Диаграммы σ—ε термически упрочненных сталей

При температурах отпуска вплоть до 400° С включительно диаграмма σ—ε криволинейна без признаков площадки текучести с относительно низким пределом пропорциональности. При повышении температуры отпуска вид диаграммы меняется принципиальным образом: после отпуска при 450° С на диаграмме появляется небольшая площадка текучести протяженностью до ε = 0,7%. При дальнейшем повышении t_ОТП диаграмма становится более пологой и протяженность площадки текучести увеличивается.

Подобным же образом происходит изменение вида диаграммы растяжения при повышении температуры отпуска у охлажденных в воде толстых листов из стали 09Г2С и 14Г2.

У всех рассмотренных сталей при повышении температуры отпуска коэффициент деформационного упрочнения снижается, а относительное удлинение растет.

Аналогично изменяется при изменении  t_ОТП вид диаграмм σ—ε сталей с нитридным или карбонитридным упрочнением.

Ввиду важности для строительных сталей характеристик сопротивления малым (ранним) пластическим деформациям, специально строили участки диаграмм σ—ε в области остаточных деформаций до 0,2 %. Для удобства сравнения полученных диаграмм по оси ординат отложен безразмерный параметр, позволяющий исключить влияние абсолютных значений прочностных характеристик на вид диаграммы. На этом же рисунке для сравнения приведена диаграмма, описывающая поведение идеального упругопластического тела — кривая (диаграмма Прандтля). Диаграммы работы высокоотпущенных сталей мало отличаются по виду от диаграммы Прандтля в рассматриваемой области пластических деформаций.
Наиболее выраженный криволинейный вид в области малых упругопластических деформаций имеет диаграмма закаленных сталей, а среднеотпущенных сталей занимает промежуточное положение.

Особенность этой стали, как и любой сложнолегированной стали с молибденом и сильными карбонитридообразующими, заключается в том, что переход от диаграммы σ—ε криволинейного вида к виду с площадкой текучести происходит лишь после отпуска при 650-700° С.
Вместе с тем у всякой высокоотпущенной стали с молибденом на диаграмме σ—ε имеется площадка текучести, которая у отдельных сталей может доходить до ε = 4,0...4,5%. В связи с узостью температурного интервала отпуска, после которого сталь с молибденом имеет диаграмму с площадкой текучести, и близостью этого интервала к критической точке ACl ряд исследователей на диаграммах растяжения таких сталей не обнаружили площадки текучести. Поэтому в свое время существовало мнение, что диаграммы σ—ε строительных сталей с σ_Т ≥ 600 Н/мм² всегда криволинейны. В действительности же стали этой группы после улучшения имеют диаграмму σ—ε с площадкой текучести.

Таким образом, можно считать установленным, что вид диаграмм σ—ε термически упрочненных строительных сталей в зависимости от температуры отпуска может принципиально изменяться от криволинейного, типичного для закаленного состояния, до диаграммы с площадкой текучести, близкой по виду к диаграммам сталей с феррито-перлитной структурой. В наличии диаграмм различного вида состоит существенное отличие термически упрочненных сталей от сталей с феррито-перлитной структурой. Общие закономерности изменения вида диаграммы от криволинейного до диаграммы с площадкой текучести не зависят от марки стали и ее микроструктурного класса, а определяются режимами термического упрочнения.

Сравнивая микроструктуры термически упрочненных сталей, установили, что криволинейность их диаграмм σ—ε после низко- и средне-температурного отпуска определяется, главным образом, высокой плотностью неупорядоченных сеток дислокаций; диаграмма с площадкой текучести, наблюдаемая после высокотемпературного отпуска, — субзер-нограничным упрочнением. Другие механизмы упрочнения здесь влияют слабо.

Учитывая сказанное, по виду диаграмм σ—ε при одноосном растяжении можно выделить стали, отпущенные при высоких температурах. Следует еще раз подчеркнуть, что такие характеристики как σ_Т, а также относительное удлинение не обладают нужной в данном случае структурной чувствительностью.

В работе исследована зависимость протекания начальных пластических деформаций от микроструктуры рассматриваемых сталей. Изменение микростроения строительных сталей при испытаниях на растяжение (появление линий скольжения, характер деформаций отдельных зерен и т.д.) изучали на плоских образцах с размером расчетной части 8x2x1 мм по специально разработанной методике. Микрорельеф, образовавшийся на поверхности полированных деформированных образцов из стали 15ХГ2СМФР в горячекатаном и улучшенном состояниях после деформации на 3 % почти не содержит линий скольжения. Развитые впадины (выступы) ограничивают относительно малодеформированные полиэдры размером 40 мкм. Крупные впадины грубо ориентированы по направлению прокатки и имеют относительно большую протяженность. Следует заметить, что границы бейнитных зерен практически не влияют на расположение и распространение ступеней скольжения.
Микрорельеф закаленной и высокоотпущенной стали состоит из системы почти прямолинейных полос, ограниченных хорошо различимыми полиэдрическими областями. Сопоставляя наблюдаемую картину пластической деформации с исходной микроструктурой стали, можно сделать вывод, что начальная деформация в закаленной и высокоотпущенной стали развивается в зернах, образующихся как продукт распада мартенсита и имеющих игольчатую ориентацию. Поэтому и рассматриваемый рельеф состоит из систем прямолинейных полос.
Дислокации в улучшенной стали заблокированы достаточно сильно, поэтому пластическая деформация, связанная с текучестью, локализуется в приграничных областях кристаллов, и вследствие этого зерна после пластической деформации рельефно обозначаются на поверхности шлифа. Полиэдрические области, ограничивающие системы параллельных продеформированных сорбитных участков, являются границами действительного аустенитного зерна или субзерна, образовавшегося при нагреве стали 15ХГ2СМФР под закалку.

Таким образом, неодинаковое микростроение исследованных сталей приводит к различному протеканию процессов начальной пластической деформации: у сталей с бейнитной структурой, из-за относительно слабой блокировки дислокаций и -хорошего ориентационного соответствия между соседними зернами, пластическая деформация у границ зерен феррита выражена слабо и сдвиги распространяются транскристаллитно. Совокупность зерен, образовавшихся в процессе γ—α-превращения из одного и того же зерна аустенита и связанных между собой и матричным аустенитным зерном определенным ориентационным соответствием, ведет себя при наступлении текучести как единый фрагмент структуры.

Ферритная матрица закаленных и высокоотпущенных сталей в процессе пластической деформации фрагментируется гораздо сильнее, чем у сталей с бейнитной структурой. Из-за сильной блокировки дислокаций в зернах, имеющих структуру сорбита отпуска, начальные пластические деформации развиваются по границам. При пластической деформации такие зерна ведут себя как самостоятельные фрагменты. Размер отдельных фрагментов пластической деформации в таких сталях на порядок меньше фрагментов пластической деформации в сталях с бейнитной структурой. Кроме того, характер развития начальных пластических деформаций в термически упрочненных сталях существенно зависит от микроструктуры. В улучшенных высокоотпущенных сталях на начальной стадии значительно развиваются пластические деформации в приграничных областях зерен, в закаленных и среднеотпущенных сталях преимущественное развитие имеют транскристаллитные сдвиги.