем
частицы радиуса г увеличивается со временем по
линейному закону [31]:
г3= ocDt, (1)
где D — коэффициент объемной диффузии в матри-
це атомов, входящих в состав включения; а — ко-
эффициент, характеризующий увеличение концент-
рации растворенного вещества около дисперсных
частиц; т — время.
Основные стадии процесса коалесценции: рас-
творение мелких частиц, диффузия растворенного
вещества от мелких частиц к крупным, осаждение
атомов на поверхности крупных частиц. Диффу-
зионный поток атомов элемента, определяющий
скорость увеличения объема растущей частицы и
приходящийся на единицу ее поверхности, зависит
от коэффициента объемной диффузии растворенно-
го элемента, разности его концентрации в матрице
около частиц разной величины и расстояния, на
13
котором имеет место перепад концентраций. Раз-
ница концентрации ДС растворенного элемента
около включений разного размера определяется вы-
ражением [311
где Сх— равновесная концентрация растворенного
элемента у плоской поверхности; а — межфазная
энергия на границе матрица — включение; Л4, р,
г2— молекулярная масса, плотность и радиусы
включений; R — газовая постоянная; Т — темпе-
ратура.
С помощью термической обработки можно изме-
нять структуру и размеры неметаллических вклю-
чений в слитке, что очень важно для получения
в литой стали стабильных включений оптимальных
размеров.
Во время отжига слитка, несмотря на жесткую
связь с твердой матрицей, включения могут пере-
мещаться относительно нее в результате направлен-
ного диффузионного движения атомов в поле внеш-
них сил, которое становится интенсивным при высо-
ких температурах. Согласно работе [14], такие на-
правленные диффузионные потоки атомов приводят
к постепенному их уходу из участков кристалличе-
ской решетки матрицы, находящихся по одну сто-
рону от включения, и нарастанию новых атомных
слоев кристаллической решетки матрицы по другую
сторону от включения.
Возможны три механизма диффузионного дви-
14
хения включений в зависимости от способа движе-
ния диффузионного потока атомов: путем объемной
диффузии в матрице; в результате диффузии вдоль
межфазной границы включение — матрица; путем
движения потока атомов через включение. В много-
компонентной матрице стали диффузионная под-
вижность атомов разных элементов различна,
поэтому включения перемещаются в поле градиента
концентраций атомов примесей. Диффузионное
перемещение включений возможно также вслед-
ствие градиента температур, возникающего в ре-
зультате различия коэффициентов теплопроводно-
сти включения и матрицы. В неоднородном поле
температур в матрице вблизи включения неизбеж-
на неоднородность равновесных концентраций при-
месных атомов и вакансий, что вызывает их направ-
ленное движение. Если включение имеет сложную
форму с переменной кривизной межфазной границы
включение — матрица, тогда равновесная концен-
трация вакансий в матрице вблизи участков гра-
ницы раздела включение — матрица различной
кривизны также будет переменной вследствие гра-
диента упругих напряжений, возникающих в ре-
зультате лапласовского давления. Поэтому возни-
кают диффузионные потоки вакансий, которые при-
водят к движению атомов стальной матрицы, а
значит, к движению включения в поле градиента
концентрации вакансий.
Неравномерное перемещение потоков вакансий,
примесных атомов и атомов матрицы вблизи вклю-
чения может изменить его форму, вследствие того,
15
что различные участки поверхности включения бу-
дут двигаться с неодинаковой скоростью. Искрив-
ление поверхности включения и возникновение
внутренних напряжений происходит до тех пор,
пока не выравняется скорость диффузионных
потоков вблизи включения.
В металлической матрице стального слитка су-
ществует неоднородность термических напряжений,
возникших при охлаждении вследствие различия
коэффициентов термического сжатия включений и
матрицы. В неоднородном поле напряжений диф-
фузионные потоки вакансий приводят к движению
включений со скоростью, пропорциональной гра-
диенту напряжений и релаксации напряжений во-
круг включений (141.
Количество неметаллических включений в ста-
ли велико. По данным работы (761, в 1 т обычной
углеродистой стали содержится 1012— 1013 вклю-
чений окислов и еще больше сульфидных включе-
ний. Основное количество этих включений (98%)
имеет размер менее 0,2 мкм, поэтому не все из них
можно увидеть под микроскопом. Количество вклю-
чений в стали зависит от ее состава, степени ликва-
ции компонентов и кинетических факторов: ско-
рости укрупнения включений и их всплывания,
адгезии к пузырькам газа или посторонним час-
тичкам, скорости кристаллизации стали. При боль-
ших скоростях кристаллизации происходит фикса-
ция в жидкой и твердой сталях тех компонентов,
которые при медленном охлаждении образуют вклю-
чения.
16
Повышение степени чистоты стали является
важнейшей задачей сталеплавильного производ-
ства. Проблему снижения содержания включений
в стали необходимо решать комплексно, начиная
с подготовки шихты, технологии выплавки, раз-
ливки и раскисления стали и кончая условиями за-
твердевания слитка. Например, заметно снижается
содержание включений при электросталеплавиль-
ном процессе, комплексном раскислении стали,
обработке синтетическими шлаками, вакуумной
обработке.'
Распределение включений в объеме слитка свя-
зано с технологией производства стали и, следова-
тельно, различно. Например, при сифонной раз-
ливке стали 08Ю, когда уровень стали не доходит
до края изложницы на 200 мм, раскисление прово-
дят, подавая в изложницу алюминиевую дробь
снизу через центровую. Включения корунда и шпи-
нели, образующиеся при этом в донной части излож-
ницы, всплывают. После затвердевания стали наи-
более загрязненной остается донная часть слитка,
а содержание включений постепенно уменьшается
вверх по высоте слитка [8]. Изменение способа рас-
кисления стали и ее состава приводит к существен-
ному изменению распределения включений в слит-
ке (табл. 1, 2). Окисные включения эндогенного
характера располагаются преимущественно в цент-
ральной части слитка на середине его высоты, а
сульфидные и оксисульфидные включения — в верх-
ней части слитка по его оси в участках наиболь-
шего обогащения стали серой. Наблюдаемое иног-
17
Таблица 1
Распределение включении в слитке стали 08Ю
(ГОСТ 1778— 70)
Место оценки Содержание, балл
Способ раскисления по шири- не слитка по высоте слитка, % от общей высоты оксидов сульфидов силикатов
В изложнице снизу при сифонной раз- ливке Ось 13 54 96 0,3 t 1,8 4,1 1,5 1.0 0,3 0 0 3,1
Кран 13 54 96 0.2 1,0 2,3 0,9 0,5 0.1 0 0 0,5
В ковше Ось 15 50 96 2,6 1,3 5,4 1,3 2,1 1,1 5,1 4,3 3,2
Край 15 50 96 2,8 2,1 3,5 0,8 0,7 0,2 5,8 4,0 3,8
да повышение количества высокоглиноземистых
включений в донной части слитка объясняется раз-
витием процесса осаждения включений совместно
с кристаллами в период «свободной» кристаллиза-
ции стали [49].
18
Таблица 2
Распределение включений по оси слитка стали 08Т
после раскисления и ковше (ГОСТ 1778— 70)
Место оценки по высоте слитка, % от общеП высоты Содержание
титана, % нитридов и карбонитридов, балл ОКСИДОВ, балл
15 40 68 96 0.04 0,5 0,8 1.1 0,7 0,9 1.0 1,0 1.0
15 40 96 0,14 1,9 1,2 1,5 1.1 1,0 0,7
Вторичное окисление стали также влияет на рас-
пределение включений в слитке. Загрязненность
стали включениями увеличивается вследствие вто-
ричного окисления стали как во время разливки
из-за контакта струн с воздухом, так и через по-
верхность жидкой стали в изложнице. В результате
образуются окислы и нитриды элементов, входя-
щих в состав стали. Головная часть слитка в этом
случае окажется загрязненной включениями. Умень-
шить степень вторичного окисления стали можно
путем ускоренной ее разливки, комплексного рас-
кисления, а также путем разливки в безокисли-
тельной среде [34].
19
Распределение включений в слитке связано
с ликвацией примесей, которая сопровождается об-
разованием большого количества Неметаллических
включений. Это особенно относится к распределе-
нию включений в поперечном сечении слитка. В мес-
тах ликвации наблюдается локальное снижение
скорости кристаллизации стали, что проявляется
в менее развитых дендритах и в обогащении маточ-
ного раствора ликватами. В результате зона ликва-
ции сильно обогащена карбидными, нитридными,
сульфидными и высокоглиноземистыми включения-
ми. Распределение включений относительно ден-
дритной структуры слитка определяется моментом
образования включений и их поведением в процес-
се кристаллизации стали. Легкоплавкие сульфид-
ные включения, образующиеся на последних эта-
пах кристаллизации стали, располагаются на гра-
ницах дендритов. Включения, служащие центрами
кристаллизации, расположены на осях и по всему
объему дендритов. При раскислении стали следует
стремиться к получению включений, не склонных
к ликвации, что обеспечит их равномерное распреде-
ление относительно дендритной структуры слитка.
Такие включения можно получить при комплексном
раскислении стали алюминием, кремнием и мар-
ганцем. На неметаллические включения, образую-
щиеся вследствие ликвации примесей, влияет гомо-
генизирующий отжиг. Во время отжига при темпе-
ратуре, близкой к температуре солидуса, происхо-
дит перераспределение компонентов (серы, азота,
кислорода), уменьшение дендритной ликвации.
20
В результате возможно частичное растворение вклю-
чений, расположенных на границах дендритов, диф-
фузия примесей в глубь дендритов и образование
дисперсных включений Таким образом, снижается
загрязненность стали включениями ликвапионного
происхождения и благоприятно изменяется харак-
тер их распределения.
Последующая деформация стального слитка мо-
жет повлиять на степень загрязнения стали вклю-
чениями и характер их распределения. Хотя абсо-
лютное количество включений встали мало зависит
от режима деформации, однако изменяются их фор-
ма, размеры и распределение. Количественно за-
грязненность стали включениями определялась ме-
таллографически путем подсчета площади, занимае-
мой включениями на нетравленом шлифе на 400
полях зрения. Показатель содержания включений
V в объемных процентах находился из уравнения
V = (Fx/F2) 100, (3)
где общая площадь включений; Г2— просмот-
ренная площадь образца.
Показатель содержания включений в деформи-
рованной стали 08Ю ниже, чем в литой. При горя-
чей прокатке показатель содержания включений
снижается в основном из-за пластичных включений,
таких, как сульфиды и силикаты, которые с увели-
чением степени деформации становятся все более
тонкими и выходят за пределы видимости под микро-
скопом. Показатель содержания включений в стали
зависит от степени, температуры и способа горячей
21
деформации. Степень чистоты прокатанной ста-
ли ниже, чем кованой, при одинаковом содержании
включении в слитке. Количество сульфидных вклю-
чений в стали ниже при более высокой температу-
ре прокатки, и, наоборот, количество оксидных
включений ниже в стали, прокатанной при более
низкой температуре [49].
При холодной прокатке уменьшение показателя
загрязненности стали включениями вызвано тем,
что большинство включений разрушается и часть
их становится невидимой под микроскопом. Влия-
ние степени холодной прокатки 8 на показатель
содержания включений в листах соответственно
из головной и донной части слитка стали 08Ю, про-
катанной на 33; 43; 50; 60; 66 и 75%, выражается
следующим образом:
V = 0,3277 — 0,002122е + 0,000023е2; (4)
V = 1,1197 — 0,004553b + 0,00004862b2. (5)
Оценка загрязненности деформированной стали
включениями не отражает абсолютное их содержа-
ние в слитке.
Во время кристаллизации стали и охлаждения
стального слитка образуются дефекты макрострук-
туры, связанные с неметаллическими включениями.
Само присутствие включений, особенно крупных,
снижает качество стали. Неоднородное распре-
деление включений по отдельным участкам слит-
ка — ликвация приводит к локальному растрав-
ливанию в виде пятен и точек в местах скопления
неметаллических включений и проявляется как
22
неоднородность макроструктуры слитка, вызываю-
щая неоднородность физических и механических
свойств стали. К дефектам слитка относятся также
шлаковые включения, представляющие собой круп-
ные частицы нерастворившихся ферросплавов, окис-
ленного металла, шлака и огнеупоров и сущест-
венно снижающие качество литой стали.
На поверхности жидкой стали в изложнице об-
разуются плены, состоящие из окислов элементов,
присутствующих в стали. Вторичное окисление ста-
ли в изложнице, а также всплывание продуктов
раскисления приводят к тому, что на поверхности
жидкой стали образуются скопления включений.
При понижении температуры поверхностный слой
стали затвердевает и образуется твердая шлако-
металлическая корочка. При увеличении давления
в процессе разливки корочка разламывается и за-
ливается жидкой сталью, образуя заворот корочки.
Такой дефект ухудшает качество поверхности слит-
ка, кроме того, он может достигать значительной
глубины. Заворот корочки чаще всего расположен
в подприбыльной части слитка. Корочки, плаваю-
щие в жидкой стали, представляют собой слой по-
ристого, загрязненного включениями огнеупоров
и шлака металла, покрытого сплошной пленкой
окислов. Для корочек характерно наличие слож-
ных включений на силикатной основе, алюминатов.
Корочки в затвердевшем слитке представляют со-
бой участки различной травимости, отличающиеся
по форме и величине. Различают темные и светлые
корочки. Темная корочка обнаруживается в цент-
23
ральных зонах литой стали и представляет собой
скопление крупных включений, которое выявля-
ется при травлении макротемплетов в виде тем-
ных участков. Характерным для темной корочки
является повышенная пористость и наличие слож-
ных силикатов с частичками окислов алюминия и
хрома, сульфидов. Выявляемая с помощью мето-
да глубокого травления темплетов неоднородность
в виде светлых пятен получила название светлой
корочки. Анализ показал, что светлые корочки от-
личаются от здорового металла пористостью и за-
грязненностью сложными силикатными включения-
ми и алюминатами. Светлые корочки возникают
при разливке стали в результате затвердевания
в донной части изложницы заплесков- первых пор-
ций окисленного металла.
В слитках часто обнаруживают так называемые
трещины напряжения, которые являются следст-
вием неоднородного сжатия отдельных участков
слитка при охлаждении или образуются в резуль-
тате объемных изменений при перитектическом пре-
вращении. Скопления включений увеличивают веро-
ятность образования трещин. При контакте с воз-
духом их поверхность покрывается темной пленкой
окислов. Трещины напряжения существенно сни-
жают технологическую пластичность стали, а в слу-
чае выхода их на поверхность ухудшают качество
поверхности слитка.
В изломе отливок часто обнаруживают харак-
терную неоднородность кристаллического строе-
ния — расслоение. По месту расслоений выявляют
24
несплошности и скопления крупных включений
алюмосиликатов, корунда, сульфидов, оксисуль-
фидов, окислов марганца и железа, шпинелей. Гру-
бые расслоения не устраняются даже при значи-
тельных обжатиях в процессе последующей горячей
деформации. Слоистая микроструктурная неодно-
родность, вызванная характерным распределением
включений, является причиной слоистого излома
отливок.
Дефектами слитка являются микропористость и
газовые пузыри. Часто в порах обнаруживаются
включения окислов и сульфидов, поэтому причи-
ной образования пор является различное термиче-
ское сжатие включений и стальной матрицы при
охлаждении слитка. Форма таких пор чаще всего
соответствует форме включений, а размер пор тем
больше, чем больше размер включений. Газовые
пузыри образуются в результате уменьшения рас-
творимости газов в жидкой и твердой сталях при ох-
лаждении и скопления газов в микрообъемах. На-
личие азота, водорода, кислорода в газовых пузы-
рях приводит к тому, что эти газы при достаточно
высоких температурах реагируют с компонентами
стали и на поверхности пузырей образуются вклю-
чения нитридов, гидридов, окислов. Включения
усложняют структуру дефектов и препятствуют
их свариванию при последующей горячей деформа-
ции стали.
Рассмотренные дефекты структуры слитка ухуд-
шают его качество. При последующей деформации
эти дефекты раскатываются, изменяют форму и про-
25
являются в прокатанной стали в измененном виде.
В условиях больших давлений и высоких темпера-
тур при горячей деформации возможно устранение
некоторых небольших трещин, пузырей и расслое-
ний в результате внутреннего сваривания, однако
большинство дефектов слитка, вызванных присут-
ствием включений, не устраняются полностью при
последующей термической и механической обработ-
ке, что значительно ухудшает качество стали.
Влияние неметаллических включений
на механические и технологические
свойства стали
В последнее время появилось много
работ по изучению влияния включений на технологи-
ческую пластичность, усталость, водородное охруп-
чивание, коррозионную стойкость, абразивный из-
нос и другие свойства стали.
Несмотря на большое количество исследований,
до сих пор не установлена четкая зависимость
между степенью чистоты стали и ее свойствами.
Нет согласованности в вопросе — какая из харак-
теристик включений наиболее опасна с точки зре-
ния воздействия на свойства стали — химический
состав, размер, количество или распределение. Про-
тиворечивость данных о влиянии включений на
свойства стали можно объяснить различием видов
стали, технологии ее производства и условий ис-
следования.
В работе [491 показано, что включения корунда
ухудшают технологические свойства стал и,особен ио
26
если они образуют скопления. Однако авторы ра-
боты [91 утверждают, что корунд не оказывает от-
рицательного влияния на технологическую пластич-
ность, а напротив, даже повышает ее [23], тогда
как трещины зарождаются обычно у силикатов.
По влиянию сульфидных включений на технологи-
ческие свойства стали в литературе нет единого
мнения. В работе 111] указывается на вредное влия-
ние пленочных сульфидов на пластичность стали
из-за низкой температуры плавления сульфидов.
В то же время существует мнение [811, что сульфи-
ды полезны в том случае, когда они образуют обо-
лочку вокруг окислов и шпинели, тем самым сни-
жая вредное влияние этих включений на пластич-
ность стали. Пластичность стали при горячей
деформации ухудшается при наличии в ней скоп-
лений окислов хрома и марганцево-хромистой
шпинели [40].
Отрицательное влияние включений на техноло-
гическую пластичность стали при высоких темпе-
ратурах особенно проявляется в случаях, когда
включения окислов, сульфидов, нитридов и их эв-
тектики имеют температуру плавления ниже тем-
пературы горячей деформации стали или образуют
стекловидные фазы с низкой температурой размяг-
чения [9], а также когда включения образуют скоп-
ления как следствие ликвации кислорода, серы
или формируются на границах кристаллов в виде
пленочных включений, ослабляющих связь между
кристаллами.
Большинство дефектов деформированной стали,
27
образующихся при прокатке, ковке, штамповке,
так или иначе связано с неметаллическими включе-
ниями. Такие дефекты можно разделить на две
большие группы: внутренние и поверхностные.
Одним из наиболее распространенных внутрен-
них дефектов стали являются волосовины, пред-
ставляющие собой нитевидные нес плотности, обра-
зующиеся при деформации неметаллических вклю-
чений. Включения окислов железа, корунда, си-
ликатов, пластически не деформирующиеся при
температурах горячей прокатки, разрушаются и об-
разуют строчки, которые проявляются как волосо-
вины. Пластичные сульфидные и силикатные вклю-
чения, раскатавшиеся при прокатке,также вызыва-
ют волосовины. Возникновение волосовин в стали
зависит от величины и характера расположения
неметаллических включений. Опасность представ-
ляют отдельные крупные включения, а также боль-
шие скопления мелких включений. Наличие воло-
совин в деформированной стали значительно сни-
жает ее прочность.
Типичным дефектом деформированной стали яв-
ляется расслоение, представляющее собой наруше-
ние сплошности стальной заготовки или готового
изделия. Часто расслоение выходит наружу, на-
пример на кромку листа. Расслоение появляется в
местах скопления силикатов и окислов. Вследствие
различия пластичности включений и стальной мат
рицы, а также из-за хрупкого разрушения включе-
ний при деформации происходит нарушение сплош-
ности по поверхности раздела включений с матри-
28
цей и в случае строчечного расположения включе-
ний в стали образуется вытянутое в направлении
прокатки расслоение (рис. 3). Небольшие расслое-
ния могут исчезать в процессе горячей деформации
в результате сваривания, однако присутствие неме-
таллических включений мешает свариванию внут-
ренних стенок расслоений. Наличие внутренних
расслоений в стальных изделиях недопустимо, так
как они служат готовыми центрами зарождения
разрушения при воздействии на сталь внешней
нагрузки. Например, при холодной штамповке лис-
товой стали, имеющей расслоения, часто происходят
разрывы. Изучение поверхности разрушения штам-
пованной детали выявило в изломе неметалличе-
ские включения (рис. 4).
К внутренним нарушениям сплошности стали
относят рванины, представляющие собой полости
неправильной формы, трещины напряжения раз-
личного происхождения (рис. 5), имеющие окислен-
ную поверхность. В структуре стали вблизи этих
дефектов образуется обезуглероженная зона, за-
грязненная окисными и сульфидными включениями.
Наиболее часто встречаются окислы FeO и МпО,
которые получаются в результате взаимодействия
окалины, покрывающей поверхность дефекта, со
стальной матрицей при горячей деформации. В этих
случаях неметаллические включения являются не
причиной, а следствием образования внутреннего
дефекта. Наличие включений вблизи внутренних
дефектов усложняет структуру последних и спо-
собствует их росту при деформации стали.
29
Во время нагрева под прокатку до высокой тем-
пературы может происходить окисление и частич-
ное оплавление границ зерен, когда на границах
зерен образуются хрупкие пленочные включения
окислов, разобщающие зерна (рис. 6). Вследствие
а б
Рис. 3. Расслоения в сталях 20(a) и 08Ю(б), вызванные
различными неметаллическими включениями; X 100.
а б
Рис. 4. Структура излома (а, ХЗОО) и включение шпине-
ли (б, Х120Э) в очаге разрушения стали 08Ю при холод-
ной штамповке.
30
этого в процессе последующей прокатки по грани-
цам окисленных кристаллов образуются рванины
пережога и трещины. В этом случае неметалличе-
ские включения служат причиной образования
в стали внутренних дефектов — рванин и трещин.
Рис. 5. Трещины в листе
среднеуглеродистой стали.
Рис. 6. Пленки окислов на
границах зерен в пере-
жженной стали 20; х 100.
Рванины пережога могут выйти на поверхность
стального изделия. В этом случае они представляют
собой раскрытые разрывы, расположенные под уг-
лом к направлению прокатки.
Многие дефекты слитка, такие, как газовые пу-
зыри, трещины напряжения, корочки, при после-
дующей горячей деформации изменяют свою форму
и проявляются как дефекты деформированной стали.
Раскатанные пузыри представляют собой наруше-
ния сплошности вдоль направления прокатки, обра-
зующиеся в результате раската подкорковых пузы-
31
рей слитка, на поверхности которых находились
окалина и неметаллические включения, препятст-
вующие их свариванию при прокатке. Раскатанные
трещины образуются при прокатке слитка, имею-
щего трещины напряжения, и представляют собой
внутренние и внешние разрывы металла, покрытые
слоем окислов. Прокатка слитка, загрязненного
крупными экзогенными включениями, приводит
к появлению дефектов, названных раскатанными
загрязнениями, представляющих собой вытянутые
в направлении прокатки крупные шлаковые вклю-
чения или частицы огнеупоров. Темные и светлые
корочки, а также заворот корочки преобразуются
при прокатке стали в местные расслоения металла,
образовавшиеся в результате раскатки завернув-
шихся корочек в виде скоплений неметаллических
включений, окисленных заливин и плен, вблизи
которых в структуре обнаруживается обезуглеро-
женный слон с частицами окислов и сложных вклю-
чений. Неоднородность макроструктуры слитка
наследуется деформированной сталью и при трав-
лении темплета представляет локальный растрав
металла в виде пятен и полос в местах скопления
неметалл и чес к и х вк л ючен и й.
Поверхностные дефекты прокатанной стали мо-
гут быть вызваны неметаллическими включениями,
присутствующими в стали, и неметаллическими
фазами, попадающими на поверхность слитка или
заготовки извне или образующимися на поверхно-
сти в результате реакции компонентов стали с ок-
ружающей средой во время нагрева под прокатку.
32
Источником посторонних неметаллических фаз,
попадающих на поверхность слитков и стальных
заготовок, являются частицы огнеупоров из раз-
рушенной футеровки нагревательных устройств
(колодцев, печей). В процессе деформации частицы
неметаллических включений вкатываются в поверх-
ностные слои стали, вызывая надрывы. На поверх-
ности видны отдельные вкрапления или строчки
вкраплений, ухудшающие качество стали. В тон-
ких местах при вкатывании инородных частиц могут
образоваться сквозные разрывы.
Выдержка слитков или заготовок при высоких
температурах во время нагрева под прокатку мо-
жет привести к окислению кремния, марганца, алю-
миния и других элементов, присутствующих
в стали, и к образованию на поверхности заготовок
шлака сложного состава. При последующей горя-
чей деформации шлак деформируется вместе со
сталью и раскатывается вдоль поверхности сталь-
ного изделия или вкатывается в поверхностные слои
стали. Пластичность шлака зависит отего состава и
температуры деформации.Поверхность прокатанной
стали оказывается пораженной темными пятнами
и полосами, являющимися шлаковыми вклю-
чениями. Листы из такой стали плохо протравли-
ваются и непригодны для эмалирования и нанесе-
ния покрытий из других металлов (цинка, свин-
ца).
Поверхность проката всегда в большей или мень-
шей степени покрыта окалиной, т. е. слоем окислов
железа, получившихся в результате окисления
2 0 151
33
стали при нагреве в печи или в процессе самой
прокатки. Окалинообразование вредно по своим
последствиям. С экономической точки зрения оно
приводит к большой потере металла. Частицы
окалины, вкатанные в поверхность стали при
деформации, существенно снижают качество по-
верхности, что недопустимо, например, для го-
рячекатаной и холоднокатаной листовой стали.
Окалина вызывает шероховатость поверхности и а
ухудшает внешний вид прокатанной стали. Раз-
личают несколько видов поверхностных дефектов,
вызванных окислением деформированной стали.
Рябизна представляет собой углубления на по-
верхности листа, образовавшиеся при вдавлива- «
нии частиц окалины во время прокатки. Ра-
ковины от окалины также образуются при вда-
вливании частиц окалины и их выпадении во ’
время прокатки. Отстающая окалина представ-
ляет собой отдельные участки на поверхности
деформированной стали с отслоившейся или рых-
лой окалиной, образовавшиеся при деформации
стали. На поверхности тонких листов после
вкатывания окалины обнаруживают поперечные
надрывы.
При значительном окалинообразовании могут
обнажаться подкорковые пузыри, что является при-
чиной возникновения при прокатке стали поверх-
ностных дефектов — раскатанных пузырей и про-
катных плен. Другая причина образования плен —
высокое содержание в стали окисных и сульфид-
ных включений, присутствующих на внутренней
поверхности сотовых пузырей и препятствующих их
свариванию при горячей прокатке. Плены пред-
ставляют собой отслоения в виде тонких пластин
языкообразной формы, соединенных с основной
частью стального изделия. В местах соединения
плен с основной массой металла существует обез-
углероженный слой с неметаллическими включе-
ниями, преимущественно окислами, а также шла-
ковыми включениями. Плены совершенно недопу-
стимы в тех случаях, когда требуется получение
чистой поверхности прокатанной стали.
К поверхностным дефектам стали, возникаю-
щим под влиянием неметаллических включений, от-
носится также рваная кромка, представляющая
собой разрывы по кромке стальной полосы. Причи-
ной появления этого дефекта является наличие
в стали включений окислов, препятствующих сва-
риванию газовых пузырей при горячей прокатке
и способствующих появлению новых расслоений
в этих участках. Кроме того, если в стали присут-
ствуют сульфиды железа, то возможно образование
легкоплавких эвтектик, вызывающих краснолом-
кость стали при прокатке. Снижение пластично-
сти стали при высоких температурах в результате
перегрева, вызванное образованием на границах
зерен легкоплавких неметаллических включений и
их эвтектик, вызывает такой поверхностный дефект,
как чешуйчатость, представляющую собой отслое-
ния и разрывы в виде сетки на поверхности листа.
Устранить такие дефекты можно путем увеличения
содержания в стали марганца, что приведет к обра-
2*
35
зованию сульфидов марганца, более тугоплавких,
чем сульфиды железа.
В случае близкого расположения неметалличе-
ских включений к поверхности стальной заготов-
ки при деформации они выходят на поверхность
вследствие неодинаковой пластичности стальной
матрицы и включений. В местах нахождения вклю-
чений вблизи поверхности скапливается водород
или другие газы и в результате внутреннего дав-
ления при прокатке на этих участках образуются
вспучивания металла — пузыри-вздутия, что зна-
чительно ухудшает качество поверхности стали.
Скопление чередующихся вздутий, идущих поперек
прокатки, образует так называемую гармошку.
Под таким дефектом в приповерхностных слоях
стали наблюдаются скопления включений и зоны
ликвации.
Неметаллические включения, наряду с ликва-
цией кремния, углерода и фосфора, служат причи-
ной появления структурной неоднородности горя-
чедсформированной стали — полосчатости, которая
возникает вследствие зарождения избыточного фер-
рита при охлаждении стали после прокатки на
строчках включений, образовавшихся в про-
цессе деформации (рис. 7). Сталь с полосчатой
структурой обладает анизотропией механических
свойств.
Рассмотренные дефекты существенно снижают
качество проката. В большинстве случаев причи-
ной их образования является неудовлетворительное
качество стального слитка, поэтому бороться с ними
36
нужно путем правильного выбора состава стали,
а также соблюдения технологического режима вы-
плавки стали и охлаждения стального слитка.
Механические свойства стали зависят от содер-
жания в ней неметаллических включений. В лите-
ратуре приведены данные по влиянию включений
а С
Рис. 7. Полосчатость микроструктуры сталей 20(a) и 60
(б), вызванная неметаллическими включениями; X 100.
на циклическую прочность, ударнх ю вязкость, проч-
ность при растяжении, показывающие отрицатель-
ное влияние включений на механические свойства,
однако существуют и противоречивые мнения, что
вызвано разнообразием типов неметаллических
включений. Например, некоторые авторы считают,
что свойства стали не зависят от содержания вклю-
чений [63], другие полагают, что главную роль
играет тип включений [69], а их количество не
влияет на механические свойства. В то же время
существует мнение, что тип включений не влияет
на механические свойства [78]. Многие исследова-
37
тели определяющим фактором считают критический
размер включений, который установлен для мно-
гих материалов. По-видимому, для каждой стали
существует критический размер включений, зави-
сящий от типа включений и стали. Более крупные
включения опасны для стали, независимо от их
состава. Микровключения, размер которых меньше
критического, не ведут себя как дефекты: они часто
используются для улучшения некоторых свойств,
например для дисперсионного упрочнения стали.
Частицы упрочняющей фазы должны быть коге-
рентными с матрицей, их морфология, размер и рас-
пределение должны затруднять движение дисло-
каций и протекание процессов возврата |88].
Форма включений существенно влияет на проч-
ностные и пластические свойства стали (рис. 8).
Сталь, содержащая пластинчатые включения, раз-
рушается значительно раньше стали с глобуляр-
ными включениями. Авторы работы 150] считают,
что неблагоприятное влияние пластинчатых вклю-
чений зависит от их ориентировки. Например, пове-
дение сульфидов наиболее благоприятно, когда кри-
сталлографическое направление включения | 001 I
совпадает с осью деформации 16!]. В литературе
существуют противоречивые мнения о влиянии
включений на предел текучести стали. По мнению
авторов работы 180], предел текучести определяет-
ся свободным расстоянием между частицами. В то
же время авторы работы [75] считают, что предел
текучести определяется только объемной долей час-
тиц второй фазы и не зависит от распределения
38
включений. Р. Ф. Хегманн и другие [71] считают,
что предел текучести сплава определяется приро-
дой включений. Б. И. Эдельсон и В. М. Болдуин
[63] полагают, что предел текучести стали зависит
и от количества частиц, и от их размера, а также
Рис. 8. Изменение пластичности стали при изменении
формы неметаллических включений (77].
от расстояния между ними. Недостатком многих
работ по определению влияния включений на пре-
дел текучести сталей и сплавов является то, что
они выполнены в лабораторных модельных спла-
вах и не учитывают многих факторов, действую-
щих в реальных промышленных сплавах и сущест-
венно влияющих на механические свойства. Харак-
тер распределения неметаллических включений
в горячекатаной и отожженной после холодной
39
прокатки стали 0810 оказывает существенное вли-
яние на ее механические свойства. С увеличением
содержания включений от головной к донной части
раската (см. табл. 1) снижаются относительное
Рис. 9. Кривые изменения относительного удлинения
(а, г), предела текучести (6, д) и предела прочности
(в, с) стали 08KJ по длине / горячекатаной полосы
(а _ в) и отожженной при температуре 680° С в тече-
ние 12 ч полосы после холодной прокатки на 66%
(г — е):
1 — для оси полосы; 2 — для края полосы.
удлинение, предел текучести и предел прочности
стали (рис. 9). Это происходит потому, что вклю-
чения служат концентраторами напряжений и де-
формаций в матрице, что вызывает локальное раз-
40
рушение при более низкой средней деформации.
По данным работы [681, разрушение вблизи вклю-
чений начинается при достижении напряжений,
равных половине предела текучести матрицы. По-
следний уменьшается с увеличением содержания
включений. Это связано с тем, что уже на стадии
упругой деформации около включений в локаль-
ных областях матрицы начинается пластическая
деформация, являющаяся результатом концентра-
ции напряжений [691. Кроме того, необходимо учи-
тывать имеющуюся до проведения испытаний не-
однородность остаточных напряжений в матрице,
вызванную неоднородным распределением включе-
ний различного типа и размера.
Распределение микротвердости в матрице слу-
жит косвенным показателем распределения в ней
напряжений. В табл. 3 приведены результаты рас-
пределения микротвердости в матрице вблизи раз-
личных включений в горячекатаной, холоднока-
таной и отожженной стали 08Ю. Во всех случаях
микротвердость матрицы вблизи включений выше,
чем вдали от них. и зависит от природы и формы
включения. В горячекатаной стали наиболее вы-
сокая микротвердость матрицы в строчечных скоп-
лениях включений корунда и шпинели, где из-за
большого количества близко расположенных вклю-
чений происходит наложение полей напряжений
от соседних включений и в результате их взаимного
влияния труднее происходит релаксация напряже-
ний при горячей деформации и охлаждении. Дроб-
ление при горячей прокатке корунда и шпинели
41
приводит к появлению высоких напряжении в мат-
рице и ее дополнительному упрочнению. Вблизи от-
дельных недеформируемых включений корунда и
шпинели также повышена микротвердость ферри-
Микротвердость матрицы и коэффициенты концентрации
Место измерения Горячек CTt «V Н/ММ2 сатан а я ль К Холод! t—3. Ни. Н/мМ- «жятаная 3% к
Вдали от включений У включений корунда, шпинели В скоплении корунда, шпинелей У силиката марганца У двухфазного включения силикат — корунд Примечание. В числ ки включений, в знаменателе 1117 1352 1431 1176 1205 ителе пр >— в матг 1 1,21 1,28 1,05 1,08 нведены з >ице меж; 1686 2195 2411 1803 1921 1803 1940 начения м 1У обломи 1 1,3 1,43 1,07 1,14 1,07 1,15 икротвер- амн разру
та, особенно возле крупных включений, где пои ох-
лаждении появляются напряжения, обусловленные
различием коэффициентов термического сжатия
включений и матрицы. Микротвердость феррита
вблизи пластичных включений силиката марганца и
42
силиката с галакситом ниже, чем вблизи недеформи-
руемых окислов. В этих участках легче происходит
горячая пластическая деформация матрицы сов-
Таблица 3
напряжений в стали 08Ю
сталь Отожженная сталь, 680е С, 12 ч
<==66% • =33% < =66%
Н/мм2 К Ни, Н/мм2 К Иц. Н/мм2 X
2009 1 793,8 1 911 1
2600,7 1,3 1029 1,3 1166 1,28
28.32 1,41 1215 1,53 1313 1,44
2107 1.05 902 1,14 1058 1,16
Г — 1372
2352 1.17 1127 1,42 1,:з
2127 1,06 902 1,14 1078 1,18
2332 1,16 1156 1,46 1352 1,49
достн, измеренной в матрице вдоль вытянутого включения или строч-
шенных включений.
местно с включением, чем вблизи недеформируемых
включений, которые оказывают большее сопротив-
ление ее пластическому течению. Микротвердость
участков матрицы между раздробленными в про-
цессе горячей прокатки сульфидными включения-
ми меньше микрогвсрдости основной матрицы, что
43
показали значительную неоднородность их рас-
пределения по длине и ширине прокатанной поло-
сы стали 08Ю, что способствует неоднородному рас-
пределению механических свойств. Установлены
связи между механическими свойствами, загряз-
ненностью включениями (% Ю, распределением
включений (X — расстояние между включениями)
и химическим составом стали 08Ю:
6Ь = 24,04 —3,176 (% V) + 0,019X4- 45.453А1 4-
4- 56,403С + 189,040, + 645,43N2 +
4- 2918,ЗН2; (10)
ав = 26,601 — 0,408(%V) 4- 0.0099Х 4-
4- 120.84А1 4- 246.07С4- 47,995О2 4-
4-98,08N2— 2216,2Н2; (11)
ат = 23,973 — 0,197 (% V) -г О.ООЗХ 4-
4-79,969.414- 174,15С—158,95Оа —
— 370,41Na — 1191На. (12)
Неоднородность механических свойств стали мо-
жет быть вызвана не только изменением количества
включений, но и изменением их распределения и
формы. В процессе прокатки пластичные силикат-
ные и сульфидные включения вытягиваются в
направлении деформации, а недеформирующиеся
включения окислов перераспределяются и образуют
строчечные скопления, что способствует анизотро-
пии механических свойств стали. Уменьшить анизо-
тропию механических свойств, вызванную пластич-
46
ними сульфидными включениями, можно следую-
щим образом:
1. Уменьшением содержания в стали серы, а
значит, и количества сульфидных включений.
2. Проведением горячей прокатки стали при
возможно более высокой температуре [20].
3. Осуществлением поперечной прокатки ста-
ли [201.
4. Применением после прокатки высокотемпе-
ратурного отжига.
По данным работы [38], температура отжига
должна быть 1310—1315°С. Во время выдержки
стали при такой температуре в течение 100—150 ч
происходят разделение вытянутых сульфидов на
мелкие сегменты, их сфероидизация и коагуляция,
т. е. изменяется морфология сульфидной фазы.
5. Изменением состава сульфидной фазы, влия-
ющего на деформируемость включений при горячей
деформации. Легирование стали щелочноземель-
ными и редкоземельными элементами приводит
к упрочнению сульфидной фазы, приобретению ею
глобулярной формы, слабо изменяющейся при де-
формации стали [10].
При наличии в стали пластичных силикатов
их влияние на анизотропию механических свойств
можно уменьшить двумя способами:
1. Окончанием горячей прокатки при низкой
температуре (ниже 950°С), когда силикатные вклю-
чения теряют пластические свойства.
2. Проведением после горячей прокатки отжига
при температуре 1300JC, во время которого измени-
47
ется форма раскатанных силикатных включений
в результате разделения вытянутых включений на
отдельные части и их сфероидизации 1201.
Механические свойства стали чувствительны
к изменению природы, размера и распределения
неметаллических включений. Поэтому для умень-
шения степени вредного влияния включений на
свойства стали необходимо, чтобы включения были
равномерно распределены в литой и деформиро-
ванной стали. Образование облачных скоплений
включений в литой стали ведет за собой появление
при деформации их строчечных скоплений, способст-
вующих появлению дефектов деформированной ста-
ли и анизотропии механических свойств. Включе-
ния в зависимости от их состава и структуры по-раз-
ному ведут себя при пластической деформации,
поэтому необходимо выбирать наиболее предпочти-
тельные включения с учетом условий производства
и эксплуатации стали. Желательно обеспечить со-
держание в стали включений преимущественно кри-
тического размера (6—12 мкм) и более мелких. Не-
обходим металлографический контроль макроско-
пических включений с целью определения возмож-
ности применения деформированной стали, содер-
жащей такие включения.
Поведение неметаллических
включений при горячей и
холодной прокатке стали
Влияние состава включений
на их поведение при прокатке стали
Вляние включений на технологиче-
скую пластичность стали зависит от поведения их
при деформации. Деформируемость включений
определяется многими факторами, такими, как
температура их плавления или размягчения, спо-
соб деформации стали, температура и степень
деформации, соотношение физико-механических
свойств включения и матрицы, которое также опре-
деляется температурой и т. д. Показатель, или ин-
декс деформируемости включений [871,
v=e,/e$, (13)
где и es — соответственно степень деформации
включения и матрицы.
Индекс деформируемости характеризует дефор-
мацию различных включений в стальной матрице
во время обработки. Если v = 0, включение не де-
формируется, если v = 1, включение деформируется
так же, как окружающая его металлическая матри-
ца. Степень пластичности неметаллического вклю-
чения существенно зависит от его кристаллической
структуры и химического состава, причем измене-
49
ние концентрации элементов приводит к изме-
нению поведения включения при деформации
(рис. 10).
Известны работы, посвященные изучению дефор-
мируемости включений
। различного типа и состава
при деформации стали.
По данным В. Даля
[G2], при повышении тем-
пературы деформации плас-
тичность сульфидов умень-
шается, в то же время ав-
торы работ |54; 99] утвер-
ждают обратное. Различие
выводов в этих работах,
по-видимому, объясняется
тем, что деформируемость
сульфидов зависит от их
типа и химического соста-
ва, а также от температуры
деформации.
Силикаты при повыше-
нии температуры дефор-
мируются в большей сте-
пени, при низких темпе-
ратурах деформации они
[49). Однако не установлен
Рис. 10. Графики измене-
ния индекса деформируе-
мости неметаллических
включений в зависимости
от температуры [76].
хрупко разрушаются
температурный интервал, в котором изменяется
поведение силикатных включений.
Авторы работы [87] утверждают, что пластич-
ность оксидных включений железа повышается
при снижении температуры деформации, глинозем
50
и алюмосиликаты кальция пластически не деформи-
руются ни при каких температурах; двойные окис-
лы типа шпинели обладают повышенной деформи-
руемостью при температурах 1200—1600е С. Вызы-
вает сомнение утверждение этих авторов об отсут-
ствии пластичности глинозема и алюмосиликатов
кальция. По-видимому,
при температурах, близких
к температуре плавления,
они проявляют пластиче-
ские свойства.
На рис. 11 приведены
кривые изменения сопро-
тивления деформации ме-
таллической матрицы, суль-
фида и силиката марганца
в зависимости от темпера-
туры [201. У сульфидов
сопротивление деформации
снижается медленнее, чем
у стали, и поэтому при
Рис. 11. Кривые'влияния
температуры на сопротив-
ление деформации вклю-
чений силиката марганца
(/), сульфида (2) и метал-
лической матрицы стали
(?)•
высоких температурах де-
формация сульфидов по сравнению с деформацией
матрицы уменьшается. Напротив, сопротивление
деформации силикатных включений падает с повы-
шением температуры быстрее, чем у матрицы, и
поэтому деформация силикатных включений срав-
нительно мала при низких температурах и велика
при высоких. Эти результаты подтверждены экс-
периментально во многих работах.
Приведенные в значительном числе работ по изу-
51
чению деформируемости включений данные носят
противоречивый характер, что объясняется недо-
статочностью непосредственных наблюдений пове-
денья включений, а также отсутствием измерения
твердости и других свойств включений и матрицы
температурах деформации. Кроме того, иссле-
довались стали, содержащие включения разного
состава, зависящего от способа выплавки стали,
а это приводит к различному поведению включений
в идентичных условиях испытания.
В настоящей работе исследовалось поведение
пр?: горячей и холодной прокатке неметаллических
зключейий в сталях 08Ю и 08Т: корунда А12О3,
марганцевой шпинели — галаксита МпО • А12О3,
силиката марганца —родонита МпО • SiO2; желез-
ной шпинели —герцинита FeO • А1.,О3, сульфида
FeS—MnS„ сложных многофазных включений га-
лаксит — родонит, корунд — сульфид, окиси ти-
тана TiO, нитрида титана TiN, карбонитрида ти-
тана Ti (CN), ильменита FeO • TiO2, двуокиси
титана TiO,. Идентификацию включений прово-
дили с помощью металлографического и микрорент-
геноспектрального анализа. На рис. 12 в качестве
примера приведены кривые интенсивности излу-
чения элементов, полученные при анализе слож-
ного двухфазного включения галаксит — родонит.
Определение физико-механических свойств
структурных составляющих стали в области темпе-
ратур пластической обработки позволяет предска-
зать их поведение при деформации. Твердость как
один из основных показателей фнзико-механиче’
52
Рис. 12. Кривые изменения интенсивности
излучения I элементов между фазами в слож-
ном включении галаксит — родонит в горяче-
катаной стали 08Ю.
ских свойств материала имеет определенную связь
с другими механическими свойствами. Данные по
определению микротвердости включений при ком-
б
Рис. 13. Кривые измене-
ния микротвердостн Н L
неметаллических включе-
ний и матрицы сталей 08Ю
(а) и 08Т (б) в зависимос-
ти от температуры.
стали приближается
Включения силиката
натной температуре приве-
дены в работах [26; 35; 591.
По высокотемпературному
исследованию микротвер-
дости включений данных в
литературе мало.
На рис. 13 приведены
результаты определения
микротвердостн включений
и матрицы сталей 08Ю и
08 с добавкой титана
(0,14%) в диапазоне темпе-
ратур 25—1100° С. Микро-
твердость включений при
температуре 25° С в зави-
симости от их природы
колебалась в пределах
2156—20090 Н/мм2 и су-
щественно отличалась от
микротвердости матрицы
[2; 181. Микротвердость
сульфидов с повышением
температуры резко падает
и при температуре 800°С
и выше, т. е. при темпера-
турах горячей деформации
к микротвердостн матрицы.
марганца до температуры
54
900*С сохраняют высокую твердость; при темпера-
туре 900сС и выше'их микротвердость, как и у суль-
фидов, близка к микротвердостн матрицы. Микро-
твердость корунда и марганцевой шпинели в стали
08Ю при всех исследованных температурах более
чем на два порядка выше микротвердостн матрицы.
Включения с титаном во всем интервале темпера-
тур имели микротвердость, значительно превыша-
ющую микротвердость матрицы. Наиболее высокая
мнкротвердость у нитрида титана, которая в интер-
вале температур 700—1100°С снижается от 12 838
до 9114 Н/мм2.
Относительная мнкротвердость включений яв-
ляется важным показателем их поведения при про-
катке. Действие матрицы на включение определя-
ется ее механическими свойствами, сопротивление
включения действующим на него силам зависит
от его механических свойств. Отношение твердо-
сти включения к твердости матрицы может слу-
жить косвенным показателем соотношения сил на
границе включение — матрица при определенной
температуре.
Изменение микротвердостн включений и матри-
цы при изменении температуры свидетельствует
о соответствующем изменении их механических
свойств и деформируемости. Ход кривых зависимо-
сти микротвердостн от температуры (рис. 13) ука-
зывает на различное изменение свойств матрицы
и включений. Действительно, предел прочности
при растяжении корунда изменяется от 50,8 Н/мм2
при 1100°С до 65,2 Н/мм2 при 1000°С и 259,7 Н/мм2
55
при 20°С. Предел прочности при растяжении дву-
окиси титана при 1000°С составляет 41,2 Н/мм’2,
при 20 С — 54,8 Н/мм3. У включения окиси магния
предел прочности изменяется от 78,9 Н/мм2 при
1 000 С до 96 Н/мм2 при 20° С (42]. Предел прочно-
сти матрицы стали 08Ю изменяется от 20—25 Н/мм2
при 1000—1100 С до 360 Н/мм2 при 20°С. В зави-
56
симости от температуры изменяется сила сцепления
включений с матрицей и соотношение сил на по-
верхности их раздела. Полученные результаты поз-
Рис. 14. Неметаллические
включения в горячеката-
ной стали 08Ю; х500.
воляют более полно объяснить поведение включе-
ний при прокатке и их влияние на качество стали.
При горячей прокатке стали 08Ю в интервале
температур 1100 —900°С включения корунда и мар-
ганцевой шпинели пластически не деформируются
57
Рис. 15. Схема распреде-
ления недесрормирующихся
окислов в горячекатаной
листовой стали (х — на-
правление прокатки).
и располагаются в виде строчек в направлении
прокатки (рис. 14, а). Часть таких включений хруп-
ко разрушается (рис. 14, б). Осколки включений рас-
полагаются в строчки как самостоятельные вклю-
чения. Вследствие течения стали при деформации
осколки включении поворачиваются вдоль оси про-
катки, острые края оскол-
ков при этом сглажива-
ются под действием сил
трения на поверхности раз-
дела.
Мелкие включения оки-
слов железа, марганца и
герцинита в основном со-
храняют равноосную фор-
му, хотя некоторые вклю-
чения окиси железа про-
являют слабую пластич-
ность. По-видимому, это
происходит на конечных этапах прокатки при темпе-
ратурах 900°Си ниже, так как пластичность окиси
железа увеличивается при понижении температуры
187). Строчечные скопления включений простира-
ются на расстояние до 2 см, образуя в прокатанной
стали ликвационные прослойки. Результаты ана-
лиза большого количества шлифов, изготовленных
в трех направлениях относительно оси прокатки,
позволили представить в виде схемы строчечное
распределение недеформируюгцихся включений в
стальном листе (рис. 15). Протяженность такого
скопления в направлениях х и г тем больше, а в на-
58
правлении у тем меньше, чем выше степень дефор-
мации стали.
Включения силиката марганца ведут себя как
пластичная фаза (см. рис. 14, а). Встречаются от-
дельные включения или несколько включений одно
за другим в виде строчки или нескольких парал-
лельных строчек в направлении прокатки. Концы
включений острые, иногда расщепленные. В ра-
боте 1911 показано, что пластичные силикаты имеют
форму стержней, т. е. круглое сечение в плоскости,
перпендикулярной направлению прокатки. По дан-
ным авторов настоящей работы, в этом случае
силикаты имеют форму эллипсоида. Иногда сили-
каты разрушались (см. рис. 14, г), очевидно, после
пластического удлинения на последних стадиях де-
формации, так как по резкому повышению микро-
твердости силиката при температурах ниже 900еС
(см. рис. 13) следует ожидать соответствующего па-
дения его пластичности. Отдельные осколки раз-
рушенных силикатов могут существовать как само-
стоятельные включения. Пластичные силикатные
включения, простираясь на значительные расстоя-
ния! нарушают сплошность матрицы, способст-
вуют анизотропии свойств стали.
Пластичность железомарганцевых сульфидов
при горячей прокатке различна. Наряду с легко
деформируемыми включениями были обнаружены
недеформируемые сульфиды. .Микрорентгеноспек-
тральный анализ показал, что пластичность суль-
фидного включения увеличивается с уменьшением
содержания в нем марганца.
59
В стали 0810 встречаются двухфазные включе-
ния, состоящие из силиката и корунда или марган-
цевой шпинели. Силикатная фаза хорошо деформи-
руется, вытягиваясь в направлении деформации
(см. рис. 14, д), и образует пологий склон от середи-
ны к краю включения. Корунд или шпинель, на-
ходясь в силикатной матрице, не деформируется,
но и не разрушается, как в случае однофазного
включения. Силикатные хвосты могут быть неболь-
шими или вытянутыми на значительное расстояние,
в зависимости от размера недеформирующейся фазы.
При деформации силикатная фаза, вытягиваясь
в направлении течения металлической матрицы,
соскальзывает с недеформирующейся фазы, кото-
рая при этом соприкасается с матрицей в верхней
и нижней частях включения. Возможно 'разруше-
ние силикатной фазы на последних стадиях про-
катки (см. рис. 14, е). Иногда включения разруша-
ются по границе раздела фаз.
Крупные многофазные шлаковые включения
(см. рис. 14, ж) проявляют неоднородную дефор-
мируемость в зависимости от природы фаз. Шлако-
вые включения представляют собой частицы окис-
лов или шпинелей в силикатной или алюмосиликат-
ной матрице. Силикатная матрица пластически де-
формируется совместно с металлической матрицей
стали, а частицы окислов и шпинелей не деформи-
руются, поворачиваются в силикатной матрице
в направлении ее течения.
В стали 08Ю встречаются двухфазные включения
сульфид — окисел с различной деформируемостью
60
сульфидной фазы, которая либо образует «хвоевк».
подобно силикатным, либо не деформируется, в за-
висимости от ее химического состава.
Различное поведение присутствующих в стали
Э8Ю неметаллических включений при горячей про-
катке приводит к неравномерному распределению
напряжений и деформаций в объеме матрицы, а сле-
довательно, влечет за собой неоднородность струк-
туры и свойств стали.
Большинство включений в стали 08Т — окислы
титана, ильменит, нитрид и карбонитрид титана —
пластически не деформируется. Микрорентгено-
спектральный анализ показал, что если в ильмените
снижается содержание железа и увеличивается
доля двуокиси титана, то такие включения прояв-
ляют слабую деформируемость. Хрупкие включе-
ния нитрида и карбонитрида титана при прокатке
оазр}шаются. а осколки включений выстраивают-
ся в цепочки вдаль направления прокатки. Двух-
фазные включения, состоящие из окислов титана
и железа и нитридов и карбонитридов титана
в разных сочетаниях и соотношениях, при прокат-
ке не деформируются. Наблюдается разрушение
хрупких фаз либо разрушение вдоль поверхности
раздела фаз во включении.
При холодной прокатке горячекатаной полосы
деформация включений продолжается в условиях,
когда в результате понижения температуры измени-
лись физико-механические свойства включений и
матрицы. Включения корунда, марганцевой шпи-
нели, окислов железа и марганца и многофазные
61
включения в стали 08Ю пластически не деформи-
руются (рис. 16, а). Во включениях заметны тре-
щины, приводящие к разрушению включений (рис.
Рис. 16. Неметаллические включения в холоднокатаной
стали 08Ю; х500.
16, б). Осколки раздробленных включений, как и
при горячей прокатке, увлекаются текущим метал-
лом матрицы, перемещаются относительно друг дру-
62
га с образованием строчек.Образовавшиеся во время
горячей прокатки прослойки металла, обогащен-
ного включениями, сохраняются и после холод-
ной прокатки. При холодной прокатке сульфиды
пластичны, а включения силиката марганца раз-
рушаются (рис. 16, в); причем поворот осколков
включения свидетельствует об их независимом пере-
мещении в движущейся матрице. Благодаря лами-
нарному течению металла матрицы при прокатке
строчка включений искривляется, становится вол-
нистой. Как и в горячекатаном листе, после холод-
ной прокатки силикатные включения распределя-
ются на расстояния до нескольких сантиметров
и способствуют анизотропии механических свойств
стали. В двухфазных включениях силикат — ко-
рунд или силикат — шпинель одна или обе фазы
при прокатке разрушаются (рис. 16, г). В холодно-
катаной стали с увеличением степени деформации
увеличивается дисперсность включений в резуль-
тате их хрупкого разрушения.
В стали 08Т во время холодной прокатки вклю-
чения пластически не деформируются. Между ос-
колками разрушенных включений встречаются по-
лости. Чаще всего такие полости образуются у
включений, осколки которых не успели удалиться
на большое расстояние. У концов включений обра-
зуются конические полости, которые при последую-
щей деформации стали могут служить инициато-
рами разрушения.
Исследованные в настоящей работе неметалли-
ческие включения присутствуют во многих углеро-
63
дистых и легированных сталях, поэтому приведен-
ные данные об их поведении могут быть распростра-
нены на другие стали.
Различное поведение неметаллических включе-
ний во время горячей и холодной прокатки привело
к необходимости исследовать механизм совместного
деформирования системы матрица — включение в
промышленных условиях.
Механизм деформации включений
при прокатке
На включение при прокатке действуют
нормальные сжимающие напряжения от давления
валков, передающиеся через окружающую метал-
лическую матрицу, и продольные сдвиговые на-
пряжения трения на поверхности раздела включе-
ние — матрица. Величина нормальных напряжений
зависит от давления валков и пластичности металли-
ческой матрицы, что выражается в ее способности
пластически деформироваться в контакте с вклю-
чениями. Силы трения на границе раздела опреде-
ляются поверхностной энергией, температурой, сте-
пенью деформации и размером включения, увели-
чиваясь с понижением температуры, увеличением
обжатий и размера включения [87]. Силы трения
сдерживают течение матрицы вокруг включения
и распределены по границе раздела неравномерно:
трение минимально у концов (боковой поверхности)
включения [53]. Если силы трения очень велики
и сдерживают пластическую деформацию матрицы,
то вокруг включения возможно образование так
64
называемой мертвой зоны. С увеличением степени
деформации эта зона исчезает и начинается пласти-
ческая деформация матрицы, а включение деформи-
руется или разрушается.
Если включение с матрицей когерентно, то из-за
различия пластических свойств матрицы и включе-
ния когерентность наруша-
ется и вдоль поверхности
раздела действуют силы
трения. В случае, когда
пластичность включения и
матрицы одинакова, силы
трения вдоль поверхности
раздела возникают из-за
различия структуры вклю-
чения и матрицы.
Существующий в мик-
рообъемах матрицы вбли-
зи включения градиент
температур [14] приводит
к неоднородному распреде-
лению деформаций в матрице и сил, действующих
на включение.
Механические свойства включения определяют
его реакцию на действующие силы, т. е. способ-
ность к пластической деформации. Пластичные си-
ликатные и сульфидные включения под действием
сил трения на границе раздела с пластически дефор-
мирующейся матрицей деформируются сами. В слу-
чае совместной деформации матрицы и включения,
состоящего из нескольких фаз (рис. 17), обладаю-
Рис. 17. Деформированные
силикатные включения, со-
стоящие из двух пластич-
ных фаз разного состава;
Х500.
3 0 lol
65
щих различными упругими и пластическими свой-
ствами, деформация проходит через несколько кри-
тических точек: точку начала деформации более
мягкой фазы, при которой более твердые фазы
деформируются упруго, и точки начала деформа-
ции более твердых фаз. Матрица течет выше и ниже
включения в направлениях х и z (рис. 18, а), что
Рис. 18. Формы неметаллических включений после горячей
прокатки.
приводит к уменьшению сжимающих напряжений
и удлинению включения в этих направлениях.
Таким образом, пластичные включения деформи-
руются совместно с матрицей и приобретают форму
эллипсоида. На рис. 18, б показана форма двух-
фазного включения после горячей прокатки, когда
недеформируемое включение заключено в пластич-
ную силикатную или сульфидную матрицу.
При понижении температуры к концу прокатки
увеличиваются силы трения на поверхности разде-
ла и уменьшается пластичность силикатного вклю-
чения, поэтому возможно его хрупкое разрушение,
если силы трения превысят силы молекулярного
сцепления. В процессе прокатки объем пластич-
66
ного включения остается практически постоянным,
а его форма изменяется от сферической к эллипсо-
идной. Следовательно, увеличивается поверхность
Рис. 19. Полости у неме- ‘
таллических включений в
горячекатаной стали С8Ю;
Х500.
в
раздела включения с матрицей, а значит, возрас-
тают силы трения, действующие на включение. Об-
ломки разрушенного включения увлекаются мат-
рицей и движутся в направлении ее течения, а про-
3*
67
странство между ними заполняется металлом бла-
годаря высоким давлению и температуре прокатки.
В случае непластичных включений корунда,
шпинелей, нитридов и окислов титана на поверхно-
сти раздела их с матрицей концентрируются сжи-
мающие и сдвиговые напряжения, способные раз-
рушить включение, если они превысят предел проч-
ности включений при сжатии. Например, предел
Прочности при сжатии включений корунда при тем-
пературах горячей деформации 1000—1100гС состав-
ляет 780,08—588,0 Н/мм2 [42]. Разрушение включе-
ний идет на всех стадиях прокатки и приводит
к изменению степени дисперсности включений. Ос-
колки включений ведут себя как самостоятельные
включения, могут подвергаться повторному изло-
му, увлекаются металлом матрицы и перемещаются
в направлении ее течения.
Металл матрицы течет выше и ниже недеформи-
руемого включения к его боковым участкам и воз-
можно образование конических полостей (рис. 19, а),
которые в условиях высоких давлений и темпера-
тур часто исчезают в результате заполнения теку-
щим металлом. На рис. 19, б показана полость,
образовавшаяся во время разрушения недеформи-
руемого включения.
Сферические полости около включений образу-
ются при охлаждении стали после прокатки из-за
различия коэффициентов термического расширения
включения и матрицы (рис. 19, в). Если не успева-
ет пройти диффузионное заращивание полостей,
они сохраняются в стали.
G8
В случае двухфазных включений, когда части-
цы недеформируемой фазы (корунда или шпинели)
находятся в пластичной силикатной или сульфидной
матрице, наблюдается их неоднородная деформи-
руемость. Пластичная фаза легко деформируется
совместно с металлом матрицы, а находящееся внут-
ри фазы твердое включение не изменяет своей фор-
мы (см. рис. 18 ,б). Действующие со стороны мат-
рицы напряжения расходуются на деформацию пла-
стичной фазы, которая не сопротивляется течению
металлической матрицы и легко деформируется,
что уменьшает напряжения, действующие на неде-
формируемую фазу. Таким образом, на недеформи-
руемое включение, находящееся внутри пластич-
ной фазы, со стороны металлической матрицы дей-
ствуют напряжения, гораздо меньшие, чем в случае
однофазных включений корунда или шпинели, бла-
годаря чему уменьшается вероятность его разру-
шения. Частицы недеформируемых фаз иногда про-
рывают оболочку пластичной фазы и соприкасают-
ся с металлической матрицей. Под действием сил
трения со стороны матрицы благодаря различному
поведению фаз включения происходит их разделе-
ние; фазы разобщаются и существуют самостоятель-
но. Это приводит к изменению типа включений
в процессе деформации: вместо сложных двухфаз-
ных включений в стали появляются два разных
по составу, структуре и свойствам вида включе-
ний, например, родонит и корунд.
Существуют четыре типа разрушения включений
при горячей прокатке стали: хрупкое разрушение
69
недеформирующихся включений (рис. 20, а); вяз-
кое разрушение малопластичных включений (рис.
20, б); хрупкое разрушение включений, претерпев-
Рис. 20. Различные виды
разрушения неметалличес-
ких включений при дефор-
мации стали; Х5Э0.
в
ших в начале деформации пластическое удлинение,
а затем к концу прокатки в результате понижения
температуры утративших пластичность (рис. 20, в);
70
разрушение вдоль границы раздела фаз в много-
фазных включениях.
В горячекатаной стали обнаружены четыре
основные формы включений, в зависимости от сте-
пени их пластичности (рис. 21, а—г): равноосная
форма, слегка вытянутый эллипсоид, оладьеобраз-
ная форма, тонкие раскатанные включения. По ме-
ре изменения формы включения от первой к четвер-
Рис. 21. Формы неметаллических включений в деформиро-
ванной стали.
той уменьшается размер включения в направле-
нии у и увеличиваются размеры в направлениях х
(направление прокатки) и г. Для каждой формы
включений предыдущие являются промежуточны-
ми. Часто включения имеют несколько искривлен-
ную форму, но приближенно форму пластичных
включений можно считать трехосным эллипсоидом.
В процесс деформации объем включения остается
постоянным, включение сохраняет форму эллипсои-
да, размер осей которого изменяется.
В результате математической обработки экспе-
риментальных данных установлена аналитическая
зависимость размеров осей трехосного эллипсоида
от степени деформации:
Рх = Де'«г; D =Де-Л£; Dz = Се1', (14)
А» * ' Лг ' ’ *
71
где Д, В, С, tn, п, I — параметры, зависящие от ти-
па включения, температуры деформации, соотноше-
ния механических свойств включения и матрицы.
Подставив формулы (14) в уравнение эллипсоид
да, получим
(15)
Уравнение (15) позволяет описать форму пла-
стичного включения в процессе деформации, а фор-
мулы (14) дают возможность в любой момент про-
катки по известной степени деформации опре-
делить размеры пластичных включений силикатов
и сульфидов.
Во время горячей прокатки изменяется не только
форма, но и состав неметаллических включений
в результате диффузионного взаимодействия вклю-
чения с матрицей и существования области гомо-
генности для многих фаз включений. Перепад хими-
ческого потенциала элементов, входящих в состав
включения и находящихся в матрице в твердом
растворе (рис. 22), приводит к диффузионному об-
мену атомами через поверхность раздела включе-
ние — матрица либо к возникновению диффузион-
ных потоков атомов в самом включении и в окружа-
ющей матрице. На диффузионное взаимодействие
системы включение — матрица в процессе дефор-
мации оказывают влияние движение дефектов кри-
сталлической решетки —вакансий и дислокаций,
увлекающих за собой атомы примесей, а также
72
градиент температур, существующий в микрооб
.частях матрицы вокруг включения. Это может при-
вести к изменению состава включений. Например,
во включениях вюстита может изменяться соот-
Рис. 22. Распределение элементов в неметаллическом вклю-
чении и в матрице горячекатаной стали 08Ю.
ношение FeO/MnO. Изменение состава включений
в процессе деформации приводит к изменению их
свойств, в частности пластичности. В результате
диффузионного обмена атомов матрицы и включе-
ния изменяется не только состав включения, но и
73
состав матрицы в области, прилегающей к нему:
происходит обогащение матрицы элементами, вхо-
дящими в состав включения.
Диффузионное взаимодействие включений с мат-
рицей приводит к частичному растворению вклю-
чений и выделению новых, к наслоению выделений
на имеющихся включениях, т. е. к изменению в про-
цессе горячей деформации размеров включений. Та-
ким образом, регулируя режим процесса, можно
в широких пределах изменять степень дисперсно-
сти неметаллических включений, а значит, и меха-
нические свойства стали.
При высоких температурах в процессе деформа-
ции неизбежны структурные превращения в самих
включениях, ускоряемые деформацией. Если вклю-
чения содержат нестабильные фазы, то возможно
их превращение в стабильные. Например, раство-
рение корунда, находящегося в алюмосиликатной
матрице, и выделение новой фазы — галаксита
способствуют переходу сложного включения в бо-
лее стабильное состояние 1261. Выделение новых
фаз в виде дисперсных частиц также приводит ис-
ходные фазы в стабильное состояние. Примером
может служить выделение частиц родонита из стек-
ловидной матрицы в процессе деформации стали.
Наконец, возможны полиморфные превращения
в ходе деформации и при последующем охлаждении
стали в таких включениях, как кремнезем. По-
этому необходимо учитывать все структурные пре-
вращения во включениях и связанные с этим из-
менения их физико-механических свойств.
74
Пластическая деформация аустенитной матри-
цы при горячей деформации стали развивается пу-
тем массового скольжения и переползания дисло-
каций внутри зерен, а также в результате развития
проскальзывания дислокаций вдоль границ. Вза-
имодействие дислокаций, блокировка их скольже-
ния границами зерен приводят к тому, что в стали
увеличивается плотность дислокаций и происходит
формирование ячеистой структуры (субструктуры),
характерной для динамического упрочнения.
В ходе горячей прокатки при температурах,
значительно превышающих температуру начала ре-
кристаллизации, происходит миграция границ зе-
рен и субграниц под действием деформирующих
напряжений и таким образом развивается динами-
ческая рекристаллизация. Неметаллические вклю-
чения тормозят движение дислокаций при дефор-
мации, поэтому вблизи включений повышена плот-
ность дислокаций. В этих условиях вблизи включе-
ний в первую очередь происходит рекристаллизация,
которая развивается путем переползания и со-
кращения дислокационных петель в результате диф-
фузии по линиям дислокаций и скольжения послед-
них. Неоднородность деформации, обусловленная
включениями, приводит к неоднородному проте-
канию рекристаллизации при горячей прокатке
(рис. 23) и формированию разнозернистой струк-
туры стали.
Вследствие восстановления структуры дефор-
мируемой стали путем динамической рекристалли-
зации во время прокатки, а также путем статиче-
75
Рис. 23. Микроструктура
горячедеформнро панной
стали 08кп вблизи вклю-
чения; X 153.
ской рекристаллизации, проходящей после прокат-
ки, и в результате полиморфного превращения при
охлаждении от температуры прокатки структура
окружающей включение матрицы не отражает фак-
тическое течение металла
вокруг препятствия —
включения.
При холодной прокатке
образуется характерная
волокнистая структура
ферритных зерен. Во время
процесса деформации на
зерна феррита действуют
нормальные сжимающие
силы от прокатных валков.
В результате возникают ре-
лаксирующие касательные
напряжения, под действием
которых матрица течет в
направлении прокатки, а зерна приобретают вытя-
нутую форму. Матрица соприкасается с включе-
нием, и на границе раздела возникают силы тре-
ния, препятствующие ее течению. В зависимости от
соотношения действующих сил волокна деформи-
рующейся матрицы либо огибают относительно не-
подвижное включение, либо включение движется
вместе с ними. Подвижность включения зависит
от его формы, размера, ориентировки по отноше-
нию к направлению деформации, сил трения вдоль
границы раздела. Включение может разворачивать-
ся движущейся матрицей в направлении ее тече-
76
ния. Тогда волокна матрицы легко огибают вклю-
чение или цепочку включений (рис. 24, а) и струк-
тура деформированной стали вблизи включений
не отличается от структуры стали вдали от них.
Рис. 24. Микроструктура
холоднокатаной стали 08Т
вблизи включений; \800.
в
Если размер включения корунда, шпинели, нитрида
титана больше некоторого критического (примерно
20 мкм), оно служит тормозом для движущихся
волокон [3]. Происходит неоднородная деформация:
те волокна, которые столкнулись с включением,
останавливаются и в этом месте возникает повы-
шенная концентрация напряжений, а находящиеся
выше и ниже слои матрицы деформируются в на-
правлении прокатки. Участок позади включения
деформируется в меньшей степени, на что указы-
вают его форма и травимость (рис. 24, б). Если
несколько таких препятствий расположены друг
за другом, то происходит неравномерная деформа-
ция вдоль всей цепочки включений и образуется
прослойка неоднородно деформированной матри-
цы. Если на пути движения волокон расположено
вначале небольшое включение или обломок вклю-
чения (рис. 24, в), волокна матрицы его легко об-
ходят, и это облегчает огибание расположенного
рядом крупного включения. В таком случае волок-
на, движущиеся выше и ниже включения под дей-
ствием сжимающих усилий от валков, соприкаса-
ются за включением, и в этом месте не наблюдается
слабо деформированная зона матрицы. Такой меха-
низм огибания включений волокнами матрицы пред-
полагает возможность образования конических по-
лостей около включения в процессе деформации,
которые полностью или частично заполняются
металлом матрицы в результате пластического
течения.
При холодной прокатке на границе раздела вклю-
чения с матрицей концентрируются напряжения
гораздо большие, чем при горячей, прокатке. Во-
первых, потому, что уменьшается пластичность мат-
рицы и труднее происходит ее течение вдоль поверх-
78
ности раздела с включением. Во-вторых, при холод-
ной прокатке исключены процессы восстановления
деформированной структуры, способствующие ре-
лаксации напряжений. В-третьих, уменьшается пла-
стичность самих включений, что способствует уве-
личению сил трения вдоль поверхности раздела.
Все это приводит к разрушению недеформируемых
включений корунда, шпинели, нитридов и окислов
титана, если действующие на включения напряже-
ния превышают предел прочности их при сжатии
[42]. Если разрушение происходит на конечных
этапах прокатки, то обломки включения удаляют-
ся друг от друга на небольшое расстояние порядка
размера включения, и металл матрицы не успевает
заполнить пространство между ними.
Неоднородная деформация матрицы, текущей
вокруг включений, приводит к действию на них
неуравновешенных сил и прямая строчка силикат-
ных включений искривляется в волнистую линию,
чего не наблюдается в горячекатаном листе. При го-
рячей прокатке на включения со стороны матрицы
также действуют неоднородные напряжения, но не-
прерывно происходящие процессы восстановления
деформированной структуры стали постоянно изме-
няют соотношение этих усилий, что приводит к пере-
распределению напряжений вблизи включений.
При холодной прокатке неоднородность деформа-
ции во времени усугубляется в результате непре-
рывного накопления напряжений.
При холодной прокатке в стальной матрице
происходит массовое скольжение дислокаций. Бла-
79
годаря взаимодействию дислокаций в пересекаю-
щихся плоскостях скольжения и блокировке сколь-
жения препятствиями — частицами и границами
зерен в стали увеличивается плотность дислокаций.
Дислокации образуют скопления, которые с увели-
чением степени деформации преобразуются в устой-
чивые регулярные сетки, располагающиеся вдоль
направлений скольжения. Возникает так называе-
мая ячеистая структура, которая является причи-
ной упрочнения стали. Неметаллические включе-
ния способствуют образованию скоплений дислока-
ций в прилегающих областях матрицы. Здесь в пер-
вую очередь возникает ячеистая структура, в то
время как вдали от включений в матрице может
свободно проходить скольжение дислокаций. Вклю-
чения способствуют неоднородному протеканию
пластической деформации матрицы и развитию не-
равномерного упрочнения стали.
Существование вблизи включений после холод-
ной прокатки зерен с повышенной концентрацией
напряжений в месте торможения волокон и зон
неоднородной деформации матрицы приводит к то-
му, что при последующем отжиге в этих местах
в первую очередь зарождаются центры рекристалли-
зации, так как здесь облегчено образование высо-
коугловых границ [5; 16] (рис. 25, а). Включения
способствуют зарождению центров рекристаллиза-
ции при нагреве, поскольку частица занимает часть
границы рекристаллизованного зерна и таким об-
разом понижает энергетический барьер зародыше-
образования. Кроме того, около включений повы-
80
шена плотность дислокации, что увеличивает дви-
жущую силу рекристаллизации, а поверхность раз-
дела включение — матрица играет роль стока для
Рис. 25. Микроструктуры
сталей 08Т (а, б) и 08Ю
(в) после рекристаллиза-
ционного отжига при тем-
пературах 550 (а, б) и
680°С (в) в течение 1 (а),
2 (б) и 12ч (в).
в
дислокаций, облегчая образование новых зерен.
Размер включений, которые способствуют зарож-
дению центров рекристаллизации, должен быть
больше, чем критический размер зародыша рекрн-
81
сталлизации, поэтому крупные неметаллические
включения увеличивают скорость образования заро-
дышей 116] и снижают температуру начала рекри-
сталлизации стали [4; 5]. В ходе развития рекри-
сталлизации вдали от включений вырастают крупные
ферритные зерна, а в районе включения струк-
тура получается мелкозернистой (рис. 25, б). Мел-
кие частицы включений закрепляют границы суб-
зерен, полученных при возврате, и зерен, и их
движение или невозможно, или требуется некоторое
время для освобождения от включений, что замед-
ляет процесс рекристаллизации и расширяет ее тем-
пературный интервал 14; 51. В стали 08Ю, имеющей
ликвацию примесей и, как следствие, неоднород-
ность распределения частиц цементита и нитридов
алюминия, сохраняются зоны перекристаллизо-
ванного феррита даже после длительного отжига
(рис. 25, в), что приводит к появлению структур-
ной неоднородности стали.
Механизм деформации включений и их влия-
ния на формирование структуры при деформации
и отжиге рассматривался для сталей, имеющих
в интервале температур горячей прокатки и при хо-
лодной прокатке однофазную ферритную или аусте-
нитную матрицу. Для двухфазной матрицы все
полученные закономерности сохраняются, однако
следует учитывать своеобразие развития деформа-
ции, вносимое присутствием в матрице второй
фазы.
Горячая прокатка доэвтектоидной стали в ин-
тервале температур Аг—А3 происходит в условиях,
82
когда в контакте е включениями находятся феррит-
ные и аустенитные зерна матрицы, имеющие раз-
ную кристаллическую структуру, а также неоди-
наковую способность к деформации и динамической
рекристаллизации. Природная неоднородность го-
рячей деформации такой матрицы усугубляется при-
сутствием неметаллических включений.
При горячей прокатке заэвтектоидной стали
в интервале температур Ах— Лст входящий в струк-
туру матрицы вторичный цементит оказывает влия-
ние на скорость упрочнения и динамического раз-
упрочнения аустенита. Частицы цементита, подоб-
но неметаллическим включениям, препятствуют
движению дислокаций в матрице и способствуют
локализации пластической деформации. Цементит
при прокатке дробится и образует строчечные скоп-
ления в стали. Пластичность аустенито-цементит-
ной матрицы ниже, чем однофазной аустенитной,
что затрудняет развитие деформации в участках
вблизи включений и приводит к увеличению напря-
жений, действующих со стороны матрицы на не-
металлические включения.
При холодной прокатке сталей, имеющих фер-
рито-перлитную, перлитную и перлито-цементит-
ную матрицу, упрочнение матрицы происходит в
результате увеличения плотности дислокаций и
формирования ячеистой структуры. Цементит, при-
сутствующий в матрице этих сталей, дробится и об-
разует строчки в направлении прокатки. Осколки
разрушенного цементита, как и неметаллические
включения, препятствуют движению дислокаций
83
в матрице, и здесь образуются дислокационные скоп-
ления и ячеистая структура. Матрица таких сталей
имеет более низкую пластичность, чем однофазная
ферритная матрица, однако механизм взаимодей-
ствия с включениями при деформации у них анало-
гичен.
Влияние неметаллических
включений на развитие
деформации матрицы
Неметаллические включения
как концентраторы напряжений
и деформаций
Концентрация напряжений у вклю-
чений. Физические и химические свойства неметал-
лических включений представляют особый инте-
рес в сочетании со свойствами окружающей вклю-
чения стальной матрицы. В этом смысле наиболее
важными являются модуль упругости, коэффициент
линейного расширения, температура плавления,
твердость, электропроводность и др. (табл. 4) [17;
26; 35; 42]. Различие этих характеристик у включе-
ния и матрицы приводит к возникновению напряже-
ний на границе их раздела, величина которых за-
висит от ряда факторов: когерентности включения
и матрицы, которая определяется степенью соот-
ветствия их кристаллических структур и энергией
поверхности раздела; формы и размера включения;
расстояния между включениями, определяющего
их взаимное влияние; объемной доли и распределе-
ния включений. Совместным действием этих факто-
ров определяется роль включений как концентрато-
ров напряжения.
Теоретически определить напряжения на гра-
нице включение — матрица с учетом всех факто-
85
ров трудно, поэтому прибегают к ряду допущений
и упрощений. Известны работы [17; 32; 64; 83; 90;
96] по определению упругих напряжений, возника-
ющих в результате гидростатического давления
на границе включение — матрица. В работе [171
получена зависимость тангенциальных напряжений
на поверхности матрица — включение от размера
и типа включений и показано, что напряжения
возрастают с увеличением размера включения.
Автор работы [21] получил зависимость коэффи-
циента концентрации напряжений от геометрии
включения, а также от соотношения модулей Юнга
включения и матрицы. Очевидно, что концентра-
ция напряжений возрастает, если Евкл < Емат.
Некоторые авторы определяли термические напря-
жения на границе матрицы с включением по раз-
личию коэффициентов термического расширения
включения (aj и матрицы (а.,) [32; 561. Структур-
ные напряжения у включений пропорциональны
выражению
±Ф[(а2-а1)ДП ' (16)
где Ф — функция, зависящая от модулей упругости
включения и матрицы, формы, размера и распре-
деления включений; АТ — изменение температуры.
Недостатком перечисленных работ является то,
что в них не учитывались все факторы, влияющие
на величину и распределение напряжений в мат-
рице вблизи включений (тип металлической матри-
цы, изменение физико-механических свойств вклю-
чения и матрицы при изменении температуры ит. д.).
86
а
гг
з
и
Физико-механические свойства неметаллических включений
вноээпХц тнэиПиффсоу 1 О СО о о о о © СО ?ЭСЧ | — | | | ГО j | | сч, o’о’о о” о” о" о"
хнк/нп ‘ихэсм -.<du.< HifXtfoyv 1 СЧ OUI O S со __ Г—* СО Г—’ 00 I 'ч. | I j 1- со СО СО ОТ Ю из ‘со 1’5’ 1 1 ’О — -г со Г" СО Т ОС О со * СЧ СЧ
Микротвер- дость, кН/мм’ 3,724 со Ж ь- —.«Ч t; со СО S Т да .30000'' . | Д । S 1S-1 ^ эо' 1 । Д 1 ™ — со£> “ 2г - —• — _< оо
Линейный коэффи- циент теп- лового расшире- ния, Х10’ 1/°С 1 о Ь — ос? 00 О’—1 <о ю СП •—<. 00— ’Т~СО 2 со ос"с?СО Г**ОО 00 °о ~ со *“*
Плотность, кг/м’ о о о о а о “ to Ю LT N Г— и~ Г*- О ""Г СЭ ОО т -г и о ом о о о ллс ст J. Д JI S со loeSci.cNCJoJ, о о с с l*. oi с l- t lc с: ю т т - г. о хс сч ас © ш — 3? со из J2 ч- ео ю со со со 05
Температура плавления, °C о ю со со о сч со ьо еч о -в* 1 !0 -5 — Х> — rS — О О 1-0 о О 1ю — 1 1 i л 1 I 1 1RSSSSg —• о о о —• о о со сч сч сч — — сч СО ио СЧ CS -Г из со со г- из со —' — СЧ — СЧ —•
Включение FeS MnS И _ •» о S°Z2- S -2 22 2 9 2.^Д‘^2
87
Продолжение та
вноээеЛц лнэнПнффео>1 Я5 00 СМ 1 1 1 2- 1 2 1 1 о О о~
ВИН/НК ‘ихэол •AduX qtrXtoyv г- со ао со со со ’Г I о* I со* о* —" со" 1 1 2 1 со со со см со
Микротвер- дость, кН/м № ю °. ГТ, с- ° — СО СО 1 1 2 7 1 1 2 2 ~ ” 00 О_ о' см
Линейный коэффи- циент теп- лового расшире- ния, хЮ« 1/°С ш ТГ со 3 *£ 2 СО QO СО СО гг ? * г^- ОС ОЪ 05 QO
Плотность, кг/м3 О ООО см о го СО о см — — СО о о о СМ СО Ш О £ | £ 2 2 I I I = 2 О СО СО Tf OOOtQCO □0 О 1-0 о о оо о см см eq со со
Температура плавления, СС ООО Ю Ю t-~ О СП ь. О —< Ю Ю О см СМ •—• о О О СО о т£ i | ; СМ СО СМ СО — do । 1 1 со — — —ч —. — oi^e-см LQ СМ О О> см см —
Включение » X , ° д’ о О о Z Z Z z < 00 *_ • О СЛ < н О > • Д О О о • о 9 - о U со со х 0
88
В работе [57] предложена формула для опре-
деления упругих напряжений вблизи сферического
включения:
G = 1 — d» (т я» ^3) ♦ (17)
Ev Е2— модули упругости включения и стали;
vn v2— коэффициенты Пуассона включения и ста-
ли; — радиус включения; 7? — радиус области
матрицы, связанной с включением; d3—коэффи-
циент, равный 0,0005.
С учетом формулы (17) и данных по свойствам
включений и матрицы низкоуглеродистой стали
[17; 26; 35; 42], определялось изменение упругих
микронапряжений в матрице при изменении рас-
стояния от включения в условиях охлаждения
стали 08 после горячей прокатки от температу-
ры 880°С. При этом предполагалось, что при темпе-
ратуре конца прокатки внутренние напряжения от-
сутствуют. Полученные результаты для включений
корунда, марганцевой шпинели и нитрида титана
представлены на рис. 26, а. В контакте с включе-
ниями в матрице развиваются значительные,напря-
жения, если принять, что матрица представляет
собой упругую оболочку вокруг включения. Вели-
чина напряжений определяется степенью различия
89
свойств включения и матрицы. При удалении от
включения напряжения быстро уменьшаются и ста-
новятся сравнительно небольшими на расстоянии
от поверхности раздела, равном радиусу включе-
ния, и влияние включений оказывается локальным.
Рис. 26. Графики изменения напряжений а в упругой (а)
и упругопластичной (б) матрице вблизи включений корун-
да (/), марганцевой шпинели (2) и нитрида титана (3) в
зависимости от отношения /?зоны//?п. в (#3оны — РаДиУс
зоны матрицы, окружающей включение; /?н в — радиус
включения):
/, II — зоны пластических и упругих искажений.
Напряжения в зонах матрицы, прилегающих к вклю-
чению, превышают предел текучести низкоуглеро-
дистой стали, поэтому можно предположить нали-
чие пластической деформации матрицы, способству-
ющей уменьшению напряжений. Вокруг включения
создается пластическая зона, напряжения в кото-
рой не превышают предел текучести матрицы (рис.
90
26, б). Вне этой зоны сохраняются упругие напря-
жения, которые распространяются на расстояние,
превышающее радиус включения в 4—5 раз. Рас-
пределение зон упругих и пластических искажений
показано на рис. 27. Внутри круглой, цилиндриче-
ской и сферической частиц
чения напряжения и де-
формации постоянны и из-
меняются вне ее [29].
Дислокационная струк-
тура матрицы вблизи вклю-
чений. Приведенные рас-
четные данные подтверж-
даются наличием дислока-
ционных скоплений вблизи
выделения или вклю-
Рис. 27. Зоны пластичес-
ких (/), упругих (//) иска-
жении и выделения цемен-
неметаллических включе-
ний в горячекатаной аус-
тенитной стали (рис. 28, а)
и в кремнистой стали (рис.
28, б). При нахождении
включения в упругом поле
та (III) в матрице низко-
углеродистой стали вокруг
включения корунда.
напряжений, обусловлен-
ных скоплением дислокаций, происходит диффу-
зионное движение включения [30]. Дислокации при
этом в результате перераспределения напряжений
могут перемещаться вдоль плоскостей скольжения,
оставаясь в равновесном положении вблизи вклю-
чения. Если при охлаждении стали в зоне пластиче-
ских искажений успевает пройти полигонизация, то
вблизи включений образуется разветвленная сеть
субграниц (рис. 28, в). Скорость охлаждения после
91
горячей прокатки может быть достаточной, чтобы
в местах с повышенной плотностью дислокаций
прошла рекристаллизация. Вблизи включений об-
разуются зоны рекристаллизованной матрицы, окру-
женные областями, где рекристаллизация не успе-
Рис. 28. Микроструктуры аустенитной матрицы нержавею-
щей стали (а, х 40 000) и ферритной матрицы трансфор-
маторной стали (б — г, X 600) у неметаллических включе-
ний.
92
ла пройти и напряжения сохраняются до комнат-
ной температуры (рис. 28, г). Металлическая мат-
рица стали, охлажденной на воздухе после горя-
чей прокатки, обладает значительной неоднородно-
стью дислокационной структуры и распределения
напряжений, вызванной присутствием неметалли-
ческих включений.
Источники дислокаций у неметаллических вклю-
чений. Многие авторы наблюдали зарождение пла-
стической деформации у включений [43; 92], опре-
делили концентрацию деформации у графита и не-
металлических включений. Значение коэффициен-
тов концентрации деформации в матрице у различ-
ных включений [22; 44—46]:
Сульфид железа.............•.................1,29—1,40
Силикат......................................1,41—1,57
Корунд..................................... 1,58—1,70
Глобулярный силикат...........................1,8—1,9
Силикат кальция...............................1,5—1,6
Окслсульфид церия...............................1,3
Железомарганцевый сульфид.....................1,1—1,2
Гряфит:
плгетн^чзтын..................................3,5—4,6
шаровидный................................2,3—2,8
У глобулярных включений концентрация де-
формации ниже, чем у пластинчатых, и определя-
ется размером включения. Кроме того, деформацион-
ная зона зависит от протяженности упругого поля
напряжений и их величины у включений [44]. Не-
обходимо, чтобы линейная протяженность упругого
поля превышала размеры источника Франка—Рида.
Только при выполнении этого условия последний
93
способен генерировать дислокационные петли, в про-
тивном случае источник будет деформироваться
упруго [86; 93].
Авторы работы [97] объясняют возникновение
дислокационных сеток различием упругих свойств
включения и матрицы, что приводит при охлажде-
нии материала к возникновению напряжений на
границе раздела. Если эти напряжения превышают
предел упругости матрицы и действуют необходи-
мые системы скольжения, в матрице генерируются
призматические дислокации вблизи поверхности
раздела с включением, которые скользят от вклю-
чения. Возникающие локальные напряжения сдви-
га зависят от размера включения. Легче дислока-
ции возникают у некогерентных частиц, так как
в этом случае достаточно наличия дислокационного
сегмента, а не полной петли, как в случае когерент-
ных включений. Второе объяснение размножения
дислокаций от включений изложено в работах [44;
82]. Быстрое охлаждение фиксирует избыточную
концентрацию вакансий. Неметаллическое вклю-
чение может рассматриваться как пора в упруго
сжатой стальной матрице. Согласно Я. Е. Гегу-
зину [14], в этом случае возникает диффузионный
поток вакансий, обусловленный лапласовским дав-
лением и направленный в сторону включения. Но-
вое равновесие достигается путем стока вакансий
на поверхность раздела или испусканием дислока-
ций этой поверхностью. Наиболее вероятный ме-
ханизм — захлопывание вакапснонных полостей,
коалесценция вакансий и взаимодействие с дисло-
94
кациями, которые путем переползания образуют
геликоидальные дислокации. В зависимости от типа
первоначальной дислокации изменяется конфигу-
рация дислокационных источников (рис. 29) [66].
Недостатком работ [44; 66; 97] является то, что
в них не учитывается релаксация напряжений,
протекающая при температурах выше температуры
рекристаллизации материала
и приводящая к измене-
нию величины критических
напряжений, условий сколь-
жения дислокаций, концент-
рации дислокаций и вакансий.
В работе [65] предложена
модель зарождения дислока-
ций на границе включение —
матрица при высоких темпе-
ратурах. Вследствие различия
физико-механических свойств
включения и матрицы на гра-
Рис. 29. Схемы дисло-
кационных источников
Бардина — Херринга в
случае краевой началь-
ной дислокации (а) и
дислокации смешанного
типа (б) [66].
нице раздела возникают напряжения, но при вы-
соких температурах (выше 0,67^) происходит ре-
лаксация напряжений вследствие диффузионной
аккомодации. При достижении на границе крити-
ческого значения сдвиговых напряжений начина-
ется генерирование дислокаций. Деформация в мик-
рообластях матрицы вблизи включения является
стационарным процессом при условиях, что ско-
рость аннигиляции дислокаций не меньше скорости
их генерирования и массоперенос вокруг включения
обеспечивает сохранение сцепления на границе
95
Рис. 30. Источник дисло-
каций Франка — Рида у
неметаллического включе-
ния; X 21 000.
раздела. Массоперенос при этом связан как с чисто
диффузионными процессами, так и с восходящим
перемещением дислокаций отображения.
Механизм генерирования дислокаций у включе-
ний предложен П. Хиршем 172] для случая сущест-
вования начальной криволинейной дислокации
у включения. Краевые
компоненты дислокации,
имеющие меньшую по-
движность, чем винтовые,
закрепляют края винто-
вых компонент. В резуль-
тате участок винтовой дис-
локации имеет ограничен-
ную подвижность и дей-
ствует как источник
Франка—Рида (рис. 30).
Взаимодействие дисло-
каций с включениями при
деформации. Сталь подвер-
гают пластической дефор-
мации в различных температурно-скоростных усло-
виях, поэтому взаимодействие движущихся дисло-
каций с включениями разного типа и размера
может происходить по нескольким механизмам.
При деформации возможно перерезание частиц
движущимися дислокациями. Этот механизм отно-
сится к когерентным выделениям. При прохожде-
нии одной дислокации в частице образуется сту-
пенька, равная вектору Бюргерса дислокации
матрицы (рис. 31, а). Таким образом, внутри
96
частицы возникает поверхность раздела и уве-
личивается поверхность раздела между частицей
и матрицей, что и является одной из причин упроч-
нения двухфазных сплавов. Сопротивление части-
Рис. 31. Схемы взаимодействия дислокаций с неметал-
лическими включениями при деформации [36; 47].
цы срезу тх можно оценить количественно [741
с помощью уравнения
тх = 2y/b — Ei/bD, (19)
где у — энергия границы; b — вектор Бюргерса
дислокации матрицы; Е/— энергия дислокацион-
ной линии; D — диаметр препятствия.
При переходе дислокации из кристаллической
решетки матрицы в кристаллическую решетку вклю-
чения осуществляется преобразование скользя-
щей дислокации:
% 4 0-151
97
= ь, + (b0 — fa),
(20)
где b0, bx— исходный и конечный векторы Бюргер-
са дислокации; (Ьо— fa) — искажение границы раз-
дела после пересечения ее дислокацией.
Переход дислокации в решетку включения в об-
щем случае сопровождается сменой плоскости сколь-
жения и вектора Бюргерса. Последовательный
переход дислокаций через границу раздела матри-
ца — включение по одной и той же плоскости сколь-
жения приводит к росту искажения на границе
и образованию ступеньки. Для когерентной сту-
пеньки это не сопровождается ростом сопротивле-
ния скольжению; в случае же некогерентной сту-
пеньки каждая последующая дислокация повы-
шает искажение, что приводит к росту сопротив-
ления скольжению, пока оно не прекратится в
данной плоскости. Все сказанное справедливо для
полных краевых дислокаций.
Анализ возможных переходов дислокаций
из ГЦК решетки матрицы в ОЦК решетку включе-
ния показал, что массовое скольжение может осу-
ществляться только полными дислокациями с век-
тором Бюргерса, параллельным плоскости грани-
цы, т. е. винтовыми дислокациями [271. Для всех
остальных дислокаций массовое скольжение не-
возможно из-за образования на границе сидячей
дислокации на активной плоскости скольжения.
Обратный выход дислокаций из ОЦК решетки вклю-
чения в ГЦК решетку матрицы по одной и той же
активной плоскости скольжения невозможен вслед-
98
ствие образования на ней сидячих дислокаций, ко-
торые запирают ее. Все возможные дислокации
в ГЦК или ОЦК решетке матрицы могут перехо-
дить в ГП решетку включения. При этом они
расщепляются на скользящую и сидячую дисло-
кации.
В реальных сталях и сплавах редко встречается
полное кристаллографическое соответствие соеди-
няющихся кристаллических решеток матрицы и
включения. Переход дислокаций через границу раз-
дела всегда сопровождается образованием на по-
граничной ступеньке эпитаксиального искажения
[27], которое по мере роста оказывает все большее
сопротивление скольжению и в конце концов оста-
навливает его. Поэтому в сталях массовое сколь-
жение дислокаций по одной кристаллографической
плоскости через границу раздела фаз не представ-
ляется возможным.
При встрече с группой включений — препят-
ствий в плоскости скольжения дислокация должна
выгнуться на угол ср (рис. 31, 6), который служит
мерой прочности препятствия. Слабые препятствия
дислокация преодолевает при очень малом про-
гибе (ср = л) по так называемому механизму Фри-
деля, Прочные препятствия дислокация может пре-
одолеть практически только при ср = 0 по меха-
низму Орована. Орован предположил, что если
напряжение достаточно большое, чтобы выгнуть
дислокацию в полуокружность между частицами
(рис. 31, в), то дислокации будут обходить части-
цы, оставляя позади подвижные петли. Напряже-
Ч2 4*
99
ние, необходимое для перехода дислокации через
препятствие 136],
Tc = 0,154^1n(,-)cos^, (21)
где X — среднее расстояние между частицами; ц —
коэффициент Пуассона; R — расстояние до парал-
лельной дислокации противоположного знака; г0—
радиус ядра дислокации.
В зависимости от соотношения между модулями
сдвига стальной матрицы и частицы возникает раз-
личное натяжение дислокационной петли под дейст-
вием напряжения, соответствующего состоянию
критического выгиба петли между соседними части-
цам!. Когда частица оченьтвердая, возникает эффект
нелинейного упругого взаимодействия вследствие
экранирования полей напряжения ветвей дислокаци-
онной петли, огибающих частицу [73]. Эффективный
размер частицы процесса Орована
D' = £>[14- А «?ч -GM)/(G4 4- 1)], (22)
где D — истинный размер частицы; 6Ч, GM — мо-
дули сдвига частицы и матрицы; А — коэффициент,
равный 5 — 6 [73], когда выражение (22) характе-
ризует единичный вклад от действия сил изобра-
жения или от проявления эффекта экранировки.
В процессе горячей деформации стали петли
Орована рассасываются путем трубочной диффу-
зии вдоль дислокаций [84].
Предел текучести стали
100
(23)
где ам— предел текучести стальной матрицы.
Авторы работы [511 предложили при определе-
нии предела текучести сплава учитывать свой-
ства частицы:
где с — постоянная, характеризующая тип кри-
сталлической решетки включения. Накопление оста-
точных петель, окружающих частицы включений,
создает обратные напряжения, которые препятст-
вуют движению дислокации, и это сказывается
на величине предела текучести:
стт = (25)
где N — количество дислокационных петель во-
круг частицы; г — радиус частицы; / — объемная
доля включений; k — коэффициент, равный V2Z?
(7? — расстояние от центра частицы до участка
матрицы, где действуют дополнительные напряже-
ния от остаточных петель, окружающих частицу).
Дислокации могут обходить частицы включений
в результате поперечного скольжения, оставляя
вокруг частицы одну призматическую петлю в слу-
чае краевой дислокации (рис. 31, г) или две призма-
тические петли в случае винтовой дислокации [47].
Возможно сочетание поперечного скольжения и ме-
ханизма Орована (рис. 31, д). Морфология сколь-
101
жения дислокаций определяется строением грани-
цы раздела и размером частиц 194]. Существует
критический размер включений: в случае, если
размер включения меньше критического, дислока-
ции перерезают включение; если размер включения
больше критического, дислокации огибают вклю-
чение.
Выделение частиц избыточных фаз. На свой-
ства стали оказывают влияние не только включе-
ния, которые образуются при затвердевании стали,
ио и выделяющиеся из твердого раствора частицы
избыточной фазы. Выделение избыточных фаз (окис-
лов, нитридов, карбидов) происходит во время го-
рячей пластической деформации, при охлаждении
стали после горячей деформации, и также в про-
цессе отжига.
Во время выделения частицы избыточной фазы
в матрице возникает локальное напряжение Т/,
которое можно рассчитать на основании теории
упругости [21J:
т{ = 2GEc, (26)
где £ — величина, зависящая от соотношения атом-
ных радиусов растворенного элемента и раствори-
теля; с—концентрация растворенного элемента;
G — модуль сдвига матрицы. Упругая энергия воз-
никает от деформации сдвига в выделяющейся час-
тице и в матрице у границы раздела. Выделившая-
ся частица испытывает действие только нормаль-
ных напряжений, растягивающих или сжимающих,
в решетке же матрицы вблизи частицы развиваются
102
значительные касательные напряжения, пол дей-
ствием которых по определенным благоприятно
ориентированным кристаллографическим плоско-
стям возможны сдвиги. Направление роста заро-
дыша будет определяться ориентацией вновь воз-
никших дислокаций.
Рис. 32. Выделение карбидов на дислокациях и дефектах
упаковки; X 40 000.
Несовершенства в стальной матрице служат мес-
тами предпочтительного зарождения избыточной
фазы вследствие того, что необходимое для этого
пересыщение может быть меньше, чем требуемое
в идеальной гомогенной среде. Если энергия
такого несовершенства может быть понижена
путем образования зародыша избыточной фазы, она
должна быть исключена из поверхностной энергии
в уравнении, определяющем условия зарождения
новой фазы. Выделение избыточной фазы в сталях
ЮЗ
происходит преимущественно на вакансионных клас-
терах, дислокациях (рис. 32, а), дефектах упаков-
ки (рис. 32, б) и границах зерен. Влияние дисло-
каций и границ зерен проявляется через взаимо-
действие растворенных атомов примесей с полем
напряжения дефектов кристаллического строения
матрицы. Дислокации способствуют зарождению
новой фазы, испуская или поглощая вакансии, не-
обходимые для уменьшения объемных искажений.
Образование комплексов вакансия — растворен-
ный атом создает условия для быстрой миграции
и образования кластеров. Пластическая деформа-
ция увеличивает число избыточных вакансий и
дислокаций, а также вероятность встречи дислока-
ций с атомами примесей [85], что ускоряет выделе-
ние избыточной фазы. Избыточная фаза в деформи-
рованной стали располагается вдоль плоскостей
скольжения и на субграницах.
Данные работы [411 показывают, что в сталь-
ной матрице вблизи неметаллических включений
повышена концентрация атомов примесей. Присут-
ствие в зоне локальных напряжений повышенного
количества атомов примесей облегчает зарождение
избыточной фазы в области матрицы, прилегающей
к включению.
Исследования показали, что в горячекатаной
стали 08Ю вблизи недеформируемых включений
корунда и шпинели существуют зоны выделения
цементита. Цементптные частицы дисперсны, име-
ют шаровидную или овальную форму. Часто зона
имеет цементитную окантовку, которая представ-
ляет собой цементитные выделения вдоль границ
зерен или субзерен. Если включения расположены
недалеко друг от друга, возможно наложение зон
выделения цементита и образование скопления
цементитных включений. Размер этого скопления
зависит от радиуса включения и в среднем превыша-
ет его в 1,5—2,5 раза (см. рис. 27).
В горячекатаной стали 08Т возле недеформиру-
емых однофазных включений нитридов, карбонит-
ридов и окислов титана, возле двухфазных включе-
ний, а также вокруг обломков включений, которые
в начале прокатки были пластичными, а при пони-
жении температуры прокатки разрушились, на-
блюдались скопления цементитных выделений.
Распределение цементитных частиц вблизи пластич-
ных сульфидных включений позволило предполо-
жить, что их выделение произошло в зоне концен-
трации дефектов, оставшейся вокруг включения
после того, как близлежащие слои матрицы во вре-
мя охлаждения после прокатки к моменту выделе-
ния цементита претерпели рекристаллизацию. Та-
ким образом, неметаллические включения могут
способствовать неоднородному распределению в мат-
рице частиц избыточной фазы.
Выделяющаяся фаза существенно упрочняет
сталь, причем влияние на прочностные характери-
стики может быть прямым и косвенным. Прямое
влияние связано с препятствием частиц выделений
движению дислокация при деформации, косвен-
ное — с торможением частицами миграции гра-
ниц зерен при охлаждении стали от температуры
104
5 0-151
105
конца горячей деформации и при рекристаллиза-
ционном отжиге.
Взаимодействие границ зерен с включениями.
Если неметаллическое включение находится вбли-
зи границы зерен матрицы, то поля напряжений
границы и включения взаимодействуют, что вы-
зывает искажение поля напряжений около вклю-
чения и появление градиента напряжений вокруг
него. Кроме того, существует градиент равновес-
ной концентрации вакансий в матрице вблизи гра-
ницы зерен и у межфазной границы матрицы с вклю-
чением. По данным работы [14], это должно вы-
зывать появление диффузионного потока вакансий,
направленных от включения к границе зерен или
наоборот, в зависимости от кривизны границ. Сле-
довательно, возможно диффузионное движение
включения к границе зерен или от нее. Если вклю-
чение соприкасается с границей зерен, между ним
и границей возникает взаимодействие, вызванное
силами межзеренного поверхностного натяжения,
что приводит к закреплению включения границей.
Граница при этом изменяет свою кривизну. Выход
включений на границы или выделение частиц на
границах существенно изменяет свойства границ
зерен стальной матрицы, оказывает влияние на спо-
собность границ к миграции при высоких темпера-
турах и в конечном итоге определяет размер зерен
в стали.
Поскольку мигрирующая граница зерен взаимо-
действует с атомами примесей и неметаллическими
включениями, то при встрече границы с включени-
106
ем возникает сила торможения ее движения, вы-
зываемая включением [25] (рис. 33),
F = jtrXsin 29,
(27)
где X — удельная поверхностная энергия границы;
г — радиус включения.
В работах [14; 15] рассматривалось несколько
вариантов прохождения границ зерен через вклю-
чения. Если удельная энер-
гия границы зерен внутри
когерентного включения (у^
ниже энергии границы вне
включения (у2), граница пе-
ресекает включение (рис.
34, а) и локальное равнове-
сие поверхностного натяже-
ния на границе определяет
угол а:
Рис. 33. Схема тормо-
жения мигрирующей
границы неметалличес-
ким включением.
Yf
cos а == v cos Ф-
‘2
(28)
В случае некогерентного включения, что харак-
терно для стали, или когда энергия границы внутри
включения выше, чем вне его, граница стремится
обойти включение (рис. 34, б). Локальное равно-
весие при этом определяется условиями
cos а = (у3 — уО/уа, при cos а < 1;
cos а = 1, при (уз — yj/ъ > 1. (29)
Неметаллические включения могут не только
тормозить нормальное перемещение границы, но
5*
107
и препятствовать проскальзыванию вдоль границы
при высоких температурах.
Движущаяся граница зерен может увлекать
включения за собой; скорость миграции границы
при этом уменьшается. Подвижность твердых ча-
стиц связана со структурой поверхности раздела
Рис. 34. Схемы пересечения (а) и обхода (б)
неметаллического включения границей зерен
[15].
включение — матрица: некогерентные включения
подвижнее, чем сильно связанные с матрицей коге-
рентные включения. Захват включений движущей-
ся границей приводит к тому, что внутри зерна
образуется зона, свободная от включений, а на его
границе возникает скопление включений. Такое
взаимодействие включений с границами зерен вы-
зывает перераспределение включений в стали. Вза-
имодействие мигрирующей границы с частицами
приводит к растворению небольших частиц у гра-
ницы и выделению новых частиц в решетке позади
границы [14].
108
Взаимодействие границ зерен с включениями
оказывает большое влияние на формированиеструк-
туры стали в процессе горячей и холодной деформа-
ции и рекристаллизационного отжига. Механизм
взаимодействия границ зерен с включениями за-
висит от температуры деформации или отжига
стали, скорости и способа деформации, размера
включений, структуры границы раздела включе-
ние — матрица, энергии границы.
Развитие деформации матрицы
вблизи неметаллических включений
различного состава
Пластические и прочностные свойства
стали при нагружении зависят от сложного взаимо-
действия отдельных зерен и структурных составля-
ющих, которое в свою очередь зависит от способно-
сти к деформации и упрочнению зерен и субзерен.
Поэтому считают, что поликристаллические метал-
лы и сплавы обладают статистическим распределе-
нием прочности и что их пластические и прочност-
ные свойства являются интегральными по отноше-
нию к свойствам структурных составляющих.
Одной из важнейших закономерностей дефор-
мации металлов и сплавов является ее неоднород-
ный характер. Развитие деформации отдельных зе-
рен поликристаллического агрегата происходит
в зависимости от кристаллографической ориенти-
ровки их по отношению к внешней нагрузке. Сдви-
говые процессы, определяемые движением дислока-
ций в плоскостях скольжения, сосредоточены
109
в отдельных плоскостях сдвига, в которых располо-
жены наиболее активные источники дислокаций,
в то время как в участках зерна, расположенных
между полосами скольжения, деформация может
не развиваться [39]. Локальные градиенты напряже-
ний могут создаваться около дефектов кристалличе-
ской решетки — дислокаций и дислокационных пе-
тель. При повышении температуры неоднородность
деформации увеличивается в связи с развитием
межзеренного проскальзывания. Кроме того, при
высоких температурах возникают диффузионные
потоки вакансий между границами зерен. При уста-
новлении стационарного течения вакансий проис-
ходит перераспределение напряжений, усугубляю-
щее степень неоднородности деформации внутри
отдельных зерен.
Закономерности распределения микронеоднород-
ной деформации в углеродистых сталях, подвергав-
шихся растяжению в широком интервале темпера-
тур и скоростей деформации, изучались в работах
многих отечественных и зарубежных исследовате-
лей, нов литературе отсутствуют данные о влиянии
полей напряжений вблизи неметаллических включе-
ний на распределение микродеформаций и развитие
микроразрушений в стальной матрице.
Образцы стали 08Ю подвергались растяжению
в вакууме при температурах 25; 200; 400; 600;
700; 900 и 1100°С на установке ИМАШ-5С-65. На по-
верхности образца на приборе ПМТ-3 при нагруз-
ке 0,5 г наносился ряд реперных точек с базой
10 мкм, а вблизи включения — с базой 5 мкм
ио
(рис. 35). В результате исследования были построй
ны диаграммы распределения деформаций, когда
каждому изучаемому интервалу вдоль реперной
линии приписывается постоянный номер с начала
испытания и оценивается величина деформации
всех микроинтервалов на каждой ступени деформи-
Рис. 35. Схема расположения реперных точек (обо-
значены крестиками) для определения микродефор-
мацин в матрице вблизи включения.
рования. Неоднородность деформации оценивалась
коэффициентом концентрации деформации в от-
дельных микрообластях
X. = еуё, (30)
п
где е; — деформация t-го микроучастка; ё — £et/n
i
— средняя микроскопическая деформация; п—
число микроучастков. Интенсивность деформации
каждого микроинтервала определялась путем под-
счета параметра относительной локальной неодно-
родности [19]
111
fli = (6/ — 8)/S = eA — 1 = Ke — I- (31 )
Параметр стабильности микродеформации [19] под-
считывался по формуле
s = (32)
где Vnt- — число всех микроинтервалов; —чис-
ло микроинтервалов, на которых меняется знак
относительной деформации.
Уровень разброса значений микродеформаций
характеризуется коэффициентом вариации
К = Сск/ё, (33)
где €гСк— среднее квадратическое отклонение.
В интервале температур 25—600°С в матрице
вдали от включений заметно неоднородное развитие
деформации (рис. 36, а, б). Наблюдаются участки
с относительной деформацией больше и меньше
усредненной деформации. Заметна достаточно
устойчивая повторяемость участков повышенной и
пониженной деформации, что свидетельствует о за-
креплении очагов локальной микронеоднородной
деформации в процессе деформирования. При тем-
пературах 25—400°С коэффициент К = 0,42...0,44.
При температурах 600 и 700°С наблюдается возрас-
тание положительных отклонений от усредненной
деформации по некоторым микроинтервалам (рис.
36, б), о чем свидетельствует увеличение значения
коэффициента вариации до 0,82. Некоторая интен-
сификация микродеформации в отдельных микро-
участках происходит в результате разупрочнения
112
Рис. 35. Кри-
вые распре-
деления мик-
ронеоднород-
ной деформа-
ции г] в мат-
рице стали
08Ю по дли-
не I репер-
ной линии при
температурах
25 (а), 600(6),
900° С (в) и
средней де-
формации
4 (-).
8 (------),
12%(-----).
границ зерен феррита. В интервале температур
25—700-°-^ Действует стабильное микронеоднород-
ноё деформирование стали.
Устойчивость процесса микронеоднородного де-
формирования оценивалась путем подсчета парамет-
ра деформационной стабильности (табл. 5), который
Таблица 5
Изменение параметра деформационной стабильности при по-
вышении температуры
Г,°C 25 200 400 600 700 900 1100
S 0;99 0,97 0,95 0,94 0,93 0,50 0,46
характеризует относительное число микроучастков
структуры, на которых изменился уровень (знак)
микропластической деформации 119]. В интервале
температур 25—700 0° параметр стабильности мик-
ронеоднородной деформации стальной матрицы со-
храняется примерно одинаковым, что свидетель-
ствует об устойчивости механизма деформирования.
При повышении температуры испытаний до 900
и 1100° С характер распределения микронеоднород-
иой деформации изменяется, о чем свидетельствует
нарушение характера распределения деформации
по микрообластям. Наблюдается резкое возраста-
ние количества микроучастков, на которых из-
меняется знак локальной деформации е<, т. е. резко
изменяется интенсивность накопления деформа-
ции (рис. 36, в) в результате того, что приданных
114
температурных условиях деформации решающую
роль начинают играть процессы рекристаллизации,
в частности миграция границ зерен. Происходит
непрерывная перестройка структуры. В отличие
от деформирования в интервале температур ниже
700'С при температурах 900 и 1100°С происходит
нестабильное микронеоднородное деформирование.
Значение параметра стабильности (табл. 5) при этих
температурах свидетельствует о том, что*примерно
на половине микроучастков изменяется знак накоп-
ленной деформации. Возникновение мигрирующей
границы наблюдается в местах повышенной микро-
неоднородной деформации во время растяжения
при температуре 900°С. При температуре 1100°С,
когда общая деформация достигает 4%, начинает-
ся бурный рост зерен, поскольку такая деформация
является критической [16]. Кроме того, при темпе-
ратурах 1000—1100°С растворяются включения ни-
трида алюминия [48] и границы становятся более
свободными для миграции. При последующем де-
формировании при температуре 1100° С, как и при
температуре 900° С, миграция границ начинается
в местах повышенной деформации. Следовательно,
микронеоднородная деформация инициирует мигра-
цию границ, а значит, и развитие рекристаллиза-
ционных процессов. Появление мигрирующей гра-
ницы приводит к перераспределению микродефор-
маций. Непрерывное наложение перемещающихся
очагов повышенной и пониженной микродеформа-
ции приводит к более равномерному распределению
микродеформаций с повышением степени деформа-
115
ции образца. При температуре 900°С неоднород-
ность деформации менее выражена, чем при более
высокой температуре и коэффициент вариации со-
ставляет 0,55—0,61 .Несмотря на развитие мигра-
ции границ при температуре 900° С структура оста-
ется мелкозернистой. При температуре 1100°Сзер-
на вырастают в несколько раз, увеличивается про-
тяженность приграничных участков и возрастает
уровень неоднородности микродеформаций, что вы-
ражается в увеличении коэффициента вариации
до 0,84—0,88. Кроме того, неоднородность рас-
пределения микродеформаций связана с непрерыв-
ным изменением структуры стали в результате раз-
вития рекристаллизационных процессов.
Неоднородное распределение микродеформаций
в стальной матрице является закономерным явле-
нием и предопределяется различной ориентацией
зерен.
С развитием деформации при всех температурах
возможно зарождение трещин, чему предшествует
значительная пластическая деформация. В большин-
стве случаев разрушение начинается в наиболее
пластичных участках, поэтому можно считать, что
причиной начала разрушения является исчерпа-
ние запаса пластичности стали. Неоднородность
распределения микродеформаций вблизи трещины
зависит от температуры и подобна неоднородности
микродеформаций вдали от трещины. Уровень мик-
родеформаций вблизи русла трещины увеличива-
ется с повышением температуры испытания, что
связано с увеличением пластичности стали.
116
Таблица 6
Значение коэффициента концентрации деформации при раз-
личных температурах
/,°с 25 200 400 600 700 930
3,5 3,5 3,7 4,0 3,7 3,8
Коэффициент концентрации деформации /G в
матрице вблизи трещины в интервале температур
25—900°С мало изменяется (табл. 6). Объясняется
это тем, что с повышением температуры растет,
не только величина деформации в области, прилега-
ющей к трещине (е,-)» но 11 се средний уровень (ё),
прн котором образуются трещины. Вязкое раз-
рушение стали сопровождается развитием неодно-
родного поля микропластических деформаций, ко-
торые предшествуют и сопутствуют трещине на пу-
ти ее развития.
Разрушение стали часто зарождается в местах,
где присутствуют включения. Различие в механиз-
мах микродеформации однофазного и двухфазного
сплавов определяется их структурным различием.
В сплаве, содержащем включения, соседствуют кри-
сталлы с резко различными прочностными и пла-
стическими свойствами, намного более различными,
чем у зерен однофазного сплава.
В окрестностях включения в матрице сущест-
вуют сдвиговые напряжения, достаточные для ра-
боты дислокационных источников [33];
117
хл=- 4(1+а- Л"+4 ₽-» ?)sin 20 (34)
где
2(1 -X).
х — G/Gt ’
9___________и - ,
(G/Gx — 1) —(1 — xG/Gj ’
(35)
г и О — полярные координаты точки в районе вклю-
чения; G и Gt— модули сдвига матрицы и вклю-
чения.
В упругой области деформации основное влия-
ние включений заключается в локализации зна-
Рнс. 37. Схемы распределения нормальных на-
пряжений в пластичной матрице вокруг твердого
сферического неметаллического включения внут-
ри образца (а) и на поверхности шлифа (б) [89].
чительных напряжений в матрице и в изменении
схемы напряженного состояния. При одноосном
растяжении вдоль оси в областях матрицы вбли-
118
зи включений возникает трехосное напряженное со-
стояние (рис. 37) [69]. Дальнейшее нагружение
приводит к развитию пластической деформации
прежде всего в местах
повышенной концентра-
ции напряжений. Возле
недеформируемых в ин-
тервале температур 25—
1100° С включений ко-
рунда и марганцевой
шпинели в локальных
зонах матрицы дефор-
мация повышена по
сравнению со средней
деформацией ё, но от-
клонение деформации
вблизи включения от ее
среднего значения не
отличается от значений
микродеформаций вдали
от включения в облас-
тях повышенной дефор-
мации матрицы (рис. 38).
Если включения распо-
ложены недалеко друг
от друга, то зоны по-
вышенных деформаций
сливаются и перекры-
ваются, в результате
образуются довольно
протяженные области
Рис. 38. Кривые распределе-
ния микродефэрмаций »| в
матрице стали 08Ю по длине
I реперной линии 2 (см. рис.
35) вблизи включения корун-
да размером 20 мкм после
деформирования при темпера-
туре 25° С на 12 (о), 8 (б)
и 4% (в).
119
повышенной деформации. Деформационное поле
вблизи включения корунда, полученное после пер-
вой ступени нагружения, можно разделить на две
зоны: зону предшествующей деформации еп и зону
сопутствующей развитию микроразрушений плас-
тической деформации ес (рис. 38). В обеих зонах
Рис. 39. Графики зависимостей размера зоны повышен-
ной пластической деформации d3 п д в матрице вбли-
зи включения корунда размером 20 мкм от степени (а)
и температуры t (б) деформации образца.
микропластические деформации распределяются
неравномерно и при каждой температуре испыта-
ния отражают характер распределения микроде-
формаций в матрице вдали от включений. Протя-
женность связанной с включением зоны пластиче-
ской деформации зависит от размера включения,
степени деформации и температуры (рис. 39).
Существует критический размер включений,
равный для корунда и марганцевой шпинели 6 мкм-.
Более мелкие включения не опасны, так как не вы-
120
зывают повышенной пластической деформации и
не могут привести к образованию трещин. Зона
повышенной деформации примерно в 1,5—2 раза
меньше всей связанной с включением зоны дефор-
мации и также зависит от размера включения, сте-
пени деформации и температуры.
При повышении температуры увеличиваются де-
формация в микрообластях матрицы, прилегаю-
щих к включению, и коэффициент концентрации
деформации К, (рис. 40), что связано с увеличением
пластичности матрицы. На первой ступени деформи-
рования, когда еще не образуются микротрещины,
коэффициент концентрации деформации не зави-
сит от размера включения. Размер включения опре-
деляет уровень напряжений, необходимый для об-
разования очагов пластической деформации, и про-
тяженность зоны повышенной деформации. По дан-
ным работы [95], при одноосном растягивающем
напряжении пластическая деформация, необходи-
мая для образования полости, обратно пропорцио-
нальна корню квадратному из величины включе-
ния. Этим и объясняется появление первых линий
скольжения и трещин (полостей) у крупных вклю-
чений. Коэффициент концентрации деформации
вблизи включений при всех температурах увеличи-
вается с увеличением степени деформации. Это свя-
зано, по-видимому, с изменением модуля упругости
матрицы в процессе деформирования вследствие об-
разования вакансий и их влияния на движение ди-
слокаций. Кроме того, в процессе деформирования
перераспределяются термические и деформацион-
121
ные напряжения, а также изменяются силы сцеп-
ления на границе раздела матрицы с включе-
нием.
В результате интенсивной пластической дефор-
мации матрицы вблизи включений образуются скоп-
Рис. 40. Кривые измене-
ния степени деформации
егаах (а) и коэффициента
концентрации деформации
К, (б) в матрице вблизи
включения корунда при
повышении температуры t.
Рис. 41. Кривые распределе-
ния микродеформаций в мат-
рице у включения корунда
вдоль реперной линии 1 пос-
ле деформирования при тем-
пературе 25° С на 12 (а), 8
(б) и 4% (в),
122
лення дислокаций, и чем их больше, тем выше на-
пряжение на ведущей дислокации. Дислокации
блокируются поверхностью раздела включение —
матрица или пересекающимися плоскостями сколь-
жения вблизи поверхности раздела. Ведущие дисло-
кации под действием дислокационного скопления
могут выйти на границу раздела фаз, в результате
чего происходит отделение включения от матрицы
и образуется трещина (полость). При этом накоп-
ленная энергия деформации переходит в поверх-
ностную энергию. При понижении температуры
трещины (полости) вблизи включений образуются
при более низких средних степенях деформации.
В процессе нагружения полости растут и увеличи-
ваются микродеформации ес> сопутствующие их
развитию (см. рис. 38). Последнее связано с тем,
что дислокации не задерживаются поверхностью
раздела включение — матрица, а входят в полость
и увеличивают ее размер, а в области матрицы,
прилегающей к полости, свободно развивается пла-
стическая деформация. При повышении темпера-
туры полости растут медленнее в связи с тем, что
они окружены полем напряжений, в котором энер-
гия деформации уменьшается в результате пласти-
ческой и термической релаксации, хотя пластич-
ность матрицы увеличивается, на что указывает
уровень микродеформаций в областях, прилегаю-
щих к полости (рис. 40).
При сравнении полей деформации, распределен-
ных вдоль реперных линий / и 2 (см. рис. 35) вблизи
одного и того же включения, видно, что деформации
123
вокруг включения распределены неравномерно по
отношению к направлению внешних усилий (рис. 38
и 41). Микродеформации в областях, прилегающих
к включению вдоль реперной линии /, на первой
ступени деформирования, когда не образуются тре-
щины, ниже, чем в областях вдоль реперной ли-
fl б
Рис. 42. Схема распределения микродефэрмаций во-
круг неметаллического включения (а) и полости (б)
при растяжении.
нии 2. Таким образом, вдоль всей поверхности раз-
дела с включением в матрице развивается интенсив-
ная пластическая деформация, но максимальная
деформация приходится на область вблизи точки
0°, а минимальная — на область вблизи точки 90
по отношению к внешней нагрузке (рис. 42, 43, а,
табл. 7). Когда на второй ступени деформирования
происходит отделение включения от матрицы вдоль
боковой поверхности раздела фаз вблизи точки 0°
и образуется трещина (полость), в микрообластях
на реперной линии /, лежащих перед развиваю-
124
Таблица 7
Изменение коэффициента концентрации деформации магриб-
цы
/С£ При е , */,, в точках вблизи включений (рис. 43)
/,°с 4 8 12
А Б В А Б в А в в
25 1,9 1,8 1,6 2,2 2,3 1,7 2,5 2,6 2,6
690 2,1 1,9 1,7 2,5 2,6 2,1 2,9 2,9 2,6
900 2,3 2,0 1,8 2,6 2,6 2,0 з.о 3,1 3,1
1100 2,5 2,2 2,1 2,8 2,5 2,4 — — —
щейся трещиной (рис. 43, б, область у точки Б),
повышается уровень мнкродеформаций и значение
коэффициента концентрации деформации достигает
его значения в областях, расположенных вдоль
реперной линии 2 (табл. 7). На третьей ступени
деформирования, если трещины образуются по обе
стороны от включения, в областях матрицы, нахо-
дящихся перед растущей трещиной (рис. 43, в,
область у точки Б) уровень деформаций и коэффи-
циент концентрации деформации повышаются до
уровня этих показателей на линии 2 (табл. 7),
а в областях вдоль линии /, лежащих перед вклю-
чением (рис. 43, в, область у точки В), уровень де-
формации ниже, чем возле трещин. В случае об-
разования замкнутой полости, т. е. вдоль всей
поверхности раздела, включение отделилось от мат»
рицы, в микрообластях, находящихся на уровне
включения вдоль реперной линии /, микродеформа-
125
ции и коэффициент К. достигают максимальных
значений (рис. 42, 43, г, табл. 7). Таким образом,
отделение включения от матрицы, вызванное пла-
стическим течением последней, приводит к пере-
Б в
XX XX X
А,
х-х х-х W
НО )х х х и
Б В
Х-М X X XX XX X X XX
Полость (трещина)
Б В Б
Рис. 43. Схемы определе-
ния микродеформацнн
вблизи неметаллического
включения (точки А и В
находятся на полюсах О
и 90° по отношению к на-
правлению растяжения,
указанному стрелкой).
X X X X X
а
распределению деформации
вдоль границы раздела. В
матрице возникает высо-
кая концентрация напря-
жений, развивается значи-
тельная пластическая де-
формация и поле деформа-
ций выравнивается.
Рис. 44. Схемы распределе-
ния межповерхностных напря-
жений вокруг жесткого вклю-
чения (а) и сферической по-
лости (б) по Гудиеру.
126
Распределение микропеоднородной деформации
в областях, прилегающих к включению, определя-
ется распределением межповерхностных напряже-
2
Рис. 45. Кривые распре-
деления микродеформаций
в матрице вдоль реперных
линий 1 (в, г, е) и 2 (а,
б, д) вблизи железомар-
ганцевого сульфида после
деформирования на 8 (а,
в, д, е) и 4% (б, г) при
температурах 25 (а — г)
и 1100° С (5, е включение
плавится).
<7 40 80 120 160 200
е
ний. На рис. 44 показано распределение таких на-
пряжений на поверхности раздела между матрицей
и жестким сферическим включением и между матри-
цей и сферической полостью [69] в точках 0; 45
и 90е по отношению к направлению приложенного
127
одноосного напряжения. Максимальные напряже-
ния имеют место в точке 90' в случае полости и
в точке 0°—в случае жесткого включения 11].
Области относительно низкого напряжения нахо-
дятся в точке 90° на поверхности раздела с вклю-
чением и в точке 0°— на поверхности раздела с по-
лостью. Следовательно, и включение, и полость
приводят к локальной концентрации напряжений
и возникновению трехосного напряженного состоя-
ния, что в свою очередь приводит к развитию ло-
кального разрушения.
В отличие от корунда и марганцевой шпинели,
железо-маргаицевые сульфиды пластически дефор-
мируются даже при комнатной темпер ату ре. Микро-
деформации, развивающиеся в областях матрицы,
прилегающих к включению, при температуре 25° С
примерно одинаковы как вдоль реперной линии 2
(рис. 45, а, б), так и вдоль реперной линии 1
(рис. 45, в, а).На первой ступени деформирования
коэффициент концентрации деформации матрицы
К,— 1,6. Микродеформации вблизи сульфидного
включения не превышают микродеформации участ-
ков матрицы вдали от него. Во время деформи-
рования на второй ступени (е = 8%), включение
деформируется на 7%, а области матрицы, приле-
гающие к нему,— примерно на 7—7,2%. Следо-
вательно, включение контролирует процесс дефор-
мации матрицы, и условием их совместного дефор-
мирования без нарушения сплошности является
одинаковая степень деформации. Так как степень
деформации включения выше средней деформации
128
образца, то возле включения существуют области
матрицы, претерпевшей деформацию выше средней,
но не превышающей уровень микродеформации
в области повышенной концентрации деформации
вдали от включений. Включения сульфида пластич-
ны в интервале температур 25—1000° С и контроли-
руют деформацию матрицы. Микротрещин, связан-
ных с сульфидными включениями, нет. При темпе-
ратуре 1100° С может произойти расплавление суль-
фидов. В этом случае в стали образуется полость,
заполненная расплавом. Распределение микроде-
формаций в матрице вблизи такой полости неодно-
родно. В микрообластях, прилегающих к полости
вдоль реперной линии 2, уровень микродеформа-
ции ниже среднего, в то же время вдоль реперной
линии 1 существует зона повышенной деформации,
превышающей среднюю (рис. 45, д, е). В матрице,
окружающей полость, максимальные микродефор-
мации развиваются в районе, прилегающем к точ-
ке 90° по отношению к внешнему напряжению,
деформация минимальна в районе точки 0°,
что согласуется с данными по распределению
напряжений вокруг полости (см. рис. 44).
Включения силиката марганца при комнатной
температуре не пластичны, при повышенных темпе-
ратурах пластически деформируются. На рис. 46, а,
б приведено распределение микродеформаций в
матрице около силиката марганца при температуре
600° С. При средней деформации образца 8= 12%
включение деформируется на 8%. Нарушения
сплошности вдоль границы раздела не произошло
129
благодаря тому, что области матрицы, прилегающие
к включению, деформировались в одинаковой сте-
Рис. 46. Кривые распре-
деления микродеформаций
в матрице около включе-
ния силиката марганца
вдоль реперных линий 1
(а, в) и 2 (б, г) при тем-
пературах 600 (а, б) и
900° С (в, г) и средней
деформации образца 12%.
пени с ним и в районе
включения вдоль реперных
линий 1 и 2 образовалась
зона пониженной относи-
тельно средней пластиче-
ской деформации. В мат-
рице на границе зоны по-
ниженной деформации об-
разовалась микротрещина,
по-видимому, в результате
торможения пластической
деформации. При темпера-
туре 900° С средняя дефор-
мация образца также со-
ставляла 12%, а включе-
ние силиката марганца
деформировалось на 32%.
В областях матрицы, при-
легающих к включению,
вдоль реперных линий 1 и
2 уровень мнкродеформа-
ций выше среднего (рис.
46, в, а), коэффициент кон-
центрации деформации оди-
наков и составляет 2,7,
что соответствует степени
деформации 32%. Следо-
вательно, и в этом случае
пластичное включение кон-
130
тролирует процесс деформации прилегающей мат-
рицы.
Коэффициент концентрации напряжений в мат-
рице вблизи включения зависит от температуры
испытания, а также от природы включения и харак-
теризует степень связи включения с матрицей,т. е.
характер межфазной границы. В случае жесткого
включения в матрице на границе раздела возника-
ет значительная концентрация напряжений, раз-
вивается пластическая деформация и происходит
локальное разрушение. Причиной разрушения явля-
ется ограничение развития деформации, что при-
водит к скоплению большого количества дислока-
ций в областях матрицы вблизи включения и пере-
ходу энергии накопленных дефектов в поверхност-
ную энергию микротрещины. Жесткое включение
слабо связано с матрицей в процессе деформирова-
ния из-за различия пластических свойств.
При наличии полости или образовании ее вокруг
включения вследствие расслоения вдоль поверх-
ности раздела с матрицей в матрице также воз-
никают значительные напряжения и развиваются
микродеформации, способствующие разрушению
стали.
Если включение пластично, оно контролирует
процесс деформации ферритной и аустенитной мат-
рицы стали, которая благодаря высоким пластиче-
ским свойствам приспосабливается к включению
и деформируется с ним в одинаковой степени. Сов-
местное деформирование приводит к развитию боль-
ших сил сцепления вдоль поверхности раздела. Не-
131
смотря на некоторое различие пластических свойств
включения и матрицы, энергетически более выгод-
ным является их совместное деформирование, чем
нарушение сплошности вдоль границы раздела и
разрядка дислокаций в образовавшуюся полость.
Необходимо учитывать, что при наличии вокруг
включений полей неоднородных напряжений и де-
формаций, возникающих при внутризеренном сколь-
жении в матрице, и действии неоднородных напря-
жений со стороны границ зерен, касающихся или.
находящихся вблизи включений, возникают на-
правленные потоки вакансий и атомов матрицы
и примесей. Это приводит к диффузионному движе-
нию включений со скоростью, пропорциональной
градиенту напряжений.
Характер распределения микродеформаций в
матрице вблизи жестких и пластичных включений
зависит от температуры деформации стали и под-
чиняется тем же закономерностям, что и развитие
микродеформаций в матрице вдали от включений.
Присутствие неметаллических включений не вносит
коренных изменений в основной механизм деформа-
ции стали, определяемый стабильностью микроне-
одиородного деформирования в интервале темпера-
тур 25—700° С и нестабильностью деформирования
при более высоких температурах. Включения спо-
собствуют локализации микродеформаций и зарож-
дению микроразрушений на ранних стадиях нагру-
жения. Прямые эксперименты по определению по-
лей деформации и уровня микродеформаций вблизи
включений указывают на связь пластических и
132
прочностных свойств стали с природой, размером
и количеством присутствующих в ней неметалли-
ческих включений.
Образование микроразрушений в матрице
вблизи неметаллических включений
В настоящее время накоплен обшир-
ный материал по теории разрушения металлов и
сплавов. Все известные механизмы разрушения но-
сят дислокационный характер и предполагают раз-
витие предшествующей пластической деформации
[21; 29]. Влияние включений на разрушение стали
определяется изменениями, которые они могут вне-
сти в известные механизмы разрушения.
Характер разрушения стали определяется меха-
низмом развития пластической деформации, кото-
рый зависит от температуры. Деформация низко-
углеродистой стабилизированной алюминием стали
при температурах 25—5003 С происходит путем вну-
тр изеренного скольжения. В результате неодно-
родной пластической деформации возникают участ-
ки с повышенной концентрацией напряжений,
приводящих к образованию трещин (рис. 47, а).
Трещины возникают в местах пересечения линий
скольжения друг с другом и с границами зерен и
распространяются в глубь зерен. Повышение темпе-
ратуры деформации до 600—700сС приводит наряду
с протеканием внутризеренного скольжения к по-
явлению признаков межзеренной деформации. Тре-
щины наблюдаются в местах локализации деформа-
ции у границ зерен, в тройных стыках зерен, при
133
встрече двойников с границами зерен (рис. 47, б);
распространяются трещины по телу зерен. Во время
в г
Рис. 47. Зарождение разрушения во время деформации
низкоуглеродистой стали при температурах 25 (а, хЗОО),
700 (6, Х600), 900 (в, Х360) и 1100° С (г, X 1400).
деформации при температуре 900° С происходит
внутризеренное скольжение и проскальзывание
вдоль границ зерен. После деформации на 25 % про-
134
является фрагментация, характерная для высоко-
температурного разупрочнения. Разрушение стали
начинается при образовании клиновидных трещин
в стыках зерен (рис. 47, в). При температуре 1100°С,
когда степень деформации достигает критического
значения (4—5%), происходит рост зерен. Мигра-
ция границ компенсирует внутризеренное скольже-
ние и межзеренное проскальзывание. К моменту за -
вершения рекристаллизации начинается проскаль-
зывание вдоль границ новых зерен, развивается
фрагментация внутри зерен. Разрушение стали на-
чинается путем развития межзеренных трещин, об-
разовавшихся в результате слияния микропор
(рис. 46, г). При температурах 600° С и выше и до-
стижении критической степени деформации следует
ожидать появления крупнозернистой структуры.
Однако в сталях, содержащих алюминий, размер
зерен зависит от температуры растворения частиц
нитрида алюминия, расположенных на границах зе-
рен [70]. Росту зерен препятствуют в основном
дисперсные частицы. При повышении температуры
мелкие частицы растворяются, крупные же частицы
нитридов не сдерживают границы зерен. Поэтому
температура огрубления зерна лежит ниже темпе-
ратуры полного растворения нитридов. При темпе-
ратурах 1000—1200° С зерна вырастают в несколь-
ко раз.
В зависимости от температуры, механизма раз-
вития деформации и зарождения микроразрушений
в матрице изменяется характер макроразрушения
стали, о чем можно судить по виду изломов. В ин-
135
тервале температур 25—700е С происходит вязкое
транскрнеталлитное разрушение (рис. 48, а, б). При
б
Рис. 48. Структура излома образцов стали 08Ю, разру-
шенных при температурах 25 (а, Х1200,), 600 (б, Х300),
900 (в, Х300) и 1100° С (г, ХНО).
900сС излом имеет смешанный характер (рис. 48 в).
Окончательное разрушение происходит по грани-
цам зерен, однако имеются признаки вязкого
136
транскристаллитного разрушения, о чем свиде-
тельствуют мелкие полости на поверхности излома.
При температуре 1100°С наблюдается межзеренное
разрушение (рис. 48, г) по границам новых зерен,
образовавшихся в процессе собирательной рекрис-
таллизации. Межзеренное разрушение наступает
вследствие накопления дислокаций несоответствия
в местах пересечения границ зерен или фрагментов
полосами сдвига [371. Скопление дислокаций у гра-
ницы создает на ней выступ или ступеньку несоот-
ветствия, которая может препятствовать проскаль-
зыванию по границе. Каждая ступенька, образуя
локальное поле напряжений, связанное с разориен-
тировкой зерен, ослабляет границу или даже на-
рушает ее сплошность. При температурах 900 и
1100° С структура стали состоит из зерен аустенита,
но структура поверхности изломов различна. Изме-
нение механизма разрушения от зернограничного к
вязкому транскристаллитному происходит в ре-
зультате измельчения зерен [38J.
Механические свойства стали существенно изме-
няются с повышением температуры (рис. 49) и реа-
гируют на все структурные изменения: рекристалли-
зацию, полиморфное превращение и рост зерен.
Пластичность стали в интервале температур от ком-
натной до 600° С повышается незначительно. В ин-
тервале 600—700° С заметно существенное увеличе-
ние пластичности в результате развития рекристал-
лизации феррита. Появление в структуре аустенита
вызывает резкое уменьшение пластичности стали,
что объясняется различной способностью к деформа-
6 0-151 137
1
ции и рекристаллизации, разной скоростью про-
текания диффузионных процессов в ферритной и
аустенитной составляющих. Появление аустенита
в ферритной матрице можно рассматривать как об-
разование более жестких включений в мягкой мат-
Рис. 49. Графики изменения механических свой-
ств стали 08Ю при повышении температуры.
рице. Различие в свойствах приводит к неравномер-
ному распределению пластической деформации и
локальному перенапряжению. После завершения
перекристаллизации пластичность стали, находя-
щейся в аустенитном состоянии, с повышением тем-
пературы до 1000°С увеличивается, а затем умень-
шается благодаря бурному росту зерен. Огруб-
ление аустенитных зерен приводит к снижению
пластических свойств стали. Прочность стали с
повышением температуры от 25 до 500° С несколько
уменьшается, затем в интервале температур, когда
138
проходит рекристаллизация, снижается более рез-
ко. В интервале температур полиморфного превра-
щения предел прочности стали почти не изменяет-
а
6
в
Рис. 50. Локализация де-
формации у неметалличе-
ских включений (а, в
— Х900; б - Х250).
ся. При дальнейшем повышении температуры в ау-
стенитной области прочность снижается. Предел те-
кучести стали изменяется при уменьшении темпера-
туры подобно пределу прочности.
6« 139
Неметаллические включения способствуют ло-
кализации деформации, независимо от механизма
ее развития, путем взаимодействия с движущимися
в плоскостях скольжения дислокациями, тормозя
движение двойников (рис. 50, а), изменяя ширину
двойников и двойниковых прослоек (рис. 50, б),
ограничивая миграцию границ зерен (рис.
50, в).
В литературе предложено несколько вариантов
зарождения разрушения на включениях. Суть
большинства предложенных механизмов — тормо-
жение сдвигов в матрице включением и взаимодей-
ствие сдвигов в матрице с полем напряжений у вклю-
чения. Предполагают, что в присутствии включений
дислокации, движущиеся в плоскостях скольже-
ния матрицы, блокируются поверхностью раздела.
В этих условиях хрупкое неметаллическое вклю-
чение, атакованное серией незавершенных сдвигов
или двойников, способно разрушиться, и трещина
может перейти в матрицу, а в пластичном вклю-
чении начинается пластическая деформация. Если
одновременно во время деформации действует ис-
точник Бардина — Херринга (у включения) и дру-
гой источник дислокаций, например источник Фран-
ка—Рида (в матрице вдали от включения), то дви-
жущиеся навстречу друг другу две системы дисло-
каций взаимно блокируются, что может привести к
формированию трещин. Авторы работы [60] утверж-
дают, что при нагружении стали в таких включе-
ниях, как сульфиды, происходит скольжение, ко-
торое блокируется поверхностью раздела с матри-
140
цей, что может привести к разрушению. В работе
[67] предложен механизм образования полости
на включении, лежащем на границе зерен. В ре-
зультате совместного скольжения в матрице и по
границе зерен расползается микрополость. Эффек-
тивная длина дислокационного скопления
1Р =1г. з + /мат COS 0, (36)
где /г. з и /мат—длина блокировки границы зерна
и в матрице; 0 — угол между границей зерен и
плоскостью скольжения.
Разнообразие механизмов зарождения трещин
вблизи включения объясняется влиянием на этот
процесс множества факторов (типа, формы и раз-
мера включений, температуры деформации, состава
и структуры металлической матрицы, характера
границы раздела матрица — включение).
Обычно усматривают лишь отрицательную сто-
рону влияния включений на прочность стали. Вмес-
те с тем известны случаи, когда они играют поло-
жительную роль — служат эффективным средством
торможения трещин, что важно, когда сталь подвер-
гается малым деформациям с невысокой скоростью
деформирования.
Необходимое условие для зарождения трещин —
чтобы энергия деформации, накопленной у вклю-
чения, была достаточной для перекрытия энергии
образующейся поверхности трещины. В работе [55]
проанализирована возможность зарождения и рас-
пространения трещины в матрицу от включения,
размер которого близок к размеру трещины Гриф-
141
фитса. Однако в это»! модели не учтена степень пла-
стичности матрицы стали:
1
(37)
где сгкр — критическое напряжение; q
фактор концентрации
Рис. 51. Дислокационная мо-
дель зарождения трещины у
неметаллического включения
[100].
определено критическое
средник
напряжений около включе-
ния; у— поверхностная
энергия трещины; Е —
модуль упругости мат-
рицы; а — размер вклю-
чения. Локальное на-
пряжение в матрице у
включения пропорцио-
нально корню квадрат-
ному из длины полосы
скольжения (по Зенеру).
В работах [69; 100]
напряжение (рис. 51):
°~ — 2 ^внеш (1 cos 2<р);
(38)
Тер — 2 CTaHemSin 2ц),
(39)
где о и т? — нормальное и касательное напря-
жения, действующие в момент образования тре-
щины; <твиеш — внешнее напряжение; ф— угол
между направлением растяжения и плоскостью
скольжения.
142
Сейчас известно много работ, в которых описано
зарождение микротрещин у включений. Авторы
большинства работ ограничиваются установлением
факта образования полостей около включений и де-
лают гипотетическое предположение о механизме
разрушения стали или сплава. Существуют разные
мнения о том, на какой стадии деформации обра-
зуются полости. Некоторые авторы, обнаружив
полости уже на первых стадиях деформации, счи-
тают, что они быстро увеличиваются лишь в момент
образования шейки. Несмотря на внешнее разнооб-
разие поведения включений и микроструктуры мат-
рицы вблизи включений при различных температу-
рах, установлен ряд общих закономерностей (6).
Энергия деформации, скопившаяся у включений,
может быть затрачена на локальное пластическое
течение или разрушение — это зависит от темпера-
турно-скоростных условий испытаний. Разрушение
может происходить либо путем образования трещин
во включении или в матрице, либо путем разделе-
ния вдоль поверхности раздела включение — мат-
рица.
В стали 0810 полости образуются у недеформи-
руемых включений корунда, шпинели, размер ко-
торых больше некоторого критического размера,
изменяющегося при изменении температуры (рис.
52). Это обусловлено тем, что зона локальной пла-
стической деформации и уровень напряжений у по-
верхности включения зависят от размера включе-
ния. Поэтому крупные включения разрушаются
при более низких степенях деформации, чем мелкие,
143
и у крупных включений раньше образуются поло-
сти. Повышение температуры от 25 до 730° С и
от 900 до 1200’С сопровождается увеличением пла-
стичности матрицы и критического размера вклю-
чений; в интервале температур полиморфного пре-
вращения (730- 900°С), когда снижается пластич-
Рис. 52. Влияние температуры t
на критический размер </кр вклю-
чений корунда и шпинели.
кость двухфазной матрицы, уменьшается критиче-
ский размер включений.
Полости у недеформируемых включений наблю-
даются при всех температурах в интервале 25—
1200°С (рис. 53), но их размер, форма и степень де-
формации, при которой они образуются, зависят от
температуры испытания. При повышении темпера-
туры увеличивается пластичность матрицы и интен-
сифицируются процессы рекристаллизации. Кро-
ме того, облегчается поперечное скольжение и пере-
ползание дислокаций, встречающих препятствия на
пути своего движения, поэтому при более высокой
температуре полости у включений появляются при
114
более высоких степенях деформации (рис. 54). Ха-
рактер кривых на рис. 54 соответствует характеру
кривой изменения пластичности стали при повыше-
нии температуры (см. рис. 49). При изменении тем-
пературы от 25 до 600° С пластичность матрицы
а
Рис. 53. Полости у включения корунда при температурах
600 (а) и 1100° С (б); Х600.
б
увеличивается незначительно (см. рис. 49)и крити-
ческая степень деформации ен, при которой наблю-
даются первые полости у включений, мало увеличи-
вается (рис. 54, кривая /). В интервале температур
600—700° С, когда развивается рекристаллизация
феррита, пластичность матрицы увеличивается (см.
рис. 49) и критическая деформация е„ повышается.
При температурах 730—900°С, соответствующих
феррито-аустенитному состоянию стали, критиче-
ская деформация еи уменьшается, а затем с ростом
145
температуры выше 900° С, когда сталь находится
в аустенитном состоянии, увеличивается (рис. 54).
Кривая 2 на рис. 54 характеризует изменение
при повышении температуры критической степени
деформации, при которой образуются первые мик-
ротрещины в матрице вдали от включений. Следо-
вательно, интервал де-
формаций, лежащих ме-
жду кривыми 1 и 2 (рис.
54, заштрихованная об-
ласть), для каждой тем-
пературы характеризует
состояние, когда про-
цесс развития разруше-
ния контролируется
включениями. При по-
вышении температуры
уменьшается интервал
деформаций, в котором
проявляется неблаго-
приятное влияние вклю-
чений.
Рис. 54. Влияние температу-
ры на критическую степень
деформации, при которой в
матрице зарождаются полости
у неметаллических включений
и вдали от них.
Форма возникающей полости зависит от формы
включения. Полость слегка вытягивается в направ-
лении растяжения. В случае несимметричного рас-
пределения деформации и напряжений в матрице
вокруг включения полость возникает с одной сто-
роны.
По поводу механизма роста полостей в литера-
туре нет единого мнения. Ряд авторов считает, что
действует дислокационный механизм роста и по-
146
л ость растет в результате перемещения и разряд-
ки дислокаций в местах нарушения сплошности.
В то же время предложен диффузионный механизм
роста на основании наблюдаемой полиэдрической
формы полостей.
Полость возникает в результате выхода дисло-
каций на поверхность раздела включение — мат-
рица. Для обеспечения роста полости необходимо
продолжить пластическую деформацию. В резуль-
тате движения дислокаций и растворения их в по-
лости размер ее увеличивается. Диффузионные про-
цессы, способствующие переползанию дислокаций,
оказывают влияние на скорость роста полости при
высоких температурах, когда высока скорость диф-
фузии атомов матрицы и примесей.
В процессе роста полости увеличивается ее раз-
мер в основном в направлении растяжения в резуль-
тате пластической деформации матрицы; продол-
жается расслоение на поверхности раздела вклю-
чения с матрицей, и полости становятся замкну-
тыми. Исследования показали, что рост полостей
замедляется и конечный размер полости на ста-
дии образования шейки уменьшается при повыше-
нии температуры (рис. 55). Размер полости увели-
чивается при увеличении размера включения
(рис. 56).
Недеформируемые включения в сталях 08Ю
(корунд, марганцевая и железная шпинели) и 08Т
(нитриды, карбонитриды и окислы титана) в оди-
наковых условиях деформации проявляют различ-
ную способность к образованию микроразрушений.
147
Включения, содержащие алюминий, склонны к об-
разованию полостей путем отделения их от мат-
рицы. У включений с титаном редко образуются
полости, происходит разрушение самих включений.
Тип кристаллической решетки включений не ока-
зывает решающего влияния на механизм зарожде-
Рис. 56. Графики зави-
симости размера полос-
ти £/пол от размера не-
металлического вклю-
чения dBK1 при различ-
ных температурах.
Рис. 55. Влияйие температуры t
на размер полости dn0JJ у вклю-
чения корунда размером 20 мкм.
ния микроразрушений. На-
пример, включения А12О3 и
fi2O3 имеют гексагональную
решетку, однако механизм образования микрораз-
рушений около них различен. Шпинели, способству-
ющие образованию полостей, имеют кубическую
решетку; такую же решетку имеют нитрид и карбо-
нитрид титана, в которых зарождаются трещины.
В болыпистве работ, посвященных изучению
зарождения микроразрушений у включений, не учи-
тываются силы сцепления включения с матрицей.
Силы связи на границе раздела включения с мат-
148
рицей определяют поведение включения при дефор-
мации. По-видимому, включения с алюминием сла-
бо связаны с матрицей, скопившиеся при дефор-
мации дислокации легко выходят на поверхность
раздела и происходит нарушение сплошности. Ха-
рактер связи включения с твердой матрицей опре-
деляется характером взаимодействия его с жидкой
сталью. Включения корунда и шпинели плохо
смачиваются жидкой сталью [24], и это приводит
к слабым связям их с твердой матрицей. В случае
сильной связи включений, содержащих титан, с
матрицей дислокации не выходят на поверхность
раздела, а скопившаяся в матрице энергия дефор-
мации расходуется на разрушение самих включе-
ний. Отсюда следует, что связи на границе вклю-
чение — матрица сильнее, чем межмолекулярные
связи во включении с титаном.
Матрица сталей 08Ю и 08Т легирована разными
элементами, что влияет на ее свойства, однако
не обнаружено влияния состава матрицы на меха-
низм зарождения микроразрушений у включений.
Проводился эксперимент по деформированию об-
разцов стали ЭЗ, в матрице которой (кремнистый
феррит) находились включения корунда, магние-
вой шпинели и нитрида титана. Вблизи включений
корунда и шпинели образовались полости, нитрид
титана разрушился.
Включения силиката марганца в стали 08Ю,
не содержащие алюминий, при комнатной темпе-
ратуре непластичны и хрупко разрушаются
(рис. 57, а), при температурах 600—700°С прояв-
149
ляют некоторую пластичность (рис. 57,6), а при тем-
пературе 900° С легко деформируются совместно
Рис. 57. Включения силиката марганца в стали 08Ю пос-
ле деформации, на 6 (а), 19 (в). 40% (б, г) при темпера-
турах 25 <п), 600 (б), 900° С (в, г) (Х900; в и г — одно
и то же место).
с матрицей (рис. 57, в, г). Ни в одном случае нару-
шения сплошности вдоль границы раздела с фер-
ритной или аустенитной матрицей не наблюдается.
150
Трещины наблюдались в матрицевблизи силикатов,
но они не были связаны с поверхностью раздела
Рис. 58. Микроразрушэния у неметаллических включений
на второй (а, б) и третьей (в, г) стадиях развития разру-
шения стали 08Ю; Х900.
фаз (рис. 57, б), хотя ожидалось, что поверхность
раздела должна быть более предпочтительным мес-
том для зарождения трещины.
151
Механизм зарождения микроразрушений в ста-
ли определяется соотношением прочности и пластич-
ности матрицы и включения и прочности межфаз-
ной границы. Более опасны с точки зрения разру-
шения те включения, которые склонны к образо-
ванию полостей при деформации, так как протя-
женность дефектов в этом случае больше, чем при
Рис. 59. Графики изменения
размера полости у включения
корунда размером 20 мкм в
зависимости от степени де-
формации при различных тем-
пературах.
разрушении включений.
Уменьшить вредное вли-
яние включений корун-
да и шпинели на разру-
шение можно, заключив
их в силикатную мат-
рицу.
В ходе пластической
деформации наблюдают-
ся три стадии развития
микроразрушений у не-
металлических включе-
ний [6; 71. Первая ста-
дия включает локализа-
цию деформации,
зарождение полостей путем
расслоения вдоль границы раздела включение —
матрица в случае, когда напряжения, накоплен-
ные у включения при деформации, превышают
прочность границы раздела включения с мат-
рицей, и образование трещин во включениях в
случае, когда напряжения, действующие на вклю-
чение, превышают силы межмолекулярной прочно-
сти в нем. На второй стадии происходят расши-
рение трещин во включениях (рис. 58, а) и рост
152
полостей (рис. 58, б, 59). По данным работы [52],
объем полости Упол в процессе ее роста увеличи-
вается согласно выражению
УПОЛ = УИ. в(е-ен), (40)
где Ун. в—объем включения; е —степень деформа-
ции образца; еп — степень деформации образца,
при которой возникает полость. В работе 189] объем
растущей полости определяется более сложным вы-
ражением:
(41)
где q — фактор концентрации напряжения; R —
радиус включения; А — параметр, зависящий от
типа включений.
На третьей стадии, наряду с увеличением раз-
меров каждой полости, происходит коалесценция
близко расположенных полостей в результате их
слияния при росте либо в результате распростра-
нения трещин между ними (рис. 58, в). В последнем
случае деформация концентрируется между поло-
стями и образуются новые субмикроскопические
полости по дислокационному механизму, при слия-
нии которых возникает трещина. Для третьей ста-
дии характерно распространение трещин от включе-
ний в матрицу под углом 45° по отношению к на-
правлению растяжения в случае, если трещина
возникает из имеющейся полости (рис. 58, г). Тре-
щина в матрице может возникнуть не как развитие
153
уже имеющегося дефекта (полости или трещины
во включении), а как результат концентрации на-
пряжений у границы раздела матрицы с включе-
нием. Направлены такие трещины под углом 45
и 90° к оси растяжения. Вблизи них часто наблю-
дается система линий скольжения, направленных
под углом 45° к действию внешней нагрузки.
В работе [12] последний случай образования
трещины у включения рассматривается как третий
вариант зарождения микроразрушений у включе-
ний, однако в настоящем исследовании подобные
случаи наблюдались только на третьей стадии раз-
вития микроразрушений непосредственно перед
макроразрушением образца у неразрушенных или
ранее разрушенных включений. По данным рабо-
ты [791, условию распространения трещины в мат-
рицу соответствует ее длина, равная длине линии
отрыва включения от матрицы вдоль границы раз-
дела, плюс первичная длина трещины в матрице,
равная около 1 мкм.
Три стадии развития разрушения стали наблю-
дались в интервале температур 25—700° С, когда
макроразрушение образца происходит по механиз-
му вязкого транскристаллитного разрушения (см.
рис. 48). При 25°С первая стадия проходит при
деформации 2% (рис. 59), когда как при 600°С поло-
сти зарождаются при степени деформации 6%. Ин-
тенсивность роста полостей при повышении темпе-
ратуры снижается, и, следовательно, при одинако-
вой степени деформации более крупные полости
образуются после растяжения при 25°С, чем при
154
600°С. Третья стадия разрушения—объединение
полостей путем образования микроволостей между
ними — наступает тем раньше, чем ниже темпера-
тура испытания. При температурах 900 и 1100е С
наблюдаются две первые стадии зарождения и рос-
та полостей у включений, причем более интенсивно
этот процесс происходит при температуре 900'J С.
Окончательное разрушение в этих случаях проис-
ходит по границам зерен.
Сделана попытка оценить вклад включений в за-
рождение микроразрушений в стали 08Ю, возни-
кающих в ходе деформации образца. По результатам
подсчета количества N и общей протяженности L
полостей и трещин, связанных с включениями и на-
ходящихся вдали от них, определили коэффи-
циенты K.N и Ль, указывающие, какая доля микро-
трещин возникла по вине включений и какова их
роль в развитии разрушения [13]:
K.N = в Nобщ", Ль — Ln.
Кп ~ Ятр/^общ, (42)
t
где Лн. в и L». в — количество и длина микротре-
щин, связанных с включениями; ЛОбщ и ЛОбщ —
общее количество и длина микротрещин; птр и
«общ — количество включений, связанных с трещи-
нами, и общее количество включений на площади
шлифа, равной 30 мм2. Полученные результаты
представлены на рис. 60, а, б. При всех темпера-
турах испытания на первых этапах деформации
коэффициенты Лл' и Ль равны единице. . Это зна-
чит, что первые микротрещииы возникают преиму-
155
щсственно у включений. При увеличении степени
деформации стали коэффициенты уменьшаются,
причем при повышении температуры начало их па-
дения смещается в сторону больших степеней де-
Рис. 60. Графики за-
висимости коэффициен-
тов влияния неметал-
лических включений на
разрушение стали 08Ю
от степени деформации
при различных темпе-
ратурах.
формации. Уменьшение значений коэффициентов
Kn и Kl свидетельствует о том, что при увеличе-
нии степени деформации микротрещины возникают
в местах локальной концентрации напряжений —
на границах зерен, в плоскостях скольжения и
т. д., т. е. включения перестают быть единствен-
ным источником образования мнкротрещин и их
156
доля в развитии разрушения уменьшается. В мо-
мент образования шейки в образце доля микро-
трещин, связанных с включениями, при темпера-
турах 25; 600; 900; 1100° С соответственно состав-
ляет 82; 73; 33; 17% от их общего количества и
66; 63; 29; 22% —от их общей протяженности.
При повышении температуры роль включений не-
посредственно перед макроразрушением снижает-
ся в связи с преимущественным развитием разру-
шения по границам зерен, субзерен, в местах
пересечения двойников и плоскостей скольжения.
Повышение температуры приводит к увеличе-
нию критического размера включения и количества
пластичных включений. Следовательно, должна
уменьшаться доля включений, способных иниции-
ровать микроразрушения. Коэффициент Кп опре-
деляет долю опасных с точки зрения зарождения
разрушения включений. При увеличении степени
деформации величина Кп при всех температурах
возрастает (рис. 60, в), в связи с тем, что в про-
цесс разрушения вовлекаются новые включения,
но при повышении температуры этот процесс проис-
ходит менее интенсивно, и в момент образования
шейки в образцах доля опасных включений снижа-
ется и при температурах 25; 600; 900 и 1100° С соот-
ветственно составляет 60; 45; 16 и 5%.
Существование нескольких видов разрушения,
а также многообразие механизмов возникновения
микроразрушений около включений предполагают
различную степень влияния последних на макро-
разрушение стали в зависимости от температуры
157
испытания, вида нагружения, типа стали и включе-
ний. Известно много работ советских и зарубежных
авторов, r которых приведены противоречивые дан-
ные о влиянии включений на зарождение хрупкого,
вязкого и межзеренного разрушения. Многие иссле-
дования выполнены на модельных сплавах, весьма
далеких от реальных промышленных сталей. Одни
авторы отводят включениям роль инициаторов раз-
рушения, другие, наоборот, игнорируют их учас-
тие в зарождении и развитии разрушений сталей
и сплавов.
Разрушение материалов начинается в локальных
областях повышенной концентрации напряжений.
Образование микротрещин около включений явля-
ется начальной стадией процесса разрушения. В за-
висимости от условий, эти микротрещины могут
расти и объединяться до возникновения магистраль-
ной трещины', но могут и прекратить развитие —
тогда разрушение происходит по другому механизму.
Выводы об участии включений в макроразру-
шении стали можно сделать после изучения поверх-
ности изломов. В структуре вязкого излома образ-
цов, разрушенных при температурах 25—700° С, на-
блюдаются мелкие лунки размером в несколько
микрометров и крупные лунки, которые образовались
на включениях в ходе пластической деформации,
о чем свидетельствует наличие включений на дне
лунок [181 (рис. 61, а). В изломах наблюдаются
участки с удлиненными крупными и мелкими лун-
ками (рис. 61, б). Они образуются как обычные
вязкие лунки, а затем искривляются под влиянием
158
местного сдвига. Это происходит при близости по-
верхности разрушения к плоскости максимальных
б
в
Рис. 61. Неметаллические включения в структуре излома
при вязком транскристаллитном {а, б, X 1200), вязком меж-
зеренном разрушении (в, ХЗОО) и разрушении смешанно-
го типа (г, х 110).
касательных напряжений [28J. Развитие вязкого
транскристаллитного разрушения состоит из трех
159
этапов. На первом этапе образуются полости на
включениях. На втором этапе происходит рост поло-
стей на включениях и образование новых полостей
вдали от них по дислокационному механизму. На
третьем этапе разрушение сопровождается усиле-
нием пластического течения в микрообъемах между
начальными полостями и образованием полостей
субмикроскопического размера, что приводит к сли-
янию полостей в магистральную трещину. По-
следняя сливается с микрополостями, лежащими
на пути ее распространения.
При межзеренном разрушении стали, происхо-
дящем при температуре 1100° С, внутризеренные
включения не оказывают влияния па характер раз-
рушения стали, лунки около них на поверхности
излома не обнаружены. Включения, находящиеся
на границах зерен, препятствуют проскальзыванию
вдоль границ, и в результате блокировки движения
зернограничных дислокаций с вектором Бюргерса,
связанным со структурой границы [15], у включений
возникает повышенная концентрация напряжений
и возможно зарождение разрушения. Наличие
включений на поверхности излома на границах зе-
рен (рис. 61, в) подтверждает это положение.
При температуре 900° С излом имеет смешанный
характер: макроразрушение произошло по грани-
цам зерен, но имеются признаки вязкого транс-
кристалл итного разрушения, о чем свидетельству-
ют лунки у включений и мелкие полости на поверх-
ности зерен (рис. 61, г). Разрушение происходит
в три этапа. Вначале микрополости зарождаются
160
на включениях. На втором этапе происходят рост
полостей на включениях до определенного размера
и образование микрополостей по дислокационному
механизму вдали от включений. Окончательное раз-
рушение происходит на третьем этапе в результате
торможения межзеренного проскальзывания.
Неметаллические включения оказывают сущест-
венное влияние на структуру излома при вязком
транскристаллитном разрушении и разрушении
смешанного типа, вызывая образование крупных
лунок на поверхности, что приводит к неоднород-
ной структуре изломов. Когда разрушение проис-
ходит по границам зерен, образовавшихся в ре-
зультате собирательной рекристаллизации, внутри-
зеренные включения не влияют на структуру из-
лома. Только включения, находящиеся на грани-
цах зерен, оказывают влияние на разрушение.
Неметаллические включения наиболее опасны
в том случае, если деформация стали проходит путем
внутризеренного скольжения, а разрушение разви-
вается по механизму вязкого транскристаллитного
разрушения (в интервале температур 25—700° С)
и разрушения смешанного типа (при температурах
800—900°С). Первые трещины и полости появля-
ются у включений при малых степенях деформации
порядка нескольких процентов. С увеличением сте-
пени деформации трещины и полости развиваются
и способствуют разрушению стали.
Полости и трещины образуются у недеформиру-
ющихся включений корунда, шпинелей, нитридов,
размеры которых больше критических, колеблю-
161
щихся в зависимости от температуры в интервале
6—11 мкм. Включения меньших размеров не опас-
ны, так как не вызывают микроразрушения.
Степень деформации, при которой зарождаются
микроразрушения вблизи включений, изменяется
с повышением температуры от 2% при 25° С до 45%
при 1200° С, а интервал деформаций, при которых
включения являются единственным источником раз-
рушения стали, уменьшается соответственно от 10—
15 до 2—4%. Скорость роста полостей и их размер
у включений одного диаметра с повышением темпе-
ратуры уменьшаются, что приводит к уменьшению
суммарной протяженности микроразрушений в ста-
ли. Повышение температуры деформации приводит
к уменьшению вредного влияния на разрушение
включений, находящихся внутри зерен, и при тем-
пературах 1000—1200°С, когда разрушение прохо-
дит по границам зерен, сводит его к минимуму.
В последнем случае опасны включения, находя-
щиеся на границах зерен.
Тип включений и характер их связи с металли-
ческой матрицей влияют на механизм зарождения
и развития микроразрушений у включений. Пред-
почтительны силикаты и нитриды, которые в отли-
чие от корунда и шпинелей не склонны к обра-
зованию полостей путем расслоения с металличе-
ской матрицей. Корунд и шпинели, заключенные
в силикатную или сульфидную оболочку, также
утрачивают склонность к образованию полостей.
Список литературы
1. Бельчгнко Г. И., Губенко С. И.— Изв. АН СССР. Металлы,
1978, № 1.
2. Бельченко Г. И.. Губенко С. И. — Металловедение н терми-
ческая обработка металлов, 1978, № 7.
3. Бельченко Г. И., Губенко С. И.— В кн.: Теория и практи-
ка производства широкополосной стали. М., Металлургия,
1977.
4. Бельченко Г. И., Губенко С. И., Черняк В. А.— В кн.:
Формирование структуры сталей и сплавов при деформации
и термической обработке. Челябинск, 1972.
5. Бельченко Г. И.» Губенко С. И., Черняк В. А.— Рефера-
тивная информация о законченных научно-исследовательских
работах в вузах Украинской ССР. Вып. 7. Вища школа,
1974.
6. Бельченко Г. И., Губенко С. И., Яценко Ю, В.— Изв.
АН СССР. Металлы, 1978, №4.
7. Бельченко Г. И., Губенко С. И., Яценко Ю. В.—
Металлургическая и горнорудная промышленность, 1975,
№ 6.
8. Бельченко Г. И., Канарская Л. А.» Губенко С. И.— В кн.:
Теория и практика производства широкополосной стали.
At., Металлургия, 1977.
9. Виноград М. И., Громова Г. П.— В кн.: Новые методы
испытаний металлов. Вып. 60. М., Металлургия, 1968.
10. Виноград М. И., Громова Г. П. Неметаллические
включения в легированных сталях и сплавах. М., Метал-
лургия, 1972.
11. Виноград М. И., Громова Г. П.—Сталь, 1962, № 9.
12. Волчок И П.— Физико-химическая механика материалов,
. 1976, № 2.
163
13. Волчок И. П., Минакова В.И.— Металловедение и терми-
ческая обработка металлов, 1975, № 5.
14. ГегузинЯ Е , Кривоглаз М. А. Движение макроскопиче-
ских включений в твердых телах. М.» Металлургия, 1971.
15. Глейтер Г., Чалмерс Б. Бслыпеугловые границы зерен.
At, Мир, 1975.
16. Горелик С. С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М.,
Металлургия, 1967.
17. Грдина Ю. В., Тов Г. М., Минкина Г. М.— Изв. вузов.
Черная металлургия, 1969, № 2.
18. Губенко С. И., Яценко Ю. В.—Металлургическая и гор-
но-рудная промышленность, 1976, № 1.
19. Гурьев А. В., Теплицкий ЛЕ Ш.— В кн.: Температурная
микроскопия металлов и сплавов. М., Наука, 1974.
20. Даль В., Хенгстенберг Г., Дюрен К.— Черные металлы,
1966, № 13.
21. Екобори Т. физика и механика разрушения и прочности
твердых тел. М., Металлургия, 1971.
22. Елесина О. П., Епанчинцев О. Г.— В кн.: Термодинамика,
физика и кинетика структурообразования и свойства чугуна
и стали. М., Металлургия, 1971.
23. Иодковский С. А.— В кн.: Физико-химические основы
производства стали. М., Наука, 1970.
24. Иодковский С. А , Новицкая Р. М , Лебединская Н. И. —
Труды ЦНИИТмаш, 1965, вып. 51.
25. Кан Р. Физическое металловедение. Т. 3. М.. Мир, 1968.
26. Кисслинг Р., Ланге Н. Неметаллические включения в
стали. И., Металлургия. 1968.
27. Книжник Г. С.— Кристаллография, 1968, № 3.
28. Крюссар Ш., Плато Ж-, Тамханкар Р.— В кн.: Атомный
механизм разрушения. М., Металлургиздат, 1963.
29. Макклинток Ф , Аргон А. Деформация и разрушение .мате-
риалов. М., Мир, 1970.
30. Масюкевич А. М., Осинсвскнй М. Е., Рябошапка К. П.—
Металлофизика, 1977, вып. 68.
31. Мозжухин Е. И.— Изв. вузов. Черная металлургия, 1976,
№ 11.
32. Молотилов Б. В., Голиков И. Н.— Металловедение и тер-
мическая обработка металлов, 1962, № 12.
164
33. Мусхелишвили Н. И. Некоторые основные задачи матема-
тической теории упругости. М., Наука, 1966.
34. Мчедлишвили В. А. Термодинамика и кинетика раскисления
стали. М., Металлургия, 1978.
35. Нарита К. Кристаллическая структура неметаллических
включений в стали. М., Металлургия, 1969.
36. Прнка Т.— Металловедение и термическая обработка
металлов, 1975, № 7.
37. Рыбин В. В., Вергазов А. Н., Лихачев В. А.— Физика
металлов и металловедение, 1973, № 4.
38. Рыбин В. В., Лихачев В. А., Полиэктов Ю. И.— Физика
металлов и металловедение, 1975, № 1.
39. Смит М. К- Основы физики металлов. М., Металлургнздат,
1959.
40. Трахимович В. И., Киселева С. А.— Новые методы испы-
таний металлов, 1968, вып. 60.
41. Фастов Н. С.— Доклады АН СССР, 1961, № 2.
42. Физико-химические свойства окислов/Под ред Г. В, Сам-
сонова. М., .Металлургия, 1969.
43. Финкель В. М., Елесина О. П., Барышев Л. С.— Изв.
вузов. Черная металлургия, 1969, № 8.
44 Финкель В. М., Елесина О. П., Зрайченко В. А.—
Доклады АН СССР, 1968, № 3.
45. Финкель В. М., Елесина О. П., Федоров В. А.— Металло-
ведение и термическая обработка металлов, 1971, № 7.
46. Финкель В. М., Мордухович А. М., Кашин В И.—Литейное
производство, 1973, № И.
47. Хирш П. Б., Хемпфри Ф. Дж,— В кн.: Физика прочности
и пластичности. М. Металлургия, 1972.
48. Чалмерс Б. Физическое металловедение. М., ГНТИ, 1963.
49. Шпис Х.-И. Поведение неметаллических включений в стали
при кристаллизации и деформации. М., Металлургия, 1971.
50. Шульте Ю. А., Волчок И. П., Пинчук Е. И.—Литейное
производство, 1971, № 3.
51. Ansell G. S., Lenel F. V.— Acta metallurgy 1960, vol.
8, N 9.
52. Ashby M. E.—Phil. Mag., 1966, vol. 14, N 132.
53. Backer T. J., Charles J. A.—J. Iron and Steel Inst.,
1972, vol. 210, N 9.
165
54 Bacher T. G., Charles. J. A.—J. Iron and Steel Inst.,
1973, vol. 211, N 3.
55 Barnby J. T.— Acta metallurgy 1967, vol. 5, N 5.
•56 Brooksbank D., Andrews K. W.— J. Iron and Steel Inst.,
1969, vol. 207, N 4.
57. Brookshank D., Andrews K. W.—J. Iron and Sieet Inst.,
1972. vol. 210, N 4.
58. Brunet J.— C., Torterat P., Hugo M.—Rev. met , 1977,
vol. 74, N I.
59. Chao H. C., Thomassen L., Van Vlack L. H.— Trans.
ASM. 1964, vol. 57, N 2.
£ ?. Chao H. C., Van Vlack L. H.—Trans. Met. Soc. AIME,
1965, vol. 233, N 7.
61 Chao H. C., Van Vlack L. H., Lowrence H. —Trans.
ASM, 1965, vol. 58, N 1.
52 Dahl W.. Hengstenberg H., Duren C.—Stahl u. Eisen,
1966. bd 86, N 13.
2 Ede’son В. 1.. Baldwin W. M.— Trans. ASM, 1962, vol.
55. N 2.
64 Edmonds D. V., Beevers C. J.—J. Mater. Sci., 1968
vol. 3. N 5.
65. Edwrards G. R., McNelleyT. R., Sherby C. D.— Phil. Mag
1975, vol. 32, N 6.
<6 Embury J. D., Nickolson R. B.—Acta metallurgy 1963
vol. Il, N 5.
67. Fleck R. G., Talpin D. M. R., Beevers C. J.— Acta
metallurgy 1975, vol. 23, N 4.
68. Fudrimori Tetsuo, Yamamoto Vacunaha, Okada Yacu-
masa.— J. Iron and Steel Inst. Japan, 1976, vol. G2, N 4.
69. Gurland J., Plateau J.— Trans. ASM, 1963, vol. 56, N 1.
70. Hall D., Bannett G. H. J.— J. Iron and Steel Inst.,
1967, vol. 205, N 3.
71. Hehemann R. F., Luhan V. J., Troiano A. R.—Trans.
ASM. 1957, vol. 49, N 1.
72. Hirsch P.— J. Inst. Metals, 1948, vol. 86. N 1.
73 Hirth J. P.— Scr. metallu'g., 1976, vol. 10, N 8.
74. Hiither W., Reppich B.— Proc. 2 nd Int. Conf. Meeh.
Behavier Mater. Boston, 1976.
75. Keeler J. H.— J. of Metals, 1956, vol. 8, N 4-
166
76. Kiessling R.— J. of Metals, 1969, vol. 9, N I.
77. Kodzacu Isao, Sinidzu Teruhiko.—J. Iron and Steel Inst.
Japan, 1971, vol. 57, N 13.
78. Koike Josaku, Koizumi Mahito, Furukawa Takasi.—
J. Iron and Steel Inst. Japan, 1966, vol. 52. N 4.
79. Lankford J.—Int. J. Fract., 1976, vol. 12, N 1.
80. Lenel F. V., Bachensto A. B., RoseW. V.— J. of Metals,
1957, vol. 9, N 2.
81. Lyne С. M., Kasak A.— Trans. ASM, 1968, vol. 61, N 1.
82. Matthews J. W., Mager S. A.— Scr. metallurgy 1972,
vol. 6. N 12.
83. Mori T., Tanaka K.— Acta metallurgy 1973, vol. 21, N 5.
84. Mori T., Tokushige Hiroguki.— Acta metallurgy 1977,
vol. 25, N 6.
85. Paton N. E., Mahoney M. W.— Elect, microscopy, 1974,
vol. 1, N 5.
86. Philipps V. A.— Acta metallurgy 1966, vol. 14, N 3.
87. Pickering F. В J., Met A.— J. Iron and Steel Inst, 1958,
vol. 189, N 3.
88. Rennbach E. H.—SAMOE Quart., 1974, vol. 5, N 4.
89. Roberts W., Lehtinen B., Eastarling К- E.— Acta metal-
lurgy 1976, vol. 24, N 8.
90. Rozovsky E., Hahn W. C., Avitzur B.— Metallurg. Trans.,
1973, vol. 4, N 4.
91. Rudnik S.— J. Iron and Steel Inst., 1962, vol. 29, N 5.
92. Sato S., Zunoi M., Fukui S.— J. Soc. Material Sci. Japan,
1965, vol. 14, N 140.
93. Smith E.— Acta metallurgy 1960, vol. 8, N 6.
94. Stewart A. T., Martin J. W.— Acta metallurgy 1975,
vol. 23, N 1.
95. Tanaka K., Mori T., Nakamura T.— Phil. Magazine, 1970,
vol. 21, N 170.
96. Warrick R. J., Van Vlack L. H.— Trans. ASM, 1964,vol.
57, N 2.
97. Weatherly G. C. —Metal Sci. J., 1968, vol. 2, N 2.
98. Wilson A. D.— Metallurg. Trans., 1977, vol. 8, N 1.
99. Wood L. E., Van Vlack L. H.—Trans. ASM, 1963. vol.
56, N 2.
100. Yokobory T.— J. of Appl. Mechanics, 1957 vol. 24, N 3.
Содержание
Стр.
Предисловие......................................... 5
1. Неметаллические включения в стали................. 7
Образование неметаллических включений и распре-
деление их в объеме слитка..................... 7
Влияние неметаллических включений на механиче-
ские и технологические свойства стали......... 26
2. Поведение неметаллических включений при горячей
и холодной прокатке стали........................... 49
Влияние состава включений на их поведение при
прокатке стали................................ 49
Механизм деформации включений при прокатке . . 64
3. Влияние неметалл ячеек :.х включений на развитие
деформации матрицы.................................. 85
Неметаллические включения как концентраторы
напряжений и деформаций....................... 85
Развитие деформации матрицы вблизи неметалли-
ческих включений различного состава...........109
Образование микроразрушений в матрице вблизи
неметаллических включений.....................133
Список литературы...................................163
Информ, бланк № 1836
Сдало п набор 02.08.79. Подписано в печать 31.01.80. БФ 04028.
Формат 60x90/Jt. Бумага типогр. № 1. Гарн. лит. Печ. выс.
Усл. печ. л. 5,25. Уч.-изд. л. 5,81, Тираж 2000 экз. Зак. № 0-151
Цена 55 к.
Издательство «(Техника», 252601, Киев. 1, ГСП, Крещатик. 5
Книжная фабрика <Коммунист» РПО «Полнграфкнига» Госком
издата УССР, 310012, Харьков-12, Энгельса, 11.