Расчёт предела текучести трубных сталей

Размещено на http://www.allbest.ru/

Федеральное агентство по образованию

ГОУ ВПО «Уральский государственный технический университет - УПИ»

Контрольная работа

Предмет: «Конструкционное материаловедение»

Тема: «Расчёт предела текучести трубных сталей»

Преподаватель: Полухина О.Н.

Студент: Шайбаков Р.Р.

2016

Введение

Производство стали Х70 (К60) было освоено более тридцати лет назад, и прокат такой прочности производился и производится для изготовления миллионов тонн электросварных труб большого диаметра.

Для этой цели используются две основных технологических схемы (если не считать термическую обработку) производства проката класса прочности Х70 (К60):

-- низкотемпературную контролируемую прокатку с последующим охлаждением на воздухе;

-- высокотемпературную контролируемую прокатку с последующим ускоренным охлаждением.

Отмечается, что класс прочности Х70 (К60) обычно является некой границей применения одной из этих технологических схем.

Скорость охлаждения при стандартной схеме ускоренного охлаждения проката класса прочности Х70 составляет 10-15 °С/с, температура завершения охлаждения -- около 550 °С, затем следует охлаждение на воздухе. При стандартном химическом составе стали Х70: (0,08% С, 1,50% Mn, 0,04% Nb) конечной микроструктурой является феррит с некоторым количеством бейнита.

Чтобы повысить прочность, не уменьшая при этом вязкость, необходимо увеличить объемную долю бейнита, что обычно достигается путем введения в сталь большего количества легирующих элементов, таких как марганец, молибден или никель, которые тормозят (у - а)-превращение и изменения режима охлаждения.

Первые небольшие трубопроводы из стали класса прочности Х80 были построены в 80-х годах XX в. в Германии и Чехии, потом в Германии был построен более крупный трубопровод с использованием труб StE 550 (в соответствии с германской спецификацией). Минимальный предел текучести этих труб составил 550 Н/мм2, что соответствует классу прочности Х80, но при этом минимальное временное сопротивление составило 690 Н/мм2, что выше 620 Н/мм2, соответствующих API. Для строительства этого трубопровода (протяженностью 260 км) было использовано 145 тыс. т труб диаметром 1219 мм с толщиной стенки 18,3 мм, которые успешно эксплуатируются при давлении 100 атм. Сталь в связи с высокими требованиями по временному сопротивлению имела содержание углерода около 0,09% и повышенное содержание марганца (среднее содержание 1,94%), в остальном не отличалась от стандартной стали Х70. Требуемый комплекс свойств был достигнут путем получения большей, чем в стали Х70, объемной доли бейнита в микроструктуре.

Экспериментальные трубы API Х80 с большей толщиной стенки (диаметром 914x32 мм) для работы в условиях Севера были изготовлены с использованием той же технологической концепции, более низкие требования по временному сопротивлению по сравнению со сталью StE 550 позволили уменьшить содержание углерода до 0,07%, однако потребовалось введение молибдена до 0,30%.

Актуальность работ по созданию высокопрочной трубной стали обусловлена значительными перспективами применения труб большого диаметра, особенно при строительстве газопроводов, рассчитанных на повышенные давления, в этом случае становится целесообразным применение сталей повышенной прочности. Создание стали и труб класса прочности Х80 позволяет снизить металлоемкость газопроводов по сравнению с газопроводами из труб класса прочности Х70 (К60) и благодаря этому улучшить многие технико-экономические показатели их строительства и эксплуатации.

Первые промышленные эксперименты в нашей стране были проведены в 80-х годах, причем к созданию сталей такого типа были различные подходы.

Первая идея была такова: не изменяя химического состава и стали типа 10Г2ФБ, применить ускоренное охлаждение для изменения типа структуры от ферритно-перлитной до ферритно-бейнитной. Для изучения влияния параметров контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения на структуру и свойства стали типа 10Г2ФБ ЮД. Морозовым и автором проведен цикл экспериментов в условиях стана 3600 MK «Азовсталь». Сталь содержала 0,09% С, 1,72% Mn, 0,1% V, 0,036% Nb. Слябы нагревали до 1150 °С, прокатывали до толщины 45 мм, после охлаждения подката проводили прокатку в чистовой клети до толщины 15,7 мм (температуру окончания прокатки варьировали в интервале 710-800 °С), после чего часть листов охлаждали на спокойном воздухе, а часть подвергали ускоренному охлаждению до 580-600 °C со скоростью ~15 °С/с. Полученные результаты показали, что применение ускоренного охлаждения приводит к существенному повышению прочности стали и слабо влияет на ударную вязкость и сопротивление хрупкому разрушению. Эффект упрочнения за счет ускоренного охлаждения уменьшается при понижении температуры окончания прокатки ниже критической точки Ar3, что обусловлено интенсивным протеканием превращения до начала ускоренного охлаждения. Структура стали после обработки по схеме ВКПУО более мелкозернистая, чем после охлаждения на воздухе (средний размер зерна феррита 5-5,5 мкм), с дисперсными участками перлита и продуктов промежуточного превращения, балл полосчатости не более 1. При прокатке с завершением при 780-800 °C и последующем ускоренном охлаждении предел текучести составлял 570-580 Н/мм2, временное сопротивление 660-680 Н/мм2, KCV -15 ~ 150 Дж/см2, что соответствовало требованиям к стали класса прочности Х80 (К65). В связи с тем, что стан 3600 был оснащен недостаточно эффективной установкой ускоренного охлаждения, работы в этом направлении не получили дальнейшего развития.

Для получения проката класса прочности К65 также была предпринята попытка развить традиционный подход с использованием низкотемпературной контролируемой прокатки. Были изготовлены промышленные партии толстолистового проката (толщиной 14,3 мм) для газопроводных труб повышенной прочности (категории прочности К65) из стали 08Г2ФБТ. Сталь характеризовалась повышенным (до 2%) содержанием марганца, низким содержанием серы, была микролегирована ниобием (до 0,06%), ванадием и титаном; после термомеханической прокатки и отпуска имела следующий комплекс свойств: ув ? 640 Н/мм2; ут ? 510 Н/мм2; д5 ? 20%; KCV-15 ? 88 Дж/см2; доля вязкой составляющей на образцах DWTT-15 ? 85%. К сожалению, такой подход не позволил полностью сбалансировать прочность, пластичность, вязкость и хладостойкость и обеспечить высокий выход годного.

В основу дальнейших работ в этом направлении была положена современная концепция создания высокопрочных трубных сталей, предусматривающая снижение содержания углерода, микролегирование ниобием, использование химических элементов, снижающих температурный интервал (г>б)-превращения, достижение высокой чистоты по вредным примесям и неметаллическим включениям и управление фазовыми превращениями путем применения регламентированного ускоренного охлаждения. Отечественные исследования в этом направлении впервые привели к промышленному опробованию производства проката класса прочности Х80 (К65) на стане 5000 ОАО «Северсталь», оснащенном достаточно эффективной установкой ускоренного охлаждения. Работа была проведена совместно ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» и ОАО «Северсталь» (автор и В.И. Ильинский) в 2001 г.

В проведенных на толстолистовом стане 5000 экспериментах уровень прочностных свойств, соответствующих классу прочности Х80, был достигнут при различных вариантах химического состава, технологии контролируемой прокатки и последующего охлаждения, а следовательно, и структуры стали.

Показано, что требуемый уровень прочности может быть достигнут различными способами (ТМП в г- и (г+б)-областях с ускоренным охлаждением или без него) при различном химическом составе стали и при различном соотношении структурных составляющих (матрица феррита с субзеренной структурой и 10-15% бейнита; 50% феррита и 50% бейнита; преимущественно бейнитный феррит). Однако при этом достигаются различные сочетания вязкости и хладостойкости. Установлено, что наилучшее сочетание прочности, вязкости и хладостойкости достигается при структуре, представляющей собой матрицу безуглеродистого бейнита, которая формируется при термомеханической прокатке с последующим ускоренным охлаждением низкоуглеродистой стали системы легирования Mn-Mo-Ni-Cu-Nb. Химический состав стали промышленной плавки, мас. %: 0,05 С; 0,12 Si; 1,81 Mn; 0,009 Р; 0,003 S; 0,20 Ni; 0,26 Cu; 0,25 Mo; 0,03 Al; 0,011 Ti; 0,09 Nb; 0,008 N2.

Анализ влияния технологических параметров термомеханической прокатки и последующего охлаждения на свойства опытной стали класса прочности Х80 (К65) позволил установить следующие основные закономерности.

1. При использовании ускоренного охлаждения на уровень предела текучести основное влияние оказывает температура окончания прокатки -- наблюдается снижение предела текучести стали со снижением температуры окончания прокатки. Эффект обусловлен тем, что при более низкой температуре окончания прокатки превращение аустенита с выделением полиэдрического феррита начинается до начала ускоренного охлаждения, что снижает долю продуктов промежуточного превращении.

2. На уровень временного сопротивления значительное влияние оказывает температура окончания ускоренного охлаждения: снижение этой температуры приводит к повышению временного сопротивления, что обусловлено формированием наряду с квазиполигональным ферритом более низкотемпературных продуктов превращения аустенита: верхнего и нижнего бейнита и даже мартенсита.

3. Формирование структуры опытных сталей, состоящей из полиэдрического феррита и небольшой доли (12-15%) продуктов промежуточного превращения (преимущественно верхнего бейнита), обеспечивает уровень предела текучести 510-530 Н/мм2, что ниже требований для стали класса прочности К65 (570 Н/мм2). Описанная структура формируется при прокатке с завершением в г-области (780 °С) с последующим охлаждением на воздухе.

При снижении температуры окончания прокатки в (г+б)-область (~710 °С) доля продуктов промежуточного превращения не изменяется, но в значительной части феррита формируется субзеренная структура, что позволяет повысить предел текучести до требуемого уровня.

4. При использовании прокатки с завершением при температуре несколько ниже точки Ar3 (в (г+б)-области) с последующим интенсивным ускоренным охлаждением наблюдается формирование структуры, состоящей из полиэдрического феррита с низкой плотностью дислокаций, некоторой части феррита с субзеренной структурой и продуктов промежуточного превращения (преимущественно верхнего бейнита). При этом уровень предела текучести определяется долей верхнего бейнита и требуемое его значение обеспечивается, если она превышает 60%.

5. При прокатке с завершением в г-области (780 °C и выше) стали 05Г2НМДБ с последующим ускоренным охлаждением формируется структура, представляющая собой матрицу бейнитного (гранулярного) и квазиполигонального феррита. Требуемый уровень предела текучести в этом случае достигается при доле этих продуктов более 80% (остальное -- полиэдрический феррит), углеродсодержащие фазы (структурные составляющие) представляют собой бейнит, цементит, М/А.

В Северной Америке обращение к промышленному производству стали API Х80 произошло сначала в 1994 г., а затем в 1996 г. Решение строить первый коммерческий трубопровод класса прочности Х80 в США было принято в 2003 г. Проект El Paso Cheyenne Plains включал 616 км труб диаметром 914 и 762 мм при толщине стенки 9,8-16,9 мм. Обычно в Северной Америке материал API Х80 получали, используя сталь системы лигирования C-Mn-Mo-Nb с микроструктурой бейнитного и полигонального феррита. В данном случае у двух разных поставщиков был применен разный подход к легированию для получения требуемой микроструктуры. Оба поставщика использовали сталь химического состава, сочетающего преимущества повышенного содержания ниобия и низкого содержания углерода (так называемый НТР-процесс), при этом один из поставщиков использовал композицию C-Mn-Mo-Nb, а другой C-Mn-Cr-Nb.

Стали, соответствующие обоим подходам к системе легирования, были прокатаны на станах Стеккеля. Из стали системы легирования C-Mn-Mo-Nb был прокатан рулон для изготовления спиральношовных труб; из стали второй системы легирования прокатывали листы для изготовления труб по технологии UOE. Несмотря на разницу подходов, в обоих случаях была получена требуемая структура. По вязкости к металлу предъявлялись средние требования (KV ? 106 Дж при температуре испытания -7°С), и они были существенно превышены.

Цель настоящей работы: на основании исследования микроструктуры и механических свойств низколегированной стали 08Г2СМБ, а так же литературных данных, рассчитать и сравнить теоретические и практические значения предела текучести.

В соответствии с поставленной целью в работе поставлены следующие задачи:

1. Исследовать марку стали 08Г2СМБ.

2. Рассчитать параметры микроструктуры и механических свойств низколегированной марки стали 08Г2СМБ (напряжение в металле, твердость упрочнения и самое главное - предел текучести).

3. Рассчитав параметры марки стали 08Г2СМБ, сделать сравнительный вывод полученных значений.

На основании исследования микроструктуры и механических свойств низколегированной стали 08Г2СМБ, а также литературных данных установить параметры ответственные за формирование конструктивной прочности.

Химический состав исследуемой стали, масс.%

Использование сталей определяется конструкционной прочностью. Под конструкционной прочностью понимают комплекс механических свойств, обеспечивающих надежную и длительную работу изделий или конструкций в условиях эксплуатации. Это комплексная характеристика включает сочетание прочности, жесткости, надежности, долговечности.

Конструкционную прочность можно определить по величине предела текучести стали и температуре вязко-хрупкого перехода (по температурному порогу хрупкости). сталь трубный технологический

Исходными данными для аналитического определения значений конструктивной прочности являются данные о химическом составе сплава, распределении элементов между фазами и количественные параметры структуры (размер фаз, их количество, распределение и соотношение).

Расчеты ведутся с упрощениями. Предел текучести можно рассчитать по уравнению Петча-Холла:

ут = уi + Kу•d?№/І,

где ут - предел прочности, МПа;

у_i - внутреннее упрочнение, МПа;

d - диаметр зерна, мкм;

Kу - коэффициент, характеризующий материал.

Исследование микроструктуры и фазового состава сталей позволило оценить величину отдельных факторов упрочнения исходя из аддитивного вклада в предел текучести отдельных упрочняющих факторов [1]:

у_т=у_о+?у_т.р.+?у_п+?_уд.у.+?у _д+?у_з , (1)

где - уо напряжение трения решетки или напряжение Пайерлса-Набарро;

?у_т.р -твёрдорастворное упрочнение; .?у_п - перлитное упрочнение; ?_уд.у - дислокационное упрочнение;.?у_д - дисперсионное упрочнение;

?у_з- упрочнение границами зёрен и субзёрен зернограничное упрочнение.

В различных сталях и сплавах вклад каждого из этих механизмов упрочнения в величину предела текучести будет различным. Кроме того, каждый из механизмов может воздействовать на материал самостоятельно или играть решающую роль. Так, твердорастворное упрочнение в А - железе, в основном обусловлено блокированием дислокаций атмосферами из атомов внедрения. Тогда как, в легированных в феррите и аустените упрочнение происходит за счет создания локальных внутренних напряжений при замещении атомов железа атомами легирующего элемента с другими размерами и свойствами. Деформационное упрочнение в одних сталях в основном может быть обусловлено образованием дислокаций леса, а в других - дефектами упаковки, барьерами Ломер-Коттрелла и др.

Дисперсионное упрочнение вызывается как когерентными, так и некогерентными выделениями, и эффективность упрочнения в этих случаях существенно отличается. Зернограничное упрочнение зависит от величины протяженности межзеренных границ, различного их строения, т.е. из-за барьерного воздействия на торможение дислокаций; в ряде сплавов возможно образование полигональных границ и появление эффекта субструктурного упрочнения.

Таким образом, при анализе указанных механизмов применительно к конкретной группе сталей необходимо уточнить, какие из механизмов играют основную роль, в чем она заключается и какие факторы оказывают на них наибольшее влияние.

Напряжение трения решетки. Сопротивление решетки движению свободных дислокаций или напряжение Паерлса-Набарро, в первом приближении может быть соотнесено с пределом текучести монокристалла металла, т.к. эта величина является минимальным напряжением для движения4 краевых дислокаций в кристалле и характеризует в нем силы трения.

Напряжение Пайерлса - Набарро рассчитывалось по формуле:

уо= 2• 10??•? , (2)

где G - модуль сдвига, для железа G = 84000 МПа.

При расчёте предела текучести принимаемые значенияуодолжны быть несколько большими, так как в твёрдом растворе всегда растворено некоторое количество примесей внедрения [10-2 % (С+N)], и имеются дефекты кристаллического строения. Поэтому напряжение Пайерлса у_о= 0~30 МПа [1].

Однако напряжение трения решетки существенно зависит от содержания примесей в металле. Причем, по мере того, как улучшается чистота и степень совершенства кристаллов, получаем все меньшие значения предела текучести монокристаллов. При легировании металла происходит увеличение сил трения, т.е. легирование увеличивает сопротивление движению дислокаций, кроме того, эти атомы создают локальные напряжения в кристаллической решетке металла. В любой стали всегда растворено некоторое количество легирующих элементов и примесей, а также присутствуют дефекты кристаллического строения, то значения уо будут несколько выше приведенного ранее, с учетом экспериментальных данных следует применять в расчетах следующие значения уо - 30 МПа:

Твердорастворное упрочнение. Это упрочнение сталей или сплавов за счет растворения легирующих элементов в твердом растворе. Образование твердого раствора возможно по принципу замещения и внедрения. В зависимости от вида твердого раствора величина упрочнения будет различной так как степень искажения кристаллической решетки различна. Твердые растворы внедрения образуют элементы с малым атомным радиусом (обычно такими элементами являются неметаллы).

Твердые растворы внедрения - это всегда ограниченные твердые растворы, а растворимость в них зависит от кристаллической решетки растворителя и размеров элемента внедрения. Ограниченность твердых растворов объясняется тем, что при образовании твердого раствора сохраняется решетка растворителя, а атомы внедрения занимают лишь вакантные междоузлья - октаэдрические и тетраэдрические пустоты в решетке металла растворителя. Элементы, образующие твердые растворы внедрения, на два порядка сильнее упрочняют твердый раствор, чем элементы, образующие твердые растворы замещения, и это необходимо учитывать при легировании.

Количественная оценка твердорастворного упрочнения при легировании производилась в предположении аддитивности вкладов в упрочнение отдельных легирующих элементов.

?ут.р=?(k_i • С_i), (3)

где k_i - коэффициент упрочнения феррита, представляющий собой прирост предела текучести при растворении в нём 1 % (по массе) i-того легирующего элемента; С_i - концентрация, % (по массе) i-того легирующего элемента растворённого в феррите.

Коэффициент упрочнения определяют при специальных исследованиях по влиянию легирования на свойства матрицы сплавов [1].

Значения коэффициентов упрочнения приведены в таблице C_i - концентрация, % (по массе), i - легирующего элемента, растворенного в феррите. Расчет по этой формуле возможен, если известны коэффициенты упрочнения Ri . Значения коэффициента упрочнения для основных элементов легирующих сталей приведены в таблице.

Коэффициенты упрочнения феррита.

Коэффициенты твердорастворного упрочнения определяют при специальных исследованиях по влиянию легирования на свойства матрицы сплавов. Определение значений с_i является более сложной задачей, так как эта величина представляет собой концентрацию легирующего элемента в твердом растворе, а не все содержание элемента в стали. Дело в том, что легирующий элемент может быть частично растворен в твердом растворе, а частично в карбидной или интерметаллидной фазе. Следует отметить, что упрочнение феррита легированием отрицательно сказывается на склонности к хрупкому разрушению. Упрочнение за счет перлита D_sn определяется количеством перлитной составляющей в структуре стали и ее дисперсностью, то есть зависит от состава стали, устойчивости переохлажденного аустенита и скорости охлаждения из аустенитного состояния. Легирующие элементы (Mn, Cr, Ni, Mo и другие) увеличивают устойчивость переохлажденного аустенита, вследствие чего в результате охлаждения на воздухе будут образовываться более низкотемпературные продукты распада аустенита. Как правило, феррито- перлитная структура сохраняется, но в ней увеличивается количество перлитной составляющей вследствие образования псевдоперлита. Если в аустените растворены сильные карбидообразующие элементы (Nb, V, Ni и другие), то аустенит обладает повышенной устойчивостью к распаду, если же эти элементы связаны в карбидные фазы, устойчивость аустенита будет уменьшаться вследствие их зародышевого влияниярезультате охлаждения на воздухе будут образовываться более низкотемпературные продукты распада аустенита. Как правило, феррито- перлитная структура сохраняется, но в ней увеличивается количество перлитной составляющей вследствие образования псевдоперлита. Если в аустените растворены сильные карбидообразующие элементы (Nb, V, Ni и другие), то аустенит обладает повышенной устойчивостью к распаду, если же эти элементы связаны в карбидные фазы, устойчивость аустенита будет уменьшаться вследствие их зародышевого влияния на распад аустенита и связывания части углерода в специальные карбиды. Последние приведут к некоторому уменьшению перлита в структуре стали.

Дислокационное упрочнение оценивалось с помощью электронно- микроскопических изображений, при этом учитывались доли феррита и упрочняющей структурной составляющей (УСС), найденные при металлографическом исследовании.

р_д=р_а••q_ф+р_усс•q_б/м , (4)

где р_д - плотность дислокаций (р_а - в феррите;русс - упрочняющих структурных составляющих); q_ф и q_б/м - доля феррита и УСС соответственно.

Механизмы дисперсионного упрочнения можно разделить на основные и косвенные. Все основные механизмы дисперсионного упрочнения основаны на том, что дисперсионные частицы являются препятствиями на пути движения дислокаций, вследствие чего повышается напряжение течения - предел текучести материала. Косвенные механизмы упрочнения связаны с влиянием дисперсных частиц и собственно распада перенасыщенного твердого раствора на структурные параметры, влияющие на прочность. Поэтому косвенные механизмы необходимо рассматривать при анализе конкретных сплавов. Дислокационные механизмы дисперсионного упрочнения разработаны для когерентных частиц, когда дислокации могут перерезать частицы выделений и для некогерентных частиц, когда дислокации обходят выделения.

Основными частицами упрочняющими стали и сплавы являются:

-карбиды (химические соединения металла с углеродом) такие как: Fe3C, Mo2C, NbC, ZnC, TiC и другие.

-нитриды (соединения металла с азотом) такие как: Fe4N, CrN, MoN, TiN, AlN и другие.

Иногда упрочняющей фазой в стали может быть какой-либо элемент, нерастворимый в железе, например почти чистая медь (вернее о -фаза - твердый раствор железа в меди).

Дисперсионное упрочнение наиболее эффективно в том случае, когда упрочняющая фаза способна к растворению в твердом растворе, выделению и сохранению в дисперсной форме при существующих режимах нагрева и охлаждения. Этим условиям удовлетворяют фазы VC, VN, NbC, V (C, N).

Выделения, образующиеся при распаде твердого раствора, могут быть когерентны и некогерентны матрице.

Вклад дисперсионного упрочения в предел текучести оценивался по механизму Орована:

?уд.у=(9,8•10і/л)ln2л, (5)

где л- расстояние между частицами.

Металлы в сплавах используют, как правило, в виде поликристаллов. Важнейшее их свойство - механическая прочность - определяется дефектностью структуры кристалла. И добиться от металла тех или иных свойств можно изменяя дефектную структуру кристалла. Под структурой следует понимать концентрацию и распределение не только точечных дефектов, дислокаций и поверхностных дефектов (дефектов упаковки), но границ зерен и межфазных границ. Атомная структура и свойства одиноких точечных дефектов и дислокаций в кристаллах изучены довольно хорошо. Что нельзя сказать по поводу знаний об атомной структуре границ зерен и механизмах их участия в пластической деформации.

Однако в последние годы при использовании электронной микроскопии удалось выяснить, что границы зерен в металлах представляют собой прослойки толщиной 2-3 межатомных расстояний и только внутри этого слоя сочленение атомов отличается от правильного расположения атомов в соседних зернах. Следовательно, границы зерна способствуют поверхностному дефекта кристалла. Это обстоятельство позволило разработать сравнительно простые микроскопические модели границы зерна. Наиболее важными являются зернограничные дислокации. Зернограничные дислокации являются нарушениями структуры «идеальной» плоской границы, которую следует рассматривать как поверхностный дефект кристалла.

Зернограничное упрочнение оценивалось по уравнению:

Дуз=k_y•d?№/І , (6)

где k_y - коэффициент характеризующий материал.

Из формулы видно, что чем меньше размер зерна, тем больше значение упрочняющего фактора, но существует мнение, что при сверхмелком зерне эффективность упрочнения снижается. Факторов, влияющих на размер зерна очень много. В основном к упрочнению стали приводит легирование.

Предел текучести:

у_т=30+103+100+85+390?708 МПа

Напряжение Пайерлса - Набарро:

Для стали 08Г2СМБ получили:

уо= 2 • 10??• 84000 = 16,8 МПа

При расчёте предела текучести принимаемые значенияуодолжны быть несколько большими, так как в твёрдом растворе всегда растворено некоторое количество примесей внедрения [10-2 % (С+N)], и имеются дефекты кристаллического строения. Поэтому напряжение Пайерлса принимаем:

у_о= 30 МПа.

Твердорастворное упрочнение для стали 08Г2СМБ составило:

?ут.р =?33•1,85+30•0,22+86•0,39+1/3•0,002+1/3•31•0,19

+1/3•11•0,133 = 103 Мпа

Дислокационное упрочнение.

Дислокационное упрочнение оценивалось с помощью электронно-микроскопических изображений, при этом учитывались доли феррита и упрочняющей структурной составляющей (УСС), найденные при металлографическом исследовании.

Рд=0,18•1•10¹²+0,82•5•10⁸=8,2·10¹⁰ см^-2

Значение дислокационного упрочнения для исследуемой стали:

?у д=100 МПа

Дисперсионное упрочнение

Основной особенностью структуры исследуемой стали является полосчатость. Темные зёрна, являются «зернами» упрочняющей фазы, содержащие низкотемпературные продукты распада аустенита. Белые зёрна - зёрна избыточного феррита, который выделился из переохлаждённого аустенита при охлаждении. Полосы шириной 3... 15 мкм ограничены длинными слегка изогнутыми границами, которые, очевидно, являются границами вытянутых бывших аустенитных зерен.

За упрочняющую структурную составляющую принимать темнотравящиеся области. Они состоят из нескольких очень мелких сросшихся зерен, оценить размер которых с помощью оптический микроскопии не удалось, поэтому для расчета брался размер всего участка.

Средний размер зерен упрочняющей фазы составляет 2,8... 1,8 мкм.

Количество упрочняющей фазы в стали 08Г2СМБ равняется 14... 18 %.

Выделения дисперсных частиц в исследованной стали, захваченные в экстракционные реплики представлены ниже

Вклад дисперсионного упрочения в предел текучести оценивался по механизму Орована:

?уд.у=(9,8•10і/л)ln2л

где л - расстояние между частицами.

Для стали 08Г2СМБ вклад дисперсионного упрочнения:

?уд.у =(9,8*10³/800)ln2*800=9,8*10³*ln1600/800=85МПа

С учетом размера зерен, оцененных с помощью металлографических исследований, вклад зернограничного упрочнения в стали составил:

Дуз?390 МПа

Вывод

Расчёт на основании исследования микроструктуры и механических свойств низколегированной стали 08Г2СМБ, а также литературных показал, что предел текучести соответствует заданному значению.

Список использованных источников

1. Гольдштейн М.И. Специальные стали. Учебник для вузов. М.: Металлургия, 1985. 408 с.

2. Золоторевский В.С. Механические свойства металлов. Учебник для вузов. М.: Металлургия, 1983. 352 с.

Размещено на Allbest.ru