Содержание к диссертации
Введение
1. Усталость металлов и сплавов и влияние импульсного токового воздействия на ее пара метры 10
1.1. Общие сведения о природе усталости 10
1.1.1. Периоды и стадии усталости 11
1.1.2. Период распространения усталостных трещин 14
1.2. Методы наблюдения за процессами, происходящими при усталости 16
1.3. Моделирование процессов трещинообразования 1 7
1.4. Факторы, влияющие на сопротивление усталости металлов и сплавов 21
1.5. Эволюция параметров зеренной структуры и дислокационных субструктур при усталости и импульсном токовом воздействии 26
1.6. Градиентные структуры в сталях и сплавах 34
1.7. Выводы из литературного обзора и постановка задачи исследования 39
2. Матери алы и методики исследований 41
2.1. Материалы для исследований 41
2.2. Методика усталостных испытаний 41
2.3. Генератор токовых импульсов 44
2.4. Методика и установка измерения скорости ультразвука 46
2.5. Методики структурных исследований 50
2.6. Методика количественной обработки результатов исследований 51
3. Усталостно-индуцированный структурнофазовый градиент аустенитной стали 08X1SHI0T 55
3.1. Структура и фазовый состав стали в исходном состоянии 55
3.1.1. Зеренная структура стали 55
3.1.2. Внутризеренная структура стали 58
3.2. Усталостно-индуцированный градиент структуры и фазового состава стали в зоне усталостного разрушения (непрерывная схема усталостных испытаний) 62
3.2.1. Зеренная структура стали 62
3.2.2. Градиент внутризеренной структуры стали 64
3.3. Закономерности и корреляции, реализующиеся при формировании градиента структуры в условиях непрерывной схемы усталостных испытаний 70
3.4. Структура и фазовый состав стали, подвергнутой импульсному токовому воздействию на промежуточной стадии нагружения 77
3.4.1. Зеренная структура стали 77
3.4.2. Внутризеренная структура стали 78
3.5. Усталостно-индуцированный градиент структуры и фазового состава в зоне усталостного разрушения предварительно обработанной импульсным током стали
3.5.1. Зеренная структура стали 79
3.5.2. Градиент внутризеренной структуры стали 81
3.6. Закономерности и корреляции, реализующиеся при формировании градиента структуры в процессе усталостного разрушения предвари тельно обработанной токовыми импульсами стали 86
4. Градиент структуры и фазового состава предварительно закаленной стали 60ГС2, индуциро ванный усталостными испытаниями 96
4.1. Структура исходного состояния 96
4.2. Структура стали на промежуточной стадии усталостного нагружения 99
4.3. Разрушенное состояние 101
4.4. Структурно-фазовое состояние стали, обработанной токовыми импульсами на промежуточной стадии усталостного нагружения 107
4.5. Структура стали, разрушенной в условиях промежуточного импульсного токового воздействия 112
4.6. Эволюция пакета мартенсита в условиях усталостного нагружения 117
Основные выводы 127
- Методы наблюдения за процессами, происходящими при усталости
- Методика усталостных испытаний
- Усталостно-индуцированный градиент структуры и фазового состава стали в зоне усталостного разрушения (непрерывная схема усталостных испытаний)
- Структура стали на промежуточной стадии усталостного нагружения
Введение к работе
Вопросы усталостной прочности конструкционных материалов и элементов машин на протяжении последних десятилетий являлись предметом самого пристального рассмотрения и в качестве объекта научных исследований, и как поставленная практикой необходимость при проведении проектных и конструкторских разработок.
Долговечность и надежность машин во многом определяются их сопротивлением усталости, так как в подавляющем большинстве случаев для деталей машин основным видом нагружения являются динамические, повторные и знакопеременные нагрузки, а основной вид разрушения - усталостный.
Усталостная прочность и долговечность являются важными критериями оценки работоспособности и ресурса многочисленных деталей и конструкций. Их роль особенно возрастает для современных высоконагруженных ответственных изделий, подвергающихся воздействию циклических нагрузок не только в области много-, но и малоцикловой усталости. Хотя со времени построения первой кривой усталости прошло более 140 лет и в настоящее время кривые усталости построены для всех известных конструкционных материалов, однако все еще не удалось полностью решить проблему циклической прочности ни в области изучения физической природы этого явления, ни в области инженерного подхода к этому вопросу.
Сложность оценки циклической прочности конструкционных материалов связана с тем, что на усталостное разрушение оказывают влияние много различных факторов (структура, состояние поверхностного слоя, температура и среда испытания, частота нагружения, концентрация напряжений, асимметрия цикла, масштабный фактор и ряд других).
Для установления закономерностей накопления повреждений при усталости и физической природы явления на разных его стадиях важное значение имеет знание эволюции дислокационных субструктур.
В общем случае процесс усталости связан с постепенным накоплением и взаимодействием дефектов кристаллической решетки (вакансий, междо-узельных атомов, дислокаций, дисклинаций, двойников, границ блоков и зерен и т.д.) и, как следствие этого, с развитием усталостных повреждений в виде образования и .распространения микро- и макроскопических трещин. Значительный экспериментальный материал, проанализированный в монографиях [1-14], подчеркивает сложность поведения металлов и сплавов при усталости.
Усталости присуща стадийность процесса, характеризующаяся определенными структурно-фазовыми превращениями и эволюцией дислокационных субструктур. Помимо того, что изменения дислокационной субструктуры позволяют оценить приближение наступления критической стадии разрушения и предсказать его, важным является возможность восстановления ресурса металла, его долговечности и работоспособности за счет внешних энергетических, и, в первую очередь, импульсных токовых воздействий [15].
Цель работы: выявление закономерностей формирования градиента структурно-фазового состояния аустенитной и мартенситной сталей, подвергнутых усталостным испытаниям, как при обычной усталости, так и в условиях импульсной токовой обработки.
Реализация данной цели потребовала решения следующих задач:
Исследование на статистическом (количественном) уровне эволюции фазового состава и дефектной субструктуры стали аустенитного и мартен-ситного классов в процессе многоцикловых усталостных испытаний в схеме с непрерывным нагружением и в условиях импульсной токовой обработки на промежуточной стадии испытаний;
Выявление закономерностей формирования усталостно-индуцированного градиента зеренной и субзеренной структуры стали аустенитного и мартенситного классов в зоне усталостного роста трещины и в зоне долома;
Анализ особенностей и закономерностей эволюции пакета мартенсита в условиях усталостного нагружения;
Анализ факторов, определяющих усталостную долговечность стали в условиях непрерывного нагружения и в схеме с промежуточным токовым воздействием.
Научная новизна: впервые на сталях аустенитного и мартенситного классов методами современного физического материаловедения проведен анализ усталостно-индуцированного градиента дефектной субструктуры и фазового состава, формирующегося в условиях нагружения по непрерывной схеме и с промежуточным импульсным токовым воздействием.
Практическая значимость работы Совокупность экспериментальных результатов, полученных при проведении исследований, позволила:
Сформировать систематизированный комплекс экспериментальных данных о закономерностях поведения промышленных сталей аустенитного и мартенситного классов при усталостных испытаниях в условиях токовой обработки.
Достичь понимания физической природы формирования градиентных структурно-фазовых состояний, выявляющихся при миогоцикловых усталостных испытаниях аустенитной и мартенситной сталей.
Использовать выявленные закономерности формирования дефектной субструктуры для оптимизации усталостных характеристик промышленных сталей в условиях импульсного токового воздействия.
Целенаправленно оценивать вклад дислокационной субструктуры в повышение усталостной долговечности стали.
Личный вклад автора состоит в постановке задач исследования, в проведении усталостных экспериментов как с воздействием импульсным током, так и без него, в получении данных оптических, электронно-микроскопических и других исследований, в обработке полученных резуль-
татов, формулировании выводов.
Настоящая работа проводилась в соответствии с Федеральной целевой программой «Интеграция» на 2002-2006г; грантами Министерства образования РФ по фундаментальным проблемам металлургии на 1998~2004г.
Основные положения, выносимые на защиту:
Совокупность экспериментальных результатов, полученных при сравнительном анализе дефектной субструктуры и фазового состояния аустенитной и мартенситной сталей, подвергнутых усталостным испытаниям по непрерывной и в условиях промежуточного импульсного токового воздействия схемам.
Усталостно-индуцированный градиент дефектной субструктуры и фазового состояния аустенитной и мартенситной сталей, заключающийся в закономерном изменении параметров с увеличением расстояния от поверхности разрушения.
3. Количественные закономерности эволюции параметров структурно-
фазового состояния и дислокационной субструктуры зоны разрушения ау
стенитной и мартенситной сталей в условиях обычных и с промежуточным
токовым воздействием усталостных испытаний.
4. Закономерности разрушения пакета мартенсита в условиях усталостного
нагружения закаленной стали.
Достоверность полученных в работе результатов обеспечивается комплексным подходом к решению поставленных задач с использованием современных широко апробированных методов и методик исследования, применением статистических методов обработки экспериментальных результатов, сопоставлением установленных в работе закономерностей фактам, полученным другими авторами.
Апробация работы. Основные результаты проведенных исследований докладывались и обсуждались на следующих научных конференциях, сове-
щаниях и семинарах: IX Международной конференции "Физико-химические процессы в неорганических материалах. Кемерово. 2004г.; V Международной конференции "Электротехнические материалы и компоненты". Алушта. 2004г.; Международная научно-технической конференции "Теория и технология процессов пластической деформации-2004", Москва. 2004г.; XLIII Международной конференции. Витебск. 2004г.; 2nd International conference and exhibition on new developments in metallurgical process technology. Riva del Garda - Italy. 2004г.; I Международной школе "Физическое материаловедение". Тольятти. 2004г.; XV Петербургских чтениях по проблемам прочности, посвященных 100-летию со дня рождения академика С.Н. Журкова. Санкт-Петербург. 2005г.; VI Международной конференции «Действие электромагнитных полей на пластичность и прочность материалов». Воронеж, 2005 г.; 44 Международной конференции «Актуальные проблемы прочности». Вологда. 2005г., VIII Международной школе-семинаре «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах». Барнаул. 2005г.
Публикации. Результаты диссертации опубликованы в 22 печатных работах, список которых приведен в конце автореферата.
Структура и объем диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, четырех глав, основных выводов, списка литературы из 147 наименований, содержит 145 страниц машинописного текста, включая 2 таблицы и 54 рисунка.
Методы наблюдения за процессами, происходящими при усталости
Методов регистрации и наблюдения за распространением трещин в процессе усталости, а также за изменением физико-механических свойств существует достаточное количество. Остановимся на некоторых, на наш взгляд наиболее современных из них. - Метод акустической эмиссии является широко распространенным методом для исследований процессов, происходящих при усталости. С его помощью проведено большое количество исследований [17]. Наряду с методом акустической эмиссии разработана методика определения скорости распространения трещин усталости в полуфабрикатах из алюминиевых малолегированных сплавов, разрушающихся при усталости, который дает возможность оперативно на ограниченном количестве материала получить физически обоснованную информацию о сопротивлении разрушению гранулируемого сплава [18]. - Метод определения усталости металла с помощью тепловых колебаний, индуцированных лазером. Этот метод определяет усталость металла по изменениям амплитуды колебаний при деградации материала, которое вызвано усталостью металла [19]. - Метод датчиков последовательного обрыва и метод ступенчатых на-гружений [20]. - Метод спектроскопии аннигиляции позитронов. Образование и эволюцию дефектов при усталости этим методом определяют с помощью измерения времени аннигиляции позитронов и распределения моментов электронов в серии образцов [21,22], - Известно, рост трещины связан с существованием пластической зоны у вершины трещины, образование и рост которой сопровождаются рассеяни- ем энергии. Оценку этой энергии делают с помощью петель гистерезиса или микродатчиков [23, 24]. - Метод прогнозирования показателей сопротивления многоцикловой усталости металлов и сплавов, которые при определенном соотношении действующих факторов.на кривой усталости в многоцикловой области будут иметь характерную точку перегиба [25]. - Авторами [26] описан разработанный авторами метод для выявления и оценки глубины поверхностных трещин в проводящих материалах.
Главные компоненты измеряющего устройства - проводящая проволока и петлевая антенна, обе расположенные как можно ближе к поверхности исследуемого материала, причем петля антенны перпендикулярна поверхности и параллельна проволоке. - Методы рентгенографии и нейтронографии с использованием системы детектирования RESA, которые используются для анализа распределения остаточных напряжений вблизи трещин [27, 28]. Надо отметить, что в данном параграфе мы не стали отмечать такие классические методы, как непосредственное наблюдение за процессами распространения микротрещин с помощью оптической или растровой электронной микроскопий. 1.3. Моделирование процессов трещинообразования Важность процесса образования трещин приводит к тому, что исследования не ограничиваются лишь экспериментальными результатами. Значительное количество научных работ посвящено проведению модельных исследований, а также сравнительному анализу результатов реальных и модельных экспериментов. Так в [29] на основе подходов механики разрушения разработан метод расчетной оценки циклической долговечности элементов конструкций, содержащих развивающиеся усталостные трещины при их торможении искус- ственно наведенным полем остаточных напряжений сжатия. Предложена модель усталостной трещины эффективной длины, позволяющая вычислить эффективный размах коэффициента интенсивности напряжений цикла переменного нагружения с учетом остаточных напряжений сжатия, искусственно наведенных перед вершиной усталостной трещины. В [30] с помощью статистической модели эволюции текстуры исследовали влияние зарождения на рост зародыша во время первичной статической рекристаллизации. Авторами сделан вывод о том, что распределение ра-зориентаций зародышей и деформированной матрицы диктует условия роста зародышей и определяет, какие параметры контролируют рост зародышей. Методом дискретного моделирования взаимодействия между водородом и дислокациями исследован процесс коррозионного растрескивания под напряжением [31, 32]. Моделирование основано на уравнении диффузии, включающем слагаемое градиента гидростатического напряжения, и на дискретизации поля концентрации водорода. Интересные результаты получены в работе [33], авторы которой использовали двумерный метод конечных элементов для анализа усадки и расщепления микротрещин, расположенных по границам зерен или перпендикулярно к ним, под давлением. С помощью анализа по методу конечных элементов установили процессы усадки и расщепления для двух видов микротрещин. Этим же методом, используя его совместно с методом анализа изохроматического изображения, исследовано явление смыкания трещины в изделиях с внедренными проволочками из сплава TiNi с эффектом запоминания формы [34]. Ряд исследований посвящен анализу распределения напряжений перед острием трещин для образцов с различной глубиной предварительно нанесенной трещины и высотой образца [35]. В [36] применена нелинейная реологическая модель упруго-пластической деформации, на основе которой установлено соответствие ме- жду реологическими и структурно-механическими параметрами испытуемого металла. Исследование эволюции параметров дислокационных субструктур всегда представляет особенный интерес, так как она лежит в основе процессов, ответственных за изменения в материале в целом. В связи с этим модельные исследования также являются важными с научной точки зрения.
В связи с этим выделяется работа [37] посвященная анализу влияния граничных условий на компьютерное моделирование дислокационных структур медных монокристаллов, испытанных на усталость, которые исследуются с помощью метода динамики отдельной дислокации в двумерной системе [37]. В [38] приведена удобная методика расчета предела усталости, основанная на подтверждении величины параметра в оценочной формуле для предела усталости металлических материалов, выведенной Ding Sui-dong. С помощью компьютерной программы AUTOLISP построены контурные линии для долговечности конструкционных сталей типа 16Г, 45, 40Х, 40ХНМ и 60ГС2. Ряд исследований посвящен анализу энергетических характеристик материала при усталости, в частности, в [39] представлена аналитическая модель, подкрепленная численным моделированием, описывающая интенсивность высвобождения энергии слоистыми композитными структурами, подвергаемыми усталостным перегрузкам. В настоящее время для определения физического предела усталости используют стандартные методики, которые, к сожалению, для ряда материалов не всегда можно применить. В связи с этим работа [40], в которой изложен последовательный подход к аналитическому описанию экспериментальных кривых усталости с помощью подбора соответствующих аппроксимирующих функций представляет научный и практический интерес. Ее авторы на основе полученных результатов предложили новый метод определения физического предела усталости для данных материалов. Надо отметить работу [41], в которой на основе термодинамики сплошной среды с использованием второго закона термодинамики рассчитано неравенство, контролирующее процесс диссипации при залечивании трещины и определены переменные, описывающие процесс залечивания трещины. На основе этих переменных объяснен механизм залечивания трещин и получены уравнения эволюции и конститутивные уравнения данного процесса, позволяющие проводить его количественный анализ. Теория трехмерного упруго-пластического разрушения использована в [42] для исследования усталостного разрушения металлических материалов и конструкций в сложнонагруженном состоянии и коррозионных средах. В работе [43], на основе учета реальной структуры скопления дислокаций в двойниковых границах, рассмотрены условия зарождения микротрещин в вершинах заторможенных двойников в ряде ОЦК и ГЦ К металлов. Видов усталостных испытаний существует достаточное количество. В [44] проведены испытания по разрушению при растяжении с переменной амплитудой стали 45. Предложена новая модель срока усталостного разрушения.
Методика усталостных испытаний
В качестве материала для исследований были выбраны стали 60ГС2 и 08Х18Н10Т. Образцы всех использованных сталей отбирались из товарного проката Кузнецкого и Западно-Сибирского металлургических комбинатов. Данные по химическому составу сталей (таблица 2.1) получены по сертификатам соответствующих плавок. Контроль структуры исследованного металла производился в лаборатории непосредственно перед испытаниями. Аустенитизацию стали 60ГС2 проводили при температуре 800 820С в течение 1,5 час. Закалку осуществляли в воде. После закалки сталь отпускали при температуре 250-280 С в течение 5 час. Образцы из стали 08Х18Н10Т для исследований брали в состоянии поставки. Образцы для усталостных испытаний имели форму параллелепипеда с параметрами 8x14x145 мм. Имитация трещины осуществлялась надрезом в виде полуокружности радиусом 10 мм (рисунок 2.1). Внешний вид установки для усталостных испытаний приведен на рисунке 2.2. Установка состоит из устройства для закрепления образца - 2, рычажного механизма - 3, системы управления - 4, включающей в себя: блок управления частотой вращения двигателя и счетчик числа циклов 43 - 33; фотодатчик - 5; эксцентрик - 6; двигатель - 7; вал - 8. Образец (1) закрепляется зажимами. Один конец образца остается неподвижным, а к другому прикладывается знакопеременная нагрузка. Изгиб осуществляется с помощью рычажного механизма, который соединяется с валом. При помощи эксцентрика можно изменять амплитуду напряжений. Вал приводится во вращение с помощью электродвигателя. Фотодатчик используется для регистрации числа циклов нагружения. Изменяя напряжение, подаваемое на обмотку электродвигателя, можно изменять частоту вращения двигателя. Для выяснения физической природы импульсного токового усталостного нагружения требовался генератор мощных токовых импульсов низких частот, в которых справедливо ожидать значимого воздействия, поскольку в этом диапазоне лежат характерные частоты волн пластичности. Для этих целей был использован разработанный на кафедре физики генератор мощных токовых импульсов [115]. Параметры токовой обработки приведены в таблице 2.2. На рисунке 2.3 представлена схема генератора мощных токовых импульсов. Принцип действия генератора основан на периодическом разряде предварительно заряженной батареи конденсаторов С через нагрузку.
Для подключения С к нагрузке используется включающее устройство - тиристор ST, преимуществом которого перед обычно применяемыми устройствами (тиратронами, разрядниками) является повышенная мощность. При больших скоростях нарастания тока, что имеет место при включении тиристора ST на емкость С, в окрестностях управляющего электрода тиристора может произойти нагрев локальной области вплоть до температуры плавления кремния и выхода тиристора из строя, в связи с этим для ограничения бросков тока в схему введен дроссель насыщения (LH). Источник питания выполнен по трехфазной выпрямительной схеме, которая предпочтительнее однофазной, так как снимается амплитуда пульсаций выпрямленного напряжения и увеличивается величина напряжения (1 380В, U-515B). Для открытия тиристора ST использован блок усиления, состоящий из предварительного усилителя и усилителя мощности, выход которого соединен с управляющим электродом тиристора. Питание схемы осуществляется через автоматические выключатели QS1 и QS2. При включении автомата QS1 выпрямляется напряжение в трехфазном выпрямительном мосте V1-V6 (схема Ларионова) и поступает на силовой конденсатор С, ток заряда которого ограничивается сопротивлением R. Напряжение заряда составляет 515 В. В схеме использован двухкаскадмыи усилитель прямого усиления: предварительный усилитель VT1 и VT2 оконченный. В эммитерную цепь транзистора VT2 включен управляющий электрод силового тиристора ST. Диод УД6 той же цепи служит для постоянной составляющей. На вход усилителя управляющих импульсов подается сигнал с генератора прямоугольных импульсов, причем набазу транзистора VT1 подается отрицательный потенциал. Общая точка генератора запускающих им- пульсов соединяется с общим проводом усилителя (эмиттер транзистора VT1). В момент поступления импульса на управляющий электрод тиристора ST последний открывается, его сопротивление падает практически до нуля, и конденсатор С разряжается на нагрузку. В связи с тем, что добротность контура высока (его сопротивление мало), разряд носит колебательный характер. При этом тиристор ST исполняет роль демпфера, отсекая второй полупериод колебания. Таким образом, выходной импульс имеет колоколообразную форму [116]. Этот генератор является уменьшенным вариантом промышленного генератора, используемого для электро стимулирован но го волочения стальной проволоки. Примененная в работе методика оценки амплитуды (плотности) тока, измерения поверхностной температуры образцов при пропускании токовых импульсов описана в монографии [117]. 2.4. Методика и установка измерения скорости ультразвука Контроль за состоянием стали в процессе усталости осуществлялся и с помощью измерения малых изменений скорости ультразвука [118] прибором ИСП-12, разработанном в Сибирском государственном институте путей сообщения. В основе работы прибора ИСП-12 лежит метод автоциркуляции импульсов. Прибор ИСП-12 состоит из блока обеспечения автоциркуляции акустического импульса по заданной базе и блока индикации результатов измерений. Метод автоциркуляции импульсов заключается в том, что прошедший по образцу ультразвуковой импульс преобразуется в приемном пьезопреоб-разователе в электрический сигнал, формирующий следующий вводимый в образец импульс. При этом частота автоциркуляции импульсов зависит от времени пробега импульсом расстояния между пьезопреобразователями, а значит (при неизменном расстоянии между преобразователями) - от скорости распространения ультразвука в образце. Блок обеспечения автоциркуляции работает следующим образом.
Генератор парафазным напряжением формирует на выходе электронного коммутатора короткий импульс, проходящий через запускающий ключ и первую ступень генератора. В результате срабатывания ключа акустический импульс посылается с пьезопреобразователя в объект (изделие). Прошедший по заданной базе изделия акустический сигнал принимается пьезопреобразовате-лем и подается на вход усилителя-формирователя. На выходе усилителя возникает пакет «импульсов-откликов». Поскольку интересующий отклик приходит (по времени) первым, формирователь, собранный по схеме одновибра-тора, срабатывая по первому импульсу, выдает импульс заданной длительности, несколько превышающий длительность пакета «импульсов-откликов». Таким образом, с возникновением автоциркуляции прекращается звуковой сигнал и зажигается светодиод, служащий оптическим индикатором автоциркуляции. Блок индикации результатов измерений функционирует следующим образом. Генератор вырабатывает сигнал, который поступает на вход делителя. Сформированная на его входе длительность счета подается на один из входов электронного коммутатора, реализующего схему "ИСКЛЮЧАЮЩЕЕ ИЛИ". На сопряженный вход поступают импульсы, отражающие автоциркуляцию. Сформированный пакет импульсов подается на вход счетчика, и затем информация уходит в регистр памяти, где дешифруется в семиссгмент-ный код в дешифраторе результата и индикаторе. Микропрограмму функционирования блока индикации результатов измерений обеспечивает дешифратор. По сигналам, полученным с делителя частоты, этот дешифратор после окончания пакета импульсов "автоциркуляция" вырабатывает импульс загрузки регистра памяти и вслед за ним импульс сброса делителя частоты и счетчика. Затем процесс возобновляется. Измерения скорости производилось при остановке нагружающего устройства на разгруженном образце. Акустический контакт преобразователя с поверхностью осуществлялся путем нанесения трансформаторного масла на измеряемую поверхность в зоне концентратора напряжений. Для повышения точности измерений в каждой точке зависимости и от числа циклов нагружения N производилось 5 замеров, результаты которых усреднялись.
Усталостно-индуцированный градиент структуры и фазового состава стали в зоне усталостного разрушения (непрерывная схема усталостных испытаний)
Зеренная структура стали Изменения зеренной структуры стали при многоцикловых усталостных испытаниях, приведших к разрушению материала, были зафиксированы лишь в приповерхностном слое лицевой стороны испытуемого образца и заключались они в следующем. Прежде всего, выявлено измельчение зеренной структуры стали: продольные размеры зерен уменьшились в -2,3 раза, поперечные - в 2,1 раза; несколько уменьшился коэффициент анизотропии зерен, свидетельствуя о том, что в результате усталостного нагружения в первую очередь разрушаются высокоанизотропные зерна. Последнее отразилось и на результатах электронно-микроскопического анализа структуры приповерхностного слоя образца. А именно, сравнительно часто наблюдались зерна, размеры которых составляли 2-3 мкм. Характерное электронно-микроскопическое изображение таких зерен приведено на рисунке 3.5. В отдельных случаях вдоль границ мелких зерен наблюдались субзерна (рисунок 3.5а). Еще одним фактом, косвенно свидетельствующим в пользу протекания в приповерхностном слое образца процессов рекристаллизации, является формирование приграничного слоя, дислокационная субструктура которого существенным образом отличается от дислокационной субструктуры объема зерна. Характерное изображение такой неоднородной дислокационной субструктуры приведено на рисунке 3.56. Существенно, в 1,7 раза, увеличился средний угол разориентации зерен относительно продольной оси образца. Последний факт также указывает на увеличение степени изотропности зерен, что является еще одним косвенным подтверждением протекания рекристаллизации в приповерхностном слое усталостно нагруженного образца. Циклирование стали привело к практически полному разрушению карбидной строчечности - в разрушенном образце обнаруживаются лишь отдельно расположенные сравнительно крупные частицы и, гораздо реже, короткие, слабо выраженные цепочки частиц. Структура разрушенного образца характеризуется существенным (в 2 раза) снижением объемной доли зерен, содержащих термические микродвойники. Данный факт означает, что в процессе усталостного нагружения некоторая часть границ двойникового типа трансформировалась в болынеугловые границы зерен.
С одной стороны, это привело к снижению размеров зерен, с другой - к снижению объемной доли зерен, содержащих микродвойники. Таким образом, разрушение стали в результате многоцикловых усталостных испытаний привело к существенному изменению субструктуры приповерхностного слоя (слоя максимального усталостного нагружения) образца и способствовало, во-первых, существенному уменьшению средних размеров зерен, снижению коэффициента их анизотропии и увеличению угла рассеяния вектора структурной текстуры, во-вторых, снижению объемной доли зерен, содержащих микродвойники и, в-третьих, практически полному исчезновению карбидной строчечное в зоне разрушения образца. Данные факты указывают на протекание в приповерхностном слое образца аустенитной стали в. процессе усталостных испытаний процессов динамической рекристаллизации зеренной структуры. 3.2.2. Градиент внутризеренной структуры стали Многоцикловые усталостные испытания, завершившиеся разрушением образца, привели к множественным изменениям внутризеренной структуры как приповерхностного слоя, так и всего объема материала, прилегающего к поверхности разрушения. Последнее позволяет говорить о формировании усталостно-индуцированного градиента субструктуры стали, т.е. закономерного изменения параметров субструктуры по мере удаления от лицевой к тыльной поверхности образца. В настоящем разделе данный вопрос будет рассмотрен на качественном уровне; в следующем разделе - на количественном. Прежде всего рассмотрим состояние дислокационной субструктуры разрушенного образца. На рисунке 3.6 приведены характерные изображения дислокационной субструктуры, формирующейся в стали 08Х18Н1ОТ, разрушенной в условиях многоцикловых усталостных испытаний по непрерывной схеме. А именно, структура дислокационного хаоса (рисунок 3.6а), сетчатая (рисунок 3.66), клубково-сетчатая (рисунок З.бв), ячеисто-сетчатая (рисунок З.бг) и ячеистая (рисунок З.бд) структуры. Первая их них относится к типу дислокационных субструктур с неупорядоченным расположением дислокаций, остальные : - к упорядоченным типам дислокационной субструктуры. Усталостное нагружение стали, сопровождающееся деформированием образца, приводит, наряду с размножением и скольжением дислокаций, к формированию дефектов упаковки (рисунок 3.7в) и микродвойников деформации (рисунок 3.7а, б). Характерным отличием деформационных микродвойников от микродвойииков термического происхождения являются их размеры, Как правило, деформационные микродвойники имеют форму тонких пластинок, зарождающихся на межфазных и внутрифазных границах раздела и обрывающихся в теле зерна (рисунок 3.7а, б). Микродвойники термического происхождения, образовавшиеся на стадии термической обработки стали, как правило, имеют существенно большие размеры и в большинстве случаев начинаются и заканчиваются на границах зерен {рисунок 3.7г). Следующим характерным отличием деформационных микродвойников от термических является группирование первых в отдельно расположенные пачки, содержащие некоторое количество узких микродвойников. В одном зерне может наблюдаться несколько кристаллогеометрически разрешенных пачек двойников.
Двойники термического происхождения в данной стали пачек не образуют. Усталостное нагружение стали, сопровождающееся дислокационным скольжением и микродвойникованием, приводит к эволюции дальнодеиствующих полей напряжений. При электронно-микроскопических исследованиях стали методом тонких фольг, имеющиеся в материале дальнодействующие поля напряжений приводят к изгибу-кручению объекта исследования, что проявляется в появлении изгибных экстинкционных контуров [137]. В разрушенном после усталостных испытаний образце источниками дальнодеиствующих полей напряжений являются частицы карбидной фазы (рисунок 3.8а), деформационные микродвойники, границы и стыки границ зерен (рисунок 3.86). Как правило, поля напряжений, формирующиеся в стали, имеют градиентный характер. Последнее выражается в снижении величины амплитуды поля напряжений по мере удаления от источника кривизны-кручения кристаллической решетки материала. Как показано в [135], амплитуда дальнодеиствующих полей напряжений обратно пропорциональна поперечным размерам изгибного контура. Следовательно, поля напряжений убывают по мере удаления от их источников - частиц карбидной фазы (рисунок 3.8а) или внутрифазных границ раздела (рисунок 3.86). Усталостное нагружение стали сопровождается формированием микротрещин, которые, по мере накопления повреждения материала, растут, сливаются в магистральную трещину и приводят к разрушению образца. Анализ структуры материала позволил выявить объемы материала, наличие которых способствует формированию микротрещин, т.е. снижению пластичности стали. Как правило, трещиноопасными местами исследуемой стали являются частицы карбидной фазы субмикронных размеров и микродвойники деформационного происхождения (рисунок 3.9).
Структура стали на промежуточной стадии усталостного нагружения
В результате проведенных электронно-микроскопических дифракционных исследований установлено, что в образце, прошедшем 120000 циклов испытания (промежуточная стадия нагружения), значимые изменения дефектной субструктуры материала фиксируются лишь на уровне субструктуры кристаллов мартенсита. Уровень зеренной структуры остается неизменным, хотя следует отметить, что в зоне максимального нагружения в отдельных случаях вблизи границ зерен и в стыках зерен и пакетов отмечается формирование центров динамической рекристаллизации. Практически неизменным остается и внутризеренный уровень, связанный с наличием пакетов и кристаллов мартенсита, т.е. разрушения кристаллов мартенсита и пакетов не обнаруживается. . Изменения дефектной субструктуры стали, как было показано в [139, 140], проявляются в повсеместной фрагментации кристаллов пакетного мартенсита. По мере приближения к плоскости максимального нагружения средние размеры фрагментов существенно уменьшаются (рисунок 4.5а, кривая 1). Формирование фрагментов сопровождается незначительным изменением величины скалярной плотности дислокаций, амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки и азимутальной составляющей угла полной разо-риентации элементов субструктуры кристаллов пакетного мартенсита. Данные характеристики дефектной субструктуры уменьшаются по мере приближения к зоне максимального нагружения образца (рисунок 4.5а). В пластинчатом мартенсите фрагментированная структура на промежуточной стадии усталостных испытаний не формируется, однако эволюция дефектной субструктуры протекает подобным образом. Усталостные испытания стали приводят к существенным изменениям продольных и поперечных размеров частиц цементита игольчатой морфологии, образовавшихся в кристаллах пластинчатого мартенсита на стадии предварительного низкотемпературного отпуска закаленной стали (исходное состояние). По мере приближения к плоскости максимального на-гружения средние размеры частиц увеличиваются (рисунок 4.56). Последнее сопровождается формированием полос контраста, соединяющих частицы и указывающих на изменение химического состава материала (рисунок 4.6а). Эволюция частиц цементита, расположенных на границах кристаллов мартенсита и пакетов, приводит к изменению не только их средних размеров, но и морфологии.
Прослойки цементита, выделившиеся вдоль границ кристал- лов мартенсита на стадии низкотемпературного отпуска, преобразуются в строчки частиц сферической формы, размеры которых устойчиво увеличиваются по мере приближения к плоскости максимального нагружения (рисунок 4.5в). Следует отметить, что усталостные испытания стали не приводят к разрушению прослоек остаточного аустенита. Как и в структуре исходной стали, остаточный аустенит устойчиво наблюдается и в нагруженном материале. Таким образом, формирующееся на промежуточной стадии усталостного нагружения состояние дефектной субструктуры и карбидной подсистемы материала закономерным образом изменяется по мере удаления от плоскости максимального нагружения. 4.3. Разрушенное состояние Усталостное разрушение образца наступает после 142000 циклов нагружения. Не смотря на это, внутризеренная структура стали, независимо от расстояния до поверхности разрушения, сохранила морфологию мартенсита, сформировавшегося в результате закалки стали при подготовке образцов к усталостным испытаниям, т.е. усталостное нагружение практически не приводит к разрушению ни зеренной, ни внутризеренной структуры анализируемого объема образца. Лишь в отдельных случаях наблюдается образование центров динамической рекристаллизации. Данный процесс протекает как в результате действия механизма парной коалесценции кристаллов пакетного мартенсита (рисунок 4.66), так и вследствие перемещения большеугловых границ кристаллов пластинчатого мартенсита и зерен. Основным откликом материала на усталостное нагружение, как и на промежуточной стадии испытаний, следует признать эволюцию дефектной субструктуры кристаллов мартенсита, морфологии и количественных характеристик частиц карбидной фазы, расположенных в объеме кристаллов и на внутрифазных границах. Количественный анализ дислокационной субструктуры стали показал [139, 140], что вблизи поверхности разрушения величина скалярной плотности дислокаций несколько выше, чем в исходном состоянии и по мере удаления снижается, выходя на насыщение (рисунок 4.7а, кривая 1). Изменение данного параметра субструктуры стали с увеличением расстояния от поверхности разрушения носит явно выраженный немонотонный характер. Это, по всей видимости, связано с весьма грубым рельефом излома образца, что при малых расстояниях плоскости анализа (фольги) до поверхности разрушения делает данный параметр (расстояние до поверхности разрушения) весьма условным. Более плавным образом с увеличением расстояния до поверхности разрушения изменяются величина кривизны кручения кристаллической решетки (рисунок 4.7а, кривая 2) и азимутальная составляющая полного угла разориентации элементов субструктуры (рисунок 4.7а, кривая 3). При этом оба параметра достигают максимальных значение вблизи поверхности разрушения и по мере удаления от нее снижаются.
Сопоставляя данные результаты с результатами, полученными при анализе структуры стали на промежуточной стадии нагружения (рисунок 4.5а), можно проследить за изменением параметров дефектной субструктуры стали в зависимости от числа циклов нагружения. На рисунке 4.8а приведены результаты, полученные при анализе структуры стали, формирующейся в плоскости максимального нагружения и вблизи зоны разрушения [139, 140]. Из представленных результатов следует, что с увеличением количества циклов нагружения величина скалярной плотности дислокаций изменяется не- монотонным образом - снижается на промежуточной стадии нагружения и вновь возрастает к моменту разрушения образца; амплитуда кривизны-кручения кристаллической решетки стали монотонно возрастает, а величина азимутальной составляющей полной разориентации субструктуры практически не изменяется с увеличением числа циклов нагружения. Следовательно, при усталостных испытаниях предварительно закаленной стали на промежуточной стадии нагружения определяющую роль в эволюции структуры материала играют процессы термического отпуска. На стадии разрушения образца вблизи поверхности разрушения (в объеме материала, примыкающем к траектории распространения магистральной трещины), определяющими структуру материала являются деформационные процессы. Усталостное нагружение сопровождается изменением состояния карбидной фазы стали, сформировавшейся при низкотемпературном отпуске на стадии подготовки материала к испытаниям. Электронно-микроскопические дифракционные исследования показывают, что в разрушенном материале частицы цементита сохраняются во всем объеме образца, независимо от расстояния до поверхности разрушения. При этом частицы цементита, расположенные в объеме кристаллов мартенсита, сохранили игольчатую форму. Частицы цементита, расположенные вдоль границ кристаллов мартенсита и имевшие в исходном состоянии форму прослоек, в большинстве случаев разрушены и приобрели сферическую форму. Это обстоятельство позволяет заключить, что деформационные процессы протекают преимущественно вблизи границ раздела кристаллов, а не в их объеме. Следует отметить, что подобные результаты отмечались и ранее при исследовании структурно-фазовых превращений отпущенной стали 38ХНЗМФА при активной пластической деформации сжатием [141]. Эволюция размеров частиц цементита выявляется лишь при количественном анализе структуры образца. На рисунке 4.76 приведены результаты, демонстрирующие изменение средних продольных и поперечных размеров частиц, расположенных в кристаллах пластинчатого мартенсита. Отчетливо видно, что наибольшие изменения фиксируются для продольных размеров частиц, которые по мере удаления от поверхности разрушения эволюционируют немонотонным образом (рисунок 4.76, кривая 1).
