Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Роль эволюции дислокационных субструктур в пластической деформации и разрушение
1.1. Поведение дислокационных субструктур при активной пластинеской деформации
1.2. Эволюция дислокационных структур при усталости. 18
t 1.2.1. Деформация и разрушение металлов и сплавов при усталости 18
1.2.2. Дислокационные субструктуры при усталости и влияющие на них факторы
1.2.3. Типы ДСС в ГЦК-чистых металлах сплавах и сталях 20
1.2.4.. Эволюция дислокационных субструктур при усталости до разрушения
1.2.5. Факторы, влияющие на формирование и эволюцию ДСС 27
1.2.6. Эволюция дислокационных субструктур при обработке металлов и сплавов давлением
1.2.7. Выводы из литературного обзора и постановка задачи исследования
ГЛАВА 2. Материалы, аппаратурное обеспечение и методы исследования
2.1. Материалы для исследований и методика усталостного нагружения
2.2. Ультразвуковая методика контроля накопления усталостных повреждений
2.3. Материалы методика исследования проволоки при волочении и осадке.
2.4. Методы структурных, оптических и электронно- 45
микроскопических исследований и определения количественных характеристик
ГЛАВА 3. Формирование и эволюция дсс при усталости сталей
3.1. Сравнительный анализ эволюции ДСС в аустенитной стали 08Х18Н10Т при мало и большецикловой усталости
3.1.1. Исходное состояние ДСС 53
3.1.2. Типы ДСС, формирующиеся при многоцикловой усталости 55
3.1.3. Формирование и пути эволюции ДСС при малоцикловой усталости
3.2. Изменение ДСС при многоцикловой усталости аустенитной стали 45Г17ЮЗ
3.3. Пути эволюции ДСС в стали 60ГС2 с феррито-перлитной структурой
3.4.Эволюция ДСС в стали с мартенситной структурой при многоцикловой усталости
Выводы по главе 3 78
ГЛАВА 4. Формирование и эволюция структурно- фазовых состояний и дсс при волочении
4.1. Дефектная субструктура стали исходного состояния (катанка диаметром 6,5 мм)
4.2. Изменение дефектной субструктуры стали после промежуточной стадии волочения (проволока диаметром 5,8 мм)
4.2.1. Структурно-фазовое состояние прутка в целом (усреднение по 84 объему прутка)
4.2.2. Градиент дислокационной субструктуры волоченного прутка 94
4.3. Дефектная субструктура стали на конечном этапе волочения (про- 97
волока диаметром 3,5 мм)
4.3.1. Структурно-фазовое состояние прутка в целом (усреднение по объему)
4.3.2. Градиент дислокационной дефектной субструктуры волоченого прутка
4.4. Корреляции и закономерности структурно-фазовых превращений, эволюции ДСС и механических свойств стали Св08Г2С при волочении
4.5. Пути эволюции ДСС при смене вида деформации; волочение-технологические испытания на осадку
Выводы по 4 главе 120
Основные выводы 123
Литература
- Деформация и разрушение металлов и сплавов при усталости
- Ультразвуковая методика контроля накопления усталостных повреждений
- Типы ДСС, формирующиеся при многоцикловой усталости
- Изменение дефектной субструктуры стали после промежуточной стадии волочения (проволока диаметром 5,8 мм)
Введение к работе
Знание путей эволюции дислокаций и их субструктур (ДСС) и структурно-фазовых состояний при деформации лежит в основе установления физической природы прочности, пластичности и разрушения сталей и сплавов. Такие закономерности установлены для большинства известных материалов при обычных видах деформации в широком диапазоне скоростей и температур (активное нагружение сжатием, растяжением, ползучесть и т.д.).
Данные же по количественному анализу изменения типов ДСС в процессе усталостного нагружения и операций обработки металлов давлением (ОМД) в сталях различных структурных классов практически отсутствуют. Однако именно изменения ДСС позволяют оценить приближение наступления критической стадии разрушения при знакопеременном нагружении и предсказать его. Это особенно важно, поскольку эксплуатация многих ответственных деталей, конструкций и машин осуществляется в режимах усталостных нагрузок, что неотвратимо ведет к накоплению повреждений, исчерпанию ресурса и разрушению. Усталостное поведение стали и сплавов является одним из интенсивно изучаемых явлений в современной физике твердого тела. Различные по виду и степени пластические деформации в ходе технологических операций ОМД формируют различные типы ДСС, определяющие комплекс конечных механических свойств. Поэтому разработка новых и совершенствование существующих технологических процессов формоизменения волочением и штамповкой должны базироваться на закономерностях эволюции ДСС и структурно-фазовых состояний при таких видах деформации.
Работа выполнялась в соответствии с Федеральной целевой Программой «Интеграция» на 2000-2004 г., грантами Министерства образования и науки по фундаментальным проблемам металлургии на 2004-2006 г., темами Сибирского государственного индустриального университета и Томского государственного архитектурно-строительного университета.
Цель работы: установление путей и закономерностей эволюции дислокационных субструктур в сталях различных структурных классов при мало и многоцикловых усталостных испытаниях до разрушении и в процессе волочения и осадки. Для достижения данной цели в работе решался ряд задач, основными из которых являлись следующие:
Сравнительный количественный анализ эволюции ДСС при мало и многоцикловой усталости до разрушения в зоне усталостного роста трещин сталей аустенитного (08Х18Н10Т, 45Г17ЮЗ), феррито-перлитного (60ГС2 отожженная) и мартенситного (60ГС2 закаленная) классов.
Установление вклада ДСС в механизмы разрушения при усталостном на-гружении сталей различных структурных классов.
Установление количественных закономерностей изменения параметров ДСС в малоуглеродистых и низколегированных сталях (Сталь 20, Ст2кп, Св08Г2С), подвергнутых холодному волочению.
Установление путей эволюции ДСС при смене способа деформации,
Оценка дальнодействующих полей напряжений при волочении и установление их источников.
Выявление корреляций эволюции ДСС и механических свойств проволоки при волочении.
Научная новизна работы состоит в том, что
Впервые выявлены количественные закономерности изменения параметров и пути эволюции ДСС при мало и многоцикловой усталости сталей различных структурных классов и оценен их вклад в разрушение.
Установлены закономерности формирования и эволюции ДСС при волочении катанки и сварочной проволоки.
Изучено влияние смены типа деформации (волочение-осадка) и ее степени на пути эволюции ДСС в проволоке для изготовления крепежных изделий.
Проанализирована природа формирования градиентных ДСС на разных стадиях волочения.
7 Практическая значимость выполненных в работе исследований заключается в:
Формировании базы данных поведения ДСС при мало и многоцикловой усталости сталей разных структурных классов.
Установлении роли различных типов ДСС в усталостном разрушении сталей с различной структурой.
3. Установлении корреляции между параметрами ДСС и механическими
свойствами сварочной проволоки при волочении.
4. Разработке технических рекомендаций совершенствования технологии во
лочения сварочной проволоки из стали 08Г2С.
Личный вклад автора состоит в проведении усталостных испытаний и волочения, получении данных оптических и электронно-микроскопических исследований, обработке полученных результатов и формулировании выводов.
Основные положения, выносимые на защиту:
Совокупность экспериментальных результатов, полученных при анализе ДСС сталей аустенитного, мартенситного и феррито-перлитного классов, подвергнутых мало и многоцикловой усталости.
Пути и количественные закономерности эволюции ДСС в зоне усталостного роста трещины при усталостном нагружении и оценка вклада ДСС в разрушение.
Результаты исследования формирования и эволюции ДСС в малоуглеродистых и низколегированных сталях, подвергнутых холодному волочению и технологическим испытаниям на осадку.
Градиентный по сечению характер ДСС при волочении катанки и проволоки, дальнодействующие поля напряжений и их источники.
Достоверность полученных в работе результатов обеспечивается корректностью постановки решаемых задач и их физической обоснованностью, использованием современных методов и методик исследования, большим объемом экспериментальных данных и их статистической обработкой, со-
8 доставлением установленных в работе закономерностей с фактами, полученными другими исследователями.
Апробация работы. Основные результаты проведенных исследований докладывались и обсуждались на следующих конференциях, совещаниях и семинарах: XIII Международная конференция «Актуальные проблемы прочности», Калуга 2004; 5-я Всероссийская конференция и выставка «Изделия и технологии двойного назначения, Москва 2004; 5 International conference «Fatigue Damage of structural Materials», Haynnis, USA, 2004; I и II Международные школы «Физическое материаловедение», Тольятти 2004, 2006; XV и XVI Петербургские чтения по проблемам прочности, Санкт-Петербург 2005, 2006; VI Международная конференция «Действие электромагнитных полей на пластичность и прочность материалов», Воронеж 2005; 44 Международная конференция «Актуальные проблемы прочности);, Вологда 2005; Международная конференция «Современное материаловедение: достиженья и проблемы», Киев 2005; ХШ Республиканской научной конференции аспирантов, Гродно 2005; Третья Российская научно-техническая конференция «Физические свойства металлов и сплавов», Екатеринбург 2005; XVI Международная конференция «Физика прочности и пластичности материалов», Самара 2006; 4 Международная конференция «Фазовые превращения и прочность кристаллов», Черноголовка 2006; 9 International Fatigue Congress, Atlanta, USA, 2006; Международная конференция «Прочность неоднородных структур», Москва 2006.
Публикации, Результаты диссертации опубликованы в"^4 печатных работах, список основных из них приведен в конце автореферата.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав, основных выводов, списка литературы из 182 наименований, содержит 143 страницы машинописного текста, включая 11 таблиц и 62 рисунка.
9 Считаю своим приятным долгом выразить благодарность сотрудникам кафедры физики СибГИУ: научному руководителю д.ф.-м.н., профессору Ю.Ф. Иванову, д.т.н., профессору, научному соруководителю В.Я. Целлер-маеру, к.ф.-м.н., доцентам В.В. Коваленко, СВ. Коновалову, д.ф.-м.н. заведующему кафедрой физики ТГАСУ профессору Э.В. Козлову и сотрудникам: д.ф.-м.н. профессору Н.А. Коневой, к.т.н., с.н.с. Н.А. Поповой ^а помощь в проведении экспериментов и обсуждении результатов работы, заместителю директора ИФПМ СО РАН д.ф.-м.н. профессору Л.Б. Зуеву за стимулирующий интерес к работе.
Деформация и разрушение металлов и сплавов при усталости
Анализ работ, где исследуются ДСС на начальных этапах циклического нагружения, позволяет условно разделить все материалы в зависимости от величины энергии дефекта упаковки и наличия твердорастворного упрочнения на три большие группы [49-52].
К первой группе материалов отнесем металлы и сплавы, для малых пластических деформаций (малого числа циклов) которых характерным является хаотическое распределение дислокаций и дислокационных петель малого диаметра [53-66]. Это алюминий и некоторые сплавы на его основе (малоконцентрированные твердые растворы), некоторые типы аустенитных сталей, деформированных при высоких температурах [67]. В отдельных случаях в субструктуре данной группы материалов присутствуют геликоидальные дислокации.
Ко второй группе материалов можно отнести медь, никеле, латунь М8, некоторые другие сплавы со средним значением энергии дефекта упаковки, аустенитные стали (типа 316 L, AISI - SAE316). При небольших суммарных пластических деформациях ( 3..,8%) в этих материалах образуются сгущения первичных дислокаций, большая часть которых находится в дипольных конфигурациях [68,69]. В ходе дальнейшего нагружения, вплоть до стадии насыщения, мультипольные сгущения уплотняются и в результате образуется субструктура, которая в научной литературе имеет несколько названий: матричная, субструктура с неплотными дислокационными стенками, венная, матричные вены, матричная структура с венами и каналами [70-75]. В настоящее время термин "венная" субструктура употребляется чаще. Развитие массового вторичного скольжения приводит, естественно, к дислокационным реакциям с дислокациями сгущений - "вен" - и, как следствие, образуется еще один тип субструктуры - "стеночная" субструктура [76-78]. В ряде случаев может наблюдаться так называемая "лабиринтная" ДСС [53-57].
Следует отметить, что если формирование "венной" субструктуры и, в особенности, стен очной, характерно для стадии упрочнения, то на стадии насыщения, когда плотность дислокационных стенок становится высокой, а вторичное скольжение активным, в сечениях кристалла, перпендикулярных первичной плоскости, обнаруживается ячеистая субструктура [78-80].
Третий класс материалов - металлы и сплавы с низким значением дефекта упаковки и, как правило, высоким твердорастворным упрочнением. К ним следует отнести некоторые нержавеющие стали, латуни, сплавы системы Cu-AI и т.п. Для данного класса материалов характерно формирование плоских мультипольных скоплений дислокаций, так что фактически в кристалле (зерне) формируется слоевая субструктура, т.е. субструктура с чередующимися слоями с повышенной и пониженной плотностью дислокаций [81-82]. В начале пластической деформации в состав слоев с повышенной плотностью дислокаций входят лишь дислокации первичной системы. С увеличением числа циклов в слоях начинают действовать вторичные системы скольжения. Дислокации вторичных систем вступают в реакции с первичными. В результате образуется сетчатая дислокационная структура.
Электронно-микроскопическое изображение лабиринтной ДСС в А1 сплаве 3003 [55] (а) и монокристаллах Си ]53] (б). а) N = 10 циклов, т = 55 МПа, ось деформации [001]. б) єпл = 10", ось деформации [211 ]
В зарубежной литературе по усталости широко используется термин -полосы устойчивого сдвига (скольжения) - РЗЗ (Persistent slip bands), яв 23 ляющиеся продуктом локализации деформации [83-89]. Наблюдающиеся виды полос сдвига различаются по типу дефектной структуры внутри полос, масштабу (микро- и макрополосы), ориентировкам границ полос, местоположению в кристалле. Разбег размеров PSB достаточно велик 0,8-50 мкм [83,84]. Наряду с полосами с "лестничной" структурой в тех ж? материалах часто обнаруживаются полосы с ячеистой субструктурой [76,77]. Пока не ясно, имеются ли существенные отличия в структуре и свойствах стенок ("перекладин") "лестничной" структуры и стенок ячеистой структуры. В дис-персноупрочненных сплавах часто наблюдаются полосы локализованного сдвига, в которых отсутствуют частицы вторичных фаз [87,88], т.е. в ходе локализованного сдвига в полосах происходит вначале частичная, а затем полная диссоциация частиц. Предложенные модели формирования PSB не могут объяснить их многообразие, роль в упрочнении и разупрочнении материалов [90,91]. Главной причиной сложивгцейся ситуации в разработке моделей, на наш взгляд, является отсутствие целенаправленных количественных исследований закономерностей формирования PSB в широком интервале масштабов. В последние годы такие работы начали появляться.
Ультразвуковая методика контроля накопления усталостных повреждений
Для контроля состояния материала в процессе усталостных испытаний параллельно использовалась ультразвуковая методика, основанная на измерении малых изменений скорости распространения ультразвука при изменении состояния металла [115-125]. Принцип метода состоит в т-.;м, что скорость ультразвука является структурно чувствительной величиной и зависит от состава, состояния структуры, дефектности материала. Для ее определения методом автоциркуляции звуковых импульсов использовался измеритель структурных превращений ИСП-12 [125] (рис.2.3), позволяющий находить скорость распространения ультразвука с точностью -10"3...10"4. Прибор работает на несущей частоте 2,5 МГц и с помощью пьезокерамических преобразователей генерирует поверхностные упругие волны (волны Релея) [126], скорость распространения которых V более чувствительна к структурными изменениям, чем скорость продольных упругих волн [125]. Измерения скорости распространения ультразвука производились при остановках нагружающего устройства на разгруженном образце. Для обеспечения акустического контакта преобразователя с поверхностью образца последняя перед измерением смазывалась трансформаторным маслом. Для повышения точности измерений в каждой точке производилось 5 замеров, результаты которых далее усреднялись. Полученные данные представлялись в виде зависимости скорости V распространения ультразвука от числа циклов нагружения N V(N) для каждого образца, усреднения по нескольким образцам из одной марки стали не производилось.
Акустические измерения, которые являются неразрушающими, выполняются очень быстро, не требуют специальной подготовки образцов исследуемых материалов, могут быть использованы для экспертного оперативного контроля измерений структуры изучаемой стали и удачно дополняют традиционные методики металловедения.
Справедливое представление о том, что величина скорости ультразвука (СУЗ) определяется модулем упругости (для поперечных волн модулем сдвига G) и плотностью материала р, т.е. VR 0,9 Vt да 0,9(G/ р) [126], не вполне адекватно отражает глубину проблемы [125]. Выяснилось, что практически все структурные изменения, вызванные термической обработкой или деформацией, приводят к малым, но достаточно точно измеримым изменениям СУЗ. Перспективным оказалось применение методики измерения СУЗ и для диагностики материала при усталостном нагружении.
Измерения СУЗ, проведенные методом автоциркуляции звуковых импульсов на несущей частоте 2,5 МГц с помощью прибора ИСП-12, указывают иа качественно одинаковый, универсальный для всех испытанных образцов вид зависимости скорости поверхностных ультразвуковых волн от числа циклов нагружения N. На рис.2.4 представлены типичные данные об относительном изменении V в ходе усталостного испытания образцов из отожженной стали 60ГС2. Описываемый ею процесс падения СУЗ характеризуется четко выраженным трехстадийным характером, воспроизводимым на разных образцах.
На первой стадии, продолжительностью около 5000 циклов нагружения, происходит сравнительно быстрое, но замедляющееся к концу уменьшение скорости ультразвука. На втором этапе - он наиболее длительный и для данной стали составляет 45000 циклов нагружения - скорость распространения ультразвука линейно убывает с ростом числа циклов, но это изменение незначительно. При наступлении заключительного этапа скорость ультразвука резко падает. Для образцов из данной стали наступление этой стадии начинается при нагружении их до 50000 циклов, В процессе дальнейшего нагружения начинают образовываться макротрещины и скорость ультразвука не улавливается.
Третья стадия для образцов из стали 60ГС2 наступала при -5-Ю4 числе циклов нагружения. После этого образец еще выдерживал до разрушения 2,1 10 циклов и разрушался.
Измерение дислокационной субструктуры (ДСС) осуществлялось в исходном состоянии, в начале третей стадии (это соответствовало Nj числу циклов нагружения), а так же в разрушенном состоянии (таблица 2.2)
Типы ДСС, формирующиеся при многоцикловой усталости
Основным элементом дефектной субструктуры зерен после усталостного нагружения до промежуточной стадии Nj 105 циклов следует считать дислокационную субструктуру, по типу организации подобную ДСС исходного состояния. Наблюдаются зерна, содержащие хаотически распределенные по объему зерна дислокации и зерна, имеющие организованную определенным образом ДСС. К таким «упорядоченным» ДСС относятся сетчатая, клубково-сетчатая, ячеисто-сетчатая слабо разориентированиая. Объемная доля хаотической субструктуры 0,12, сетчатой 0,67, клубково-сетчатой 0,15, остальное составляет ячеисто - сетчатая субструктура (рис.3.3). Сред-няя по объему материала плотность дислокаций возрастает до р 2,1 10 см" [142-144].
Максимальная величина кривизны кручения кристаллической решетки наблюдается вблизи частиц карбидной фазы, расположенных в объеме материала с двойниками деформации; в несколько раз меньше величина кривизны - кручения кристаллической решетки в объеме материала с микродвойниками; минимальной является величина кривизны - кручения кристаллической решетки вблизи границ зерен и субзерен (табл. 3.1). Сопоставляя данные результаты, с результатами подобных оценок параметров структуры исходного состояния, можно отметить несколько снизившийся (в 1,25 раза) уровень кривизны - кручения кристаллической решетки материала вблизи границ зерен и возросший (в - 1,2 раза) уровень кривизны - кручения кристаллической решетки матрицы вблизи частиц карбидной фазы. Последнее, очевидно, приводит к формированию микротрещин.
Электронно-микроскопические изображения дислокационной субструктуры стали 08Х18Н10Т после многоцикловых усталостных испытаний. Nj = 100000 циклов; а - сетчатая ДСС, б - клубковая ДСС, в, г - начальная стадия формирования ячеистой ДСС, д - дефекты упаковки в структуре стали (указаны стрелками)
Усталостное разрушение образца наступает после Ыг 1,7-105 циклов нагружения. Преобладающим типом ДСС явллстся сетчатая, в существенно меньшей степени присутствуют клубково-сетчатая и ячеисто-сетчатая субструктуры (рис.3.4). Средняя по объему материала плотность дислокаций р 4.8-10 см", что более чем в 2 раза выше средней плотности дислокаций исходного состояния. Скалярная плотность дислокаций, являющаяся важным параметром дефектной субструктуры, различно в зонах усталостного роста трещины, ускоренного роста трещины и долома. В нашей работе мы изучали эволюцию ДСС в основной зоне усталостного роста трещины (см. главу 2). Кроме того, р зависит от расстояния до поверхности разрушения. В работах [145, 146] показано, что в процессе усталости эта и другие характеристики структурно -фазового состояния сталей закономерным образом меняются в зависимости от расстояния до поверхности разрушения, что позволяет говорить о формировании соответствующих градиентов. Усталостные разрушения стали, сопровождающееся повсеместным формированием микродвойников деформации, привело к существенному увеличению плотности изгибных экстинци-онных контуров и, соответственно, роли дальнодействующих полей напряжений в формировании прочностных характеристик стали. Увеличение плотности изгибных экстинционных контуров и, следовательно, структурных источников полей напряжений, привело к заметному снижению амплитуды кривизны кручения кристаллической решетки независимо от типа источника полей. При этом в наибольшей степени релаксация полей напряжений коснулась частиц карбидной фазы. Амплитуда кривизны кручения кристаллической решетки в объеме материала, содержащем частицы карбидной фазы, заметно уменьшилась (табл.3.1).
Анализ ДСС показывает, что фрагментированной субструктуры с границами раздела лежащей в основе формирования субмикротрещин не образуется. Причинами разрушения стали при многоцикловой усталости являются микротрещины, образовавшиеся на границе раздела Ті - С - матрица. При этом они иногда проникают в карбидную частицу. Другими опасными местами с ярко выраженными концентраторами напряжений могут являться границы раздела аустенит - s-мартенсит, который образуется в процессе усталостных испытаний [142-144],
Таким образом, при многоцикловых усталостных испытаниях стали эволюция ДСС заканчивается формированием клубково-сетчатой, сетчатой и ячеисто - сетчатой дислокационных субструктур, при этом причиной зарождения микротрещин являются межфазные границы ТІС - у - матрица, аустенит - є-мартенсит. При более интенсивной малоцикловой усталости при разрушении формируются сетчатая и фрагментированная ДСС. Совместно с межфазными границами они являются местами зарождения микротрещин.
После высокотемпературной прокатки в стали формируется широкий набор ДСС. Были выявлены следующие субструктуры исходного состояния стали: субструктуры дислокационного хаоса, неразориентированная сетчатая дислокационная субструктура, разориентированная сетчатая субструктура с оборванными малоугловыми границами (обычно такая субструктура формируется вблизи большеугловых границ зерен [147, 148]), и фрагментированная дислокационная субструктура. Объемные доли перечисленных ДСС относятся как 1:2:7 [142-144] (неразориентированная и разориентированная сетчатая
ДСС при оценке объемной доли объединены). Типы ДСС в аустенитных ста лях подобны (см. рис. 3.1, 3.3, 3.4). Вид хаотической ДСС и дислокационных петель приведен на рис.3.5. Внутризеренная ДСС может вызывать формирование изгибных контуров, свидетельствующих о дальнодействующих ПОЛЯХ напряжений. Однако анализ электронно-микроскопических изображений показал что, изгибу-кручению в большинстве случаев подвергается каждое зерно целиком, т.е. причиной внутренних дальнодействующих олей напряжений является в большей степени несовместность деформации соседних зе-рен и их групп, чем внутризеренная ДСС. В отдельных случаях в стали обнаруживаются области материала, содержащие кристаллы є-мартенсита. Количественный анализ ДСС исходного состояния стали показал, что наибольшая плотность дислокаций, распределенных по объему, фиксируется в сетчатой субструктуре ( р =1,3-10 см" , в хаотической - 0,65-10 см , во фрагментированной 0,5-Ю10 см"2); максимальный уровень кривизны кручения кристаллической решетки - во фрагментированной субструктуре. Это позволяет утверждать что, фрагментированная ДСС исследуемой стали является наиболее напряженной структурной составляющей исходного материала. Поскольку внутренние напряжения формируются несовместностью деформации соседних зерен, дислокационная субструктура определяет уровень их релаксации. Наиболее упрочненной ДСС является фрагментированная, поэтому релаксация дальнодеиствующих полей напряжений в ней происходит наименьшим образом.
При усталостных испытаниях стали (Nj=7-104 циклов) субструктура дислокационного хаоса преобразуется в сетчатую ДСС (рис.3.6). Объемная доля фрагментированной субструктуры при этом падает (рис.3.7). Деформирование стали сопровождается увеличением скалярной плотности дислокаций до 1,,8-1010 см"2 в сетчатой субструктуре и до 1,Ы010 см"2 во фрагментированной. Повышение скалярной плотности дислокаций в сетчатой ДСС сопровождается формированием слаборазориентироваиных полос. Они представляют собой анизотропные фрагменты, содержащие внутри себя дислокационную субструктуру. В структуре стали подвергнутой испытаниям на усталость в небольшом количестве обнаруживаются деформационные микродвойники.
Усталостное испытание приводит к существенному увеличению (5-Ю" см"1) амплитуды кривизны кручения кристаллической решетки областей с сетчатой ДСС (рис.3.8), При этом возрастает как упругая, так и пластическая составляющая полей напряжений. Циклическое деформирование областей стали с фрагментированной субструктурой сопровождается иными процессами - несмотря на то, что скалярная плотность дислокаций, расположенных внутри фрагментов более чем в 2 раза возрастает кривизна кручения кристаллической решетки данных областей материала снижается с 510 до 480 см"1. Это, очевидно, свидетельствует о релаксации упругопластических напряжений запасенных в стали при прокатке, в процессе последующего усталостного нагружения.
Изменение дефектной субструктуры стали после промежуточной стадии волочения (проволока диаметром 5,8 мм)
При закалке слаболегированной стали 60ГС2 реализуется у— а превращение [155], которая достаточно подробно изучена. Однако эволюция а мартенситной структуры при усталостном нагружении и тем более ДСС не исследованы вообще. Особенности такого исследования ДСС значительно затруднены методически в связи с тем, что определяющая ро;;ь деформирующего воздействия априори принадлежит структурно-фазовым превращениям. Поэтому извлекаемые сведения об эволюции ДСС при усталости ограничены. Закалка стали 60ГС2- от температуры аустенизации привела к формированию в ней мартенситной структуры, состоящей из кристаллов пакетного и пластинчатого мартенсита. Проведенный при 250С с целью снятия остаточных напряжений низкотемпературный отпуск способствовал протеканию в стали ряда процессов. Прежде сего это касается, релаксации ДСС кристаллов мартенсита. Если после закалки скалярная плотность дислокаций составляла 10й см 2, то после отпуска р = 4,3-1010 см"2. Прїі этом данная характеристика дефектной субструктуры стали слабо зависит от морфологии кристаллов мартенсита (табл.3.3, рис.3.16). Преобладающий тип ДСС - сетки.
При усталостном нагружении до Ni=l,2-105 циклов реализуется целый спектр структурно - фазовых превращений. Прежде всего, следует отметить, что усталостные испытания сопровождаются в зоне усталостного роста трещины динамической рекристаллизацией. Этому способствуют, как наличие дефектной субструктуры, сформировавшейся в стали при мартенситном превращении во время закалки, так и разогрев образца при усталое гном нагружении. Внутрифазные и большеугловые границы, а также их стыки являются предпочтительными местами образования центров динамической рекристаллизации (субзерен). Субзерна имеют изотропную форму со средними размерами 1,3 мкм. Внутри субзерен наблюдается сетчатая ДСС со сгущениями. 1 ft 9 Скалярная плотность дислокаций 2,8-10 см" (рис.3.16).
При закалке слаболегированной стали 60ГС2 реализуется у— а превращение [155], которая достаточно подробно изучена. Однако эволюция а мартенситной структуры при усталостном нагружении и тем более ДСС не исследованы вообще. Особенности такого исследования ДСС значительно затруднены методически в связи с тем, что определяющая ро;;ь деформирующего воздействия априори принадлежит структурно-фазовым превращениям. Поэтому извлекаемые сведения об эволюции ДСС при усталости ограничены. Закалка стали 60ГС2- от температуры аустенизации привела к формированию в ней мартенситной структуры, состоящей из кристаллов пакетного и пластинчатого мартенсита. Проведенный при 250С с целью снятия остаточных напряжений низкотемпературный отпуск способствовал протеканию в стали ряда процессов. Прежде сего это касается, релаксации ДСС кристаллов мартенсита. Если после закалки скалярная плотность дислокаций составляла 10й см 2, то после отпуска р = 4,3-1010 см"2. Прїі этом данная характеристика дефектной субструктуры стали слабо зависит от морфологии кристаллов мартенсита (табл.3.3, рис.3.16). Преобладающий тип ДСС - сетки.
При усталостном нагружении до Ni=l,2-105 циклов реализуется целый спектр структурно - фазовых превращений. Прежде всего, следует отметить, что усталостные испытания сопровождаются в зоне усталостного роста трещины динамической рекристаллизацией. Этому способствуют, как наличие дефектной субструктуры, сформировавшейся в стали при мартенситном превращении во время закалки, так и разогрев образца при усталое гном нагружении. Внутрифазные и большеугловые границы, а также их стыки являются предпочтительными местами образования центров динамической рекристаллизации (субзерен). Субзерна имеют изотропную форму со средними размерами 1,3 мкм. Внутри субзерен наблюдается сетчатая ДСС со сгущениями. 1 ft 9 Скалярная плотность дислокаций 2,8-10 см" (рис.3.16). При усталостных испытаниях стали 60ГС2 эволюционирует субструктура пакетного мартенсита. После Ni=l,2-105 циклов нагружения преобладающим типом становится так называемый неоднородный пакет, поперечный размеры кристаллов мартенсита в котором существенно различаются. ДСС кристаллов мартенсита представлена сетками, однако величина скалярной плотности дислокаций в широких кристаллах заметно ниже, чем в узких: „ -2 по _ -2 в первом случае р 3,5-10 см", во втором 6,3-10 см" (рис.3.16). Проведенные электронно - микроскопические исследования в зоне усталостного роста трещины разрушенного при N2=l,46-105 циклов показывают, что одной из основных причин разрушения стали 60ГС2 является мартенситная структура, формирующаяся при обратном а-»у-ж превращении областей, расположенных в стыках зерен рекристаллизации обогащенных углеродом.
Корреляционная зависимость, связывающая параметры сетчатой ДСС при усталости стали 60ГС2
Роль эволюции при этом незначительна. Сопоставляя данные результаты с данными, полученными при анализе структуры стали на промежуточной стадии нагружения, можно проследить за изменением параметров дефектной . субструктуры в зависимости от числа циклов нагружения. Из представлен ных табл.3.3 результатов следует, что с увеличением числа циклов нагружения величины р и х изменяются немонотонным образом, но коррелированно (рис.3.17). Подводя итог анализу результатов этого параграфа следует считать, что 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 к; и на внутрифазных границах. Именно эти процессы ответственны за разрушение стали с мартенситной структурой при усталости.
Выполненный анализ электронно - микроскопических качественных и количественных исследований ДСС сталей различных структурных классов в + исходном состоянии, на промежуточной стадии мало и многоц..-.клового на гружения и в разрушенном состоянии в зоне усталостного роста трещины. При этом установлено, что:
1.При малоцикловой усталости аустенитной стали 08ХІ8Н10Т эволюция ДСС осуществляется по пути хаос + сетки + (ячейки + сетки) - N]= хаос + сетки + ячейки + фрагменты - N2 = ячейки + фрагменты. Разрушение реализуется по границам ячеек и фрагментов, а также межфазным границам аусте нит - є мартенсит и аустенит - Ті С.
2.При многоцикловой усталости стали 08Х18ІП0Т эволюция ДСС заканчивается образованием клубково-сетчатой, сетчатой и ячеисто-сетчатой субструктуры. Фрагментированный ДСС, лежащий в основе формирования суб-микротрещин не образуется. Причина зарождения микротрещин межфазные границы ТІС - у- матрица, аустенит - є-мартенсит. З.Цепочка превращений ДСС в аустенитной стали 45Г17ЮЗ связана с изме . нением объемных долей хаотической, сетчатой и фрагментированной суб структур в сторону увеличения последней. Однако причиной разрушения формирования и развития микротрещин по межфазным границам, а не по ра зориентированным границам усталостного деформационного происхождения.
4.Цепочка дислокационных превращений стали 60ГС2 с феррито - перлит ной структурой заканчивается на промежуточной стадии формирования сет чатой и ячеистой субструктуры в зернах феррита и ячеисто - сетчатой и ла биринтной в перлитных зернах. При этом скалярная плотность дислокаций и кривизна кручения кристаллической решетки устойчиво возрастают с увели чением числа циклов нагружения. Наличие карбидньгх частиц на границах зерен - причина формирования микротрещин и микропор.
5. Эволюция ДСС в стали с мартенситной структурой при многоцикловой ус талости во многом определяется структурно - фазовыми превращениями в мартенситной и карбидной подсистемах. Основной тип ДСС - сетки, среднее по пакетному и пластинчатому мартенситу значения скалярной плотности j. дислокаций и кривизны кручения кристаллической решетки немонотонной но коррелированно возрастают от 4,3-Ю10 до 5,8-Ю10 см"2 и от 0,35-103 до 0,75-105 см"1 соответственно от исходного до разрушенного состояний. ДСС в разрушении не участвует.
