Физика металлов и металловедение, 2019, T. 120, № 9, стр. 1003-1008

ВВЕДЕНИЕ

Горячий прокат, в частности листы, полученные по технологии безрекристаллизационной контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением, имеет ярко выраженную анизотропию механических свойств, связанную с формированием волокнистой структуры. В стали слои, состоящие из вытянутых вдоль направления прокатки аустенитных зерен, разделены почти плоскими большеугловыми границами (БУГр), параллельными поверхности листа [1–3].

Известно [4, 5], что задаваемое надрезом изгибаемых образцов направление распространения магистральной трещины (МТр) перпендикулярно к поверхности слоев (по терминологии [1] – внутренним “свободным” поверхностям) приводит к существенному увеличению ударной вязкости.

Этот эффект имеет научно-практическое значение, как с точки зрения понимания механизмов разрушения, так и с позиции надежной эксплуатации элементов строительных конструкций из анизотропных сталей.

Резкое увеличение вязкости сталей, когда разрушение проходит через чередующиеся слои, объясняется необходимостью повторного зарождения МТр при пересечении внутренних “свободных” поверхностей. В подтверждении этого рассматриваются эксперименты на образцах, состоящих из пачки пластин [1, 6, 7].

Однако, в отличие от составных образцов, в образцах со слоистой структурой, созданной прокаткой, силы сцепления слоев другие и слои закономерно взаимно ориентированы. Поэтому в образцах со слоистой структурой на большеугловых границах слоев может не происходить остановка МТр и ее повторное зарождение в новом слое. Это можно установить только прямыми исследованиями механизмов разрушения и траектории МТр, распространяющейся перпендикулярно поверхности слоев.

Исходя из этого, целью настоящей работы явилось изучение связи энергии разрушения с механизмами распространения магистральной трещины в изготовленных из анизотропной стали 08Г2Б образцах Шарпи с надрезом вдоль направления прокатки и перпендикулярным поверхности листа.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ

Материалом исследования явилась высокочистая по неметаллическим включениям сталь типа 08Г2Б промышленной выплавки следующего химического состава (мас. %): 0.08 С; ~2 Mn; 0.2 Mo; Σ (Ti–V–Nb) ≈ 0.15; 0.004 N; 0.04 Al; 0.004 S; 0.007 P. Трубная заготовка получалась методом непрерывного литья, после чего металл подвергался контролируемой прокатке по безрекристаллизационному режиму в аустенитной области. Сталь имеет ультрадисперсную феррито–бейнитную/мартенситную структуру, где доля продуктов низкотемпературного распада аустенита составляет 15–30%. При определенной неоднородности по размеру и распределению структурных составляющих в данных сталях типичной является структура из квазиполиэдрических зерен феррита средним размером 3–5 мкм и вытянутых зерен, содержащих продукты низкотемпературного распада аустенита [8]. Особенностью структуры является ярко выраженная полосчатость вдоль направления прокатки. Полосы шириной 3–15 мкм разделены длинными, слегка изогнутыми большеугловыми границами, которые хорошо наблюдаются при EBSD-анализе в растровом электронном микроскопе [8].

Данные по макро- и дислокационной структуре (размер зерна, большеугловых границах и др.) представлены в [8, 9].

Образцы Шарпи для испытаний на ударный изгиб вырезались поперек направления прокатки из середины листа, изготовленного по технологии безрекристаллизационной контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением; V-образный надрез по типу 2 располагался вдоль направления прокатки перпендикулярно поверхности листа (рис. 1). Полученные данные по структуре, распределению деформации и механическим свойствам сопоставлялись с таковыми, полученными для образцов с надрезом типа 1. В дальнейшем такие образцы будут соответственно называться образцами 1 и 2.

Рис. 1.

Схема вырезки образцов для испытаний на ударный изгиб: НП – направление прокатки (x); ПН – перпендикуляр к направлению прокатки (y); НН – нормаль к направлению прокатки (z).

Ударное нагружение образцов при температурах от +20 до –80°С проводилось на копре с падающим грузом INSTRON CEAST 9350.

Металлографический анализ проводился на разрушенных и недоломанных образцах в серединном сечении ПН(y)–НН(z), перпендикулярном поверхности излома, с использованием светового микроскопа Nikon Epiphot 200 при увеличениях от 100 до 500 крат.

Измерения микротвердости пирамидой Виккерса при нагрузке 9 Н с регистрацией диаграммы вдавливания проводились на микротвердомере CSM MHT. Микроидентирование проведено по трем трассам, находящимся на разном удалении от поверхности излома, расстояние между уколами индентора и от поверхности составляло три диагонали отпечатка [10]. Для установления связи между степенью деформации ε и величиной микротвердости HV_μ было проведено микроиндентирование образцов, прокатанных с разной степенью деформации. Полученная зависимость HV_μ = f(ε) была аппроксимирована линейной функцией:

Такой подход позволил по значениям микротвердости HV_μ оценить степень деформации ε в локальных областях образцов.

РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТА

Вне зависимости от ориентации надреза разрушение образцов Шарпи стали 08Г2Б, полученной по технологии контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением, всегда макровязкое при температурах испытания Т_исп ≥ –80°С [11]. При всех Т_исп вплоть до –80°С ударная вязкость (KCV) образцов 2 на ~37% выше, чем KCV образцов 1, и, зачастую, образцы 2 оказывались недоломанными, так что при KCV ≥ 360 Дж/см² величина ударной вязкости носит оценочный характер.

Область растяжения в изгибаемом образце располагается между надрезом и нейтральной линией. Профиль излома – траектория магистральной трещины – в образце 2 имеет зигзагообразную форму (рис. 2). Он состоит из трех расположенных на расстоянии ~2.8 мм выступов, которым на противоположной стороне излома соответствуют впадины. Угол при вершине выступов несколько превышает 45°, а профили выступа и соответствующей ему впадины не полностью идентичны, очевидно, вследствие пластического течения, сопровождающего движение МТр. Можно предполагать, что такой сложный профиль излома в образцах 2 связан с последовательным прохождением МТр через разделяющие слои “свободные” поверхности (БУГр), приводящие к образованию выступов (впадин).

Рис. 2.

Профиль поверхности разрушения недоломанного образца Шарпи с надрезом типа 2, T_исп = –60°С.

Закономерное чередование выступов и впадин на поверхности разрушения свидетельствует о такой сформировавшейся при горячей прокатке ориентировке соседних слоев, при которой напряжения в них взаимно компенсируются при различном направлении ротационной компоненты пластической деформации [12].

На микроуровне поверхность разрушения также не гладкая (рис. 2, 3): на ней присутствуют мелкие (~0.1 мм) округлые впадины (выступы) и очаговые трещины, возникшие при разрушении перемычек в ходе распространения вязкой трещины между порами и зародышевыми трещинами [2, 3, 13].

Рис. 3.

Профиль излома (а), распределение микротвердости HV_μ и степени деформации ε вблизи поверхности разрушения недоломанного образца (б), T_исп = –60°С.

Область растяжения разрушенных образцов Шарпи состоит из трех зон [14, 15]: примыкающей к надрезу зоны θ, зоны L_C и зоны L_B (рис. 3а). При испытании в идентичных условиях зона L_C в образцах 2 имеет значительно меньшие размеры, чем в образцах 1 (при Т_исп = –60°С ~1 и 3 мм, соответственно). Поверхность разрушения в зоне L_B, занимающей в образцах 2 более 70% всего излома при Т_исп = –60°С (рис. 3), характеризуется наличием элементов вязкого (ямки) и хрупкого (фасетки квазискола) разрушения [5, 12].

На рис. 3 приведены профиль излома и распределение микротвердости, измеренной по трем трассам приблизительно повторяющим его. Максимальные значения микротвердости принадлежат наиболее близкой к поверхности разрушения трассе 1, а ход кривых HV_μ-z для других трасс почти совпадает с таковыми для трассы 1. В то же время для трасс 2 и 3 $HV_{\mu }^{{\max }},$ приходящиеся на район выступов, тем меньше, чем дальше располагается трасса от поверхности разрушения.

Ход кривых HV_μ-z, как и профиль излома образца 2, существенно отличаются от данных характеристик образца 1 [16]. В образце 2 максимальные значения микротвердости (~395 и 375 HV_μ для первого и второго пиков на рис. 3б) значительно больше, чем в образце 1 (320 HV_μ). В таком же соотношении для рассматриваемых образцов находятся величины локальной пластической деформации, найденные из HV_μ по уравнению (1).

В совокупности эти моменты свидетельствуют о том, что механизмы распространения МТр в образцах с различной ориентировкой надреза существенно различаются.

Примечательно, что в окрестностях впадин излома (z ≈ 1.5 и 4.4 мм на рис. 3) кривые HV_μ-z для различных трасс сближаются и достигают минимальных значений ~290 HV_μ (ε ≈ 40%). Что, как в образце 1, соответствует уровню HV_μ (ε) исходного горячекатаного металла (до динамического изгиба).

Наклеп металла вблизи поверхности разрушения связан с областью пластической деформации (ОПД) распространяющейся вязкой трещины. Следовательно, приведенные на рис. 3б данные свидетельствуют о степени (ε) и градиенте деформации (dε/dz), размере ОПД магистральной трещины в плоскости шлифа. В районе выступов излома эти характеристики достигают максимальных значений, в районе впадин – минимальных, тогда как в переходной области (2.0–2.5 мм на рис. 3б) величина HV_μ вблизи поверхности излома бывает даже меньше, чем в более удаленных от него точках.

Природа первой (z ≈ 1.5 мм) и второй (z ≈ 4.5 мм) впадин на поверхности разрушения (рис. 3а) отлична по ряду моментов – траектории линий скольжения, величине и ходу изменения HV_μ и др. Если первую впадину можно рассматривать как проявление внутренней “свободной” поверхности, то впадину 2, по всей вероятности, следует связать с нейтральной линией (плоскостью) в изгибаемом образце (балке с квадратным сечением).

В образце 2 расстояние до нейтральной линии от надреза (L_Н.Л.) значительно больше, чем в образце 1, что совпадает с известной тенденцией: с повышением вязкости (пластичности) стали область растяжения увеличивается за счет уменьшения области сжатия (зоны долома L_Д). Так, в образце 1 (KCV^–60 = 206 Дж/см²) L_Н.Л. = 3.5 мм, и она расположена между зонами L_C и L_B [16], а в образце 2 (KCV^–60 = 285 Дж/см²) L_Н.Л. = 4.5 мм и она разделяет зоны L_B и L_Д.

ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ

Профиль излома и распределение микротвердости в участках, примыкающих к поверхности разрушения, позволяет воссоздать особенности пластического течения и разрушения в области растяжения образцов Шарпи, когда МТр распространяется перпендикулярно к поверхности слоев.

Рассматривая макровыступы/впадины как проявление при прохождении МТр внутренних “свободных” поверхностей, можно сделать вывод, что область растяжения (зоны L_C и L_B) в исследованном образце охватывает четыре слоя толщиной ~1 мм (показаны вертикальными пунктирными линиями на рис. 3). Если выделить растяжение как одну из основных компонент деформации изгибаемого образца, то деформацию и разрушение в нем можно представить схемой на рис. 4. Каждый слой идентичен растягиваемому стержню (рис. 4а), а в совокупности они образуют блок, из закономерно ориентированных четырех растягиваемых вдоль их оси силой Р стержней, разделенных “свободными” поверхностями – большеугловыми границами (рис. 4б).

Рис. 4.

Схема магистральной трещины и полей пластической деформации в растягиваемом стержне (а); схема расположения выступов/впадин на поверхности разрушения в области растяжения образца со слоевой структурой (б).

Разрушение при растяжении стержней из пластичных металлов приводит к формированию на периферии излома “губы среза” – откосов в виде гребней и соответствующим им впадин на обломках образца. Образование их объясняется [1–3] легким сдвигом по траектории действия максимальных касательных напряжений, реализуемым движением дислокаций, испускаемых (поглощаемых) поверхностью тела. При разрушении плоскость такого сдвига – полоса интенсивного пластического течения – является руслом трещины, формирующей “губы среза”. Скручивание вокруг оси приложения нагрузки растягиваемых пластических образцов (дипольное расположение концентраторов напряжений) приводит к тому, что с одной стороны излома у каждой половины разрушенного образца возникает гребень, а у другой – откос (рис. 4а).

Трещины, формирующие “губы среза”, являются трещинами моды II, растущими при стоке (оттоке) к ним дислокаций из окружающего их объема [2, 3]. Об этом же свидетельствуют линии скольжения, ориентированные почти перпендикулярно к поверхности излома в районе выступов (рис. 2, рис. 4а). Данные дислокации образуют область пластической деформации растущей трещины. В рассматриваемом случае, как показано штриховкой на рис. 4а, ОПД расположена по одну сторону от трещины откоса, а именно ту, которая обращена к поверхности тела (слоя).

Как видно на профиле излома и схеме на рис. 4б, такие “псевдогубы среза” стыкуются в контактирующих по большеугловым границам слоях, создавая макровыступы излома. Они окружены ОПД с высокой плотностью дислокаций, согласно экстремально большим значениям HV_μ, которые постепенно снижаются при удалении от поверхности разрушения.

В районе впадины излома, судя по низкому уровню HV_μ, ОПД у трещины отсутствует, точнее, она располагается вокруг соответствующего выступа на противоположной стороне излома (рис. 4б).

Наконец, в участках между впадинами и выступами излома, согласно данным микротвердости и направлению линий скольжения, МТр принадлежит, вероятно, к моде I. Она окружена ОПД в виде “бабочки” [16], которая постепенно меняет свою плоскость и форму, по мере распространения трещины.

Таким образом, взаимодействие магистральной трещины с внутренними “свободными” поверхностями – границами слоев придает ей зигзагообразную форму, что существенно увеличивает ее траекторию, как и протяженность полос интенсивной пластической деформации, по которым она распространяется.

Данная работа выполнена в рамках темы “Структура” (№ АААА-А18-118020190116-6) при частичной поддержке Комплексной программы УрО РАН (проект № 18-10-2-39).

ВЫВОДЫ

1. Исследование области растяжения образцов Шарпи стали 08Г2Б показало, что при распространении магистральной трещины перпендикулярно поверхности волокон (в образце 2 с надрезом вдоль направления прокатки перпендикулярно поверхности листа) ударная вязкость на несколько десятков процентов выше, чем при разрушении вдоль волокон (в образце 1 с надрезом перпендикулярным поверхности листа). Так, KCV^–60 = 206 и 285 Дж/см², соответственно, в образце 1 и 2.

2. Обосновано, что одной из причин высокой ударной вязкости в образце 2 является возросшая протяженность магистральной трещины и, соответственно, полос интенсивной пластической деформации, по которым она распространяется, вследствие взаимодействия магистральной трещины с границами слоев.

3. На основе измерения микротвердости вблизи поверхности излома установлено, что степень пластической деформации в области пластической деформации магистральной трещины в образце 2 больше (до ~14%) таковой в образце 1. Это является другим существенным фактором, вносящим вклад в чрезвычайно высокий уровень ударной вязкости образцов, когда разрушение происходит перпендикулярно поверхности волокон.