Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Усталость металлов и сплавов и эволюция структурно-фазовых состояний при импульсном токовом воздействии 10
1.1. Общие сведения о природе усталости 10
1.2. Факторы, влияющие на усталость металлов и сплавов 14
1.3. Эволюция дислокационных субструктур при усталости 21
1.4. Усталость металлов и сплавов при импульсном токовом воздействии 24
1.5. Выводы из литературного обзора и постановка задачи исследования 29
ГЛАВА 2. Материал и методики исследования усталости при токовом импульсном воздействии 31
2.1. Выбор материала, методика испытания и измерения скорости ультразвука 31
2.2. Методика металлографического исследования стали... ;... 38
2.3. Методика исследования стали путем использования просвечивающей дифракционной электронной микроскопии .. 41
2.3.1. Метод тонких фолы 41
2.3.2. Метод экстрактных угольных реплик 45
2.4. Метод растровой электронной микроскопии 45
ГЛАВА 3. Эволюция зеренной структуры стали 60гс2 при циклических усталостных испытаниях 48
3.1. Зеренная структура исходного состояния 49
3.2. Зеренная структура стали, формирующаяся в зоне разрушения 52
3.3. Зеренная структура стали, формирующаяся на промежуточной стадии усталостных испытаний (N1 = 50000) 55
3.4. Зеренная структура стали, формирующаяся на промежуточной стадии усталостных испытаний (Ni = 50000) и последующего электростимулирования 58
3.5. Зеренная структура стали, формирующаяся в зоне разрушения (Nj = 109000) электростимулированного образца 61
3.6. Трещинообразование встали при усталостных испытаниях 62
Заключение по 3 главе 63
ГЛАВА 4. Фрактографический анализ поверхности разрушения стали 60гс2, подвергнутой усталостным испытаниям 65
4.1. Структура поверхности разрушения стали в зоне усталостного роста трещины 65
4.2. Структура поверхности разрушения стали в зоне ускоренного роста трещины 71
4.3. Структура поверхности разрушения стали в зоне долома 73
Заключение по 4 главе...,. 73
ГЛАВА 5. Электронно-микроскопический анализ эволюции структуры и фазового состава зоны долома стали 60гс2 при усталостных испытаниях 75
5.1. Электронно-микроскопические дифракционные исследования структуры исходного состояния стали 60ГС2 75
5.2 Дефектная субструктура и фазовый состав стали на промежуточной стадии усталостного нагружения (N|=50000) 77
5.3 Исследование структурно-фазового состояния стали на стадии усталостного разрушения... 81
5.4. Структурно-фазовое состояние стали, подвергнутой усталостным испытаниям и последующему электростимулированшо 84
5.5. Исследование структурно-фазового состояния стали разрушенного образца в условиях промежуточного электростимулироваиия 87
5.6. Количественные закономерности эволюции субструктуры исходной стали 60ГС2, подвергнутой усталостным испытаниям 91
5.7. Количественные закономерности эволюции субструктуры стали 60ГС2, электростимул ированной на промежуточном этапе нагружен ия 93
Заключение по 5 главе 96
ГЛАВА 6. Электронно-микроскопический анализ эволюции структуры и фазового состава зоны усталостного роста трещины 98
6.1. Дефектная субструктура и фазовый состав стали на промежуточной стадии усталостного нагружения 98
6.2. Структури о-фазо вое состояние стали, подвергнутой усталостным испытаниям и последующему электростимулированию 104
6.3. Исследование структурно-фазового состояния исходной стали на стадии усталостного разрушения 110
6.4. Исследование структурно-фазового состояния стали на стадии усталостного разрушения в условиях промежуточного электростимулирования 112
Выводы по 6 главе 115
Основные выводы 117
Литература 120
Приложение 145
- Эволюция дислокационных субструктур при усталости
- Методика исследования стали путем использования просвечивающей дифракционной электронной микроскопии
- Зеренная структура стали, формирующаяся на промежуточной стадии усталостных испытаний (N1 = 50000)
- Структура поверхности разрушения стали в зоне ускоренного роста трещины
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, междоузель-ных 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: установление закономерностей и механизмов эволюции структуры и фазового состава феррито-перлитной стали 60ГС2 при усталостных испытаниях и выяснение физической природы частичного восстановления ее ресурса работоспособности в условиях стимулирования импульсным электрическим током.
Для реализации данной цели в работе решался ряд задач, основными из которых являются следующие:
Исследование структуры и фазового состава стали на различных масштабных уровнях в исходном состоянии и его эволюции в процессе усталостных испытаний в стандартных условиях и в условиях элсктростимулирования, благодаря которому усталостная долговечность стали повышается;
Выяснение механизмов разрушения стали в результате усталостных испытаний как в стандартных условиях нагружения, так и в условиях электростимулирования;
3. Анализ факторов, ответственных за повышение усталостной долговечности стали, и выявление основных из них.
Научная новизна: впервые на различных масштабных уровнях проведены комплексные исследования эволюции структуры и фазового состава стали 60ГС2 в феррито-перлитном состоянии, подвергнутой многоцикловым усталостным испытаниям в условиях промежуточного стимулирования импульсным электрическим током высокой плотности. Установлены и подвергнуты всестороннему анализу основные факторы, определяющие усталостную долговечность стали 60ГС2. Выявлены механизмы повышения усталостной долговечности стали, подвергнутой электростимулированию.
Практическая значимость работы заключается в существенном увеличении ресурса усталостной работоспособности стали при обработке импульсным электрическим током; установлении физических факторов, способствующих этому; формулировке рекомендаций по упреждающему токовому воздействию на материал.
Личный вклад автора состоит в постановке задач исследования, в проведении усталостных экспериментов как с воздействием импульсами электрического тока, так и без него, в получении данных оптических, электронно-микроскопических и др. исследований, в обработке полученных результатов.
Настоящая работа проводилась в соответствии с программой фундаментальных исследований «Повышение надежности систем: «машина-человек-среда» АН СССР на 1989-2000г.; Федеральной целевой программой «Интеграция» на 1997-2002г., 2002-2006г; грантами Министерства образования РФ по фундаментальным проблемам металлургии на 1998-2004г.
Основные положения, выносимые на защиту: 1. Совокупность экспериментальных фактов о структурных и фазовых превращениях в зоне усталостного роста трещины и в зоне долома феррито-перлитной стали при усталостных испытаниях
Градиентный характер зоны разрушения феррито-перлитной стали при усталостных испытаниях.
Механизмы разрушения цементита перлитных колоний при усталостных испытаниях стали 60ГС2.
Совокупность экспериментальных фактов, раскрывающих механизм пластифицирующего действия электростимулирования при усталостных испытаниях стали 60ГС2.
Достоверность полученных в работе результатов обеспечивается комплексным подходом к решению поставленных задач с использованных современных широко апробированных методов и методик исследования, применением статистических методов обработки экспериментальных результатов, последовательным и критическим сопоставлением установленных в работе закономерностей фактам, полученным другими исследователями.
Апробация работы. Основные результаты проведенных исследований докладывались и обсуждались на следующих научных конференциях, совещаниях и семинарах: IV, VI Всероссийских научно-практических конференциях "Современные технологии в машиностроении". Пенза. 2001, 2003; VI International Conference "Computer-Aided Design of Advanced Materials and Technologies". Томск. 2001; Международной конференции "Разрушение и мониторинг свойств металлов". Екатеринбург. 2001; 3-й Международной конференции "Физика и промышленность-2001". Голицыне. 2001; 10 mezmarodni konference metalurgie a materialu 10th International Metallurgical and Materials Conference. Ostrava. Czech Republic. 2001; III Всероссийской научно-технической конференции "Материалы и технологии XXI века". Пенза. 2001; IX, X Международных конференциях "Взаимодействие дефектов и неупругие явления в твердых телах". Тула. 2001, 2002; Sixth-Russian International Symposium New Materials and Technologies. China. 2001; V, VI Международном семинаре "Современные проблемы прочности" им. В.А.Лихачева. Старая Русса. 2001, 2003; Всероссийской научно-технической конференции "Физические свойства металлов и сплавов". Екатеринбург. 2001; Международном семинаре "Мезоструктура". Санкт-
Петербург. 2001; IV Международной конференции по физико-техническим проблемам электротехнических материалов и компонентов. Клязьма. 2001; Всероссийской конференции "Дефекты структуры и прочность кристаллов". Черноголовка. 2002; I Евразийском симпозиуме по проблемам прочности материалов и машин для регионов холодного климата. Якутск. 2002; I Russian-French Symposium "Physics and mechanics of large plastic strains. Санкт-Петербург. 2002; Всероссийском научном семинаре и выставке инновационных проектов на тему "Действие электрических полей и магнитных полей на объекты и материалы", Москва. 2002; International conference "Science for Materials in the Frontier of Centuries: Advantages and Challenges". Киев. 2002; V Международной конференции "Действие электромагнитных полей на пластичность и прочность материалов. Воронеж. 2003; XXXYIII семинаре "Актуальные проблемы прочности". Сплавы с эффектом памяти формы и другие перспективные материалы. С-Петербург. 2001; XIII, XIV Петербургских чтениях по проблемам прочности. Санкт-Петербург. 2002, 2003; XL Международном семинаре "Актуальные проблемы прочности. Структура и свойства перспективных металлов и сплавов". Великий Новгород. 2002; 2-d Russia-Chineese School-Seminar "Fundamental problems and modern technologies of material science (FP MTMS). Барнаул. 2002; семинар «Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий». Обнинск. 2003; XV Международная конференция «Физика прочности и пластичности материалов». Тольятти. 2003; III Международной конференции "Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений". Тамбов. 2003.
Публикации, Результаты диссертации опубликованы в 46 печатных работах. Список основных из них приведен в конце автореферата.
Структура и объем диссертации. Диссертационная работа состоит из
введения, шести глав, основных выводов, списка литературы из наимено
ваний, содержит страниц машинописного текста, включая таблиц и
рисунков.
Эволюция дислокационных субструктур при усталости
В выборе термина для идентификации субструктуры мы будем придерживаться сложившейся терминологии, используемой для описания дефектных структур, формирующихся при активной пластической деформации. Достаточно широкое распространение и устойчивость терминологии обозначения дефектных субструктур в значительной степени обеспечены работами Коневой Н.А, и Козлова Э.В. с соавторами [167, 168]. Подход к классификации субструктур, развитый в этих работах, дает возможность анализа литературных данных по изучению субструктур и закономерностей их эволюции применительно к усталостным испытаниям. По типу дислокационной субструктуры, характерной для начальной стадии усталостных испытаний, и закономерностям ее эволюции в ходе циклических нагрузок все изученные материалы представляется возможным разделить на три группы. К первой группе материалов отнесем металлы и сплавы, для малых пластических дефорлиций (малого числа циклов) которых характерным является хаотическое распределение дислокаций и дислокационных петель малого диаметра [169-170]. Типичными представителями второй группы материалов являются: медь, никель, латунь М8, некоторые другие сплавы со средним значением энергии дефекта упаковки, аустенитные стали (типа 316 Ц /MSI - SAE316). При небольших суммарных пластических деформациях (-3...8 %) в этих материалах образуются сгущения (clumps [171, 172], braids, tangles) первичных дислокаций, большая часть которых находится в дипольных конфигурациях. Третий класс материалов -это металлы и сплавы с низким значением дефекта упаковки и, как правило, высоким твердорастворным упрочнением. Для данного класса материалов характерно формирование плоских мультииольных скоплений дислокаций, так что фактически в кристалле (зерне) формируется слоевая субструктура, т.е. субструктура с чередующимися слоями с повышенной и пониженной плотностью дислокаций [173, 174]. Хотя в общем случае набор субструктур, образующихся в конкретном материале при усталости, может различаться в зависимости от условий нагру-жения, в частности, амплитуды деформации, температуры испытания, среды, в которой они производятся, представляется возможным их совместный анализ при сопоставимых условиях испытаний. На рисунке 1.3 схематически проиллюстрированы последовательности превращений в дислокационной субструктуре в трех рассмотренных группах материалов с ростом числа циклов. Из сопоставления обозначенных путей эволюции субструктур следует, что несмотря на различие субструктур, характерных для начала испытаний, и разные пути превращений, общим является формирование полос локализованного сдвига (PSB). Появление полос локализованного сдвига, как правило, коррелирует с наступлением стадии насыщения на кривых «сг - N», хотя имеются и исключения, например [175].
Как показывает анализ работ по эволюции дислокационных субструктур при усталости нет четкого описания критической субструктуры для материалов, и, естественно, не определены их количественные характеристики. Другими словами, до конца не выяснена связь предшествующей разрушению эволюции дефектной подсистемы и зарождения и распространения микротрещин. Одним из методов модифицирования структуры и физико-механических свойств металлических изделий является использование внешних энергетических воздействий, одним из которых является импульсное токовое воздействие [176-178]. Эффект влияния токового воздействия на процесс деформирования металлов назван электропластическим эффектом (ЭПЭ) [176]. До настоящего времени у исследователей нет единого мнения о природе ЭПЭ. Одни из них считают, что основной вклад в электропластическую деформацию вносит микро- и макро неоднородный Джоулев разогрев металла при прохождении импульсов электрического тока, другие на основе тщательного анализа инструментальных и побочных (теплового, пондеромоторного, скин-эффектов воздействия импульсов электрического тока пришли к выводу, что ЭПЭ - самостоятельное физическое явление, заключающееся в нетермическом (в макроскопическом проявлении) влиянии электронов проводимости на пластическую деформацию металла [176-178]. В настоящий момент времени предложен ряд способов повышения усталостного ресурса, при этом особое место занимают внешние энергетические воздействия, к которым относятся: магнитол л азменная, радиационная обработки, обработка лазерными пучками, ионная имплантация и др. Одним из данных методов является воздействие импульсами электрического тока (электростимулирование).
Методика исследования стали путем использования просвечивающей дифракционной электронной микроскопии
Исследования тонких фолы из сталей проводили на приборе ЭМ-125 при ускоряющем напряжении 125 кВ. Фольги готовили следующим образом: на электроискровом станке вырезали параллельно исследуемой поверхности пластинки толщиной -250 мкм; далее пластинки шлифовали и подвергали одностороннему электролитическому утонению в электролите: 450 мл II3PO4 + 50 г хромового ангидрида при напряжении 20-27 В и плотности тока 2-3 Л/см2. Рабочее увеличение в колонне электронного микроскопа составляло 8000 - 80000 крат. Окончательное увеличение достигалось с помощью фотопечати. Для идентификации фаз, присутствующих в материале, применялся дифракционный анализ с использованием темнопольной методики и последующим инди-цированием микроэлектронограмм [198]. Изображения тонкой структуры материала (светлопольные изображения) были использованы для классификации морфологических признаков структуры; определения размеров, объемной доли и мест локализации вторичных фаз и выделений; измерения скалярной р и избыточной р± плотности дислокаций; амплитуды кривизны-кручения т. Использовались следующие методика количественной обработки результатов исследования. Определение объемной доли дислокационной субструктуры (Pv). Приме-нительно к дислокационным субструктурам (ДСС), формирующимся в процессе деформации однофазных сплавов, этот метод был впервые использован в работах Н.А. Коневой с сотрудниками [201, 202]. В связи с тем, что размер струк ч ! турного элемента в формирующемся типе дислокационных субструктур больше или соизмерим с толщиной фольги, то с их изображениями в фольге можно работать как со случайными сечениями в шлифе [195]. Поэтому в работе использовался метод определения объемной доли по случайным сечениям, основанный на измерении доли площади фольги Ps, занятой определенным типом ДСС, т.е. был использован планиметрический метод. Согласно этому методу, измерялись площади изображений каждого из типов ДСС на плоскости наблюдения. Затем величины таких площадей суммировались.
Полученная сумма делилась на величину площади изучаемого участка плоскости наблюдения. В случае изотропной структуры Pv можно определить на одном представительном случайном сечении кристалла. Для неоднородной структуры представительную выборку необходимо осуществлять по нескольким различно ориентированным сечениям. Определение скалярной плотности дислокаций. Скалярная плотность дислокаций измерялась методом секущих с поправкой на невидимость дислокаций [199]. В качестве испытательной линии использовалась прямоугольная сетка. Тогда скалярную плотность дислокаций на микрофотографиях, полученных при электронно-микроскопическом исследовании можно определить по формуле: (2.9) где М - увеличение микрофотографии, П и х\г - число пересечений дислокация ІЩ ми горизонтальных и вертикальных линий, 1\ и / , соответственно, - суммарная длина горизонтальных и вертикальных линий. Скалярная плотность дислокаций определялась отдельно для каждого типа ДСС. Средняя величина скалярной плотности дислокаций рассчитывалась с учетом объемной доли каждого из типов присутствующих ДСС по следующей формуле: Р = 1Р«Р,. (2-Ю) і где р; - скалярная плотность дислокаций в определенном типе ДСС, Pvj - объемная доля материала, занятого этим типом ДСС. Определение избыточной плотности дислокаций и амплитуды кривизны -кручения решетки. Избыточная плотность дислокаций р± - р+ - р. (р+ и р. -плотность соответственно положительно и отрицательно заряженных дислокаций) измерялась локально по градиенту разориентировки [200-205]: где b - вектор Бюргерса дислокаций, дірі61 - градиент кривизны фольги или кривизна-кручение кристаллической решетки %. Величина % дірі61 определялась путем смещения контура экстинкции (Д/) при контролируемом угле наклона фольги (Дф) в колонне микроскопа с помощью гониометра. При этом желательно, чтобы вектор действующего отражения был перпендикулярен оси наклона гониометра (ОНГ). В противном случае требуется пересчет, т.к. плоскость действующего отражения уже не будет содержать ось наклона гониометра.
Необходимо отметить, что участок фольги, на котором проводится измерение, не должен содержать на пути перемещения контура границ раздела или разориентировки, т.е. изгиб фольги должен быть непрерывным. Специальными опытами установлено, что ширина контура в величинах разориенттировок для сталей [206] составляет- 1. Это означает, что при повороте гониометра па величину Дф и 1 изгибный экстинкционный контур смещается на расстояние, равное своей ширине, т.е. Д/ « / (при этом должно выполняться условие g JL ОНГ). Эта величина (Дф « 1)в сочетании с шириной контура / позволяет определить градиент разориентировки:
Зеренная структура стали, формирующаяся на промежуточной стадии усталостных испытаний (N1 = 50000)
Представленные на рисунке 3.8 фотографии зеренного ансамбля стали 60ГС2, формирующегося на промежуточной стадии усталостных испытаний, фиксируют элементы структуры, характерные как для стали исходного состояния, так и разрушенного. Прежде всего, это наличие областей с относительно большими размерами зерен (рисунок 3.8, области указаны стрелками). Однако размеры данных областей заметно уменьшились по сравнению со структурой исходного состояния. С другой стороны, уже визуальный анализ структуры шлифа выявил значительное измельчение зеренной структуры стали на промежуточной стадии испытания (сравни рисунки 3.2 и 3.8). В количественном разрушения характеризуется более крупным средним размером зерен, по сравнению со структурой, фиксируемой на промежуточной стадии. Как уже отмечалось выше, исходное, а также и разрушенное состояния стали характеризуются наличием на границах зерен включений вторых фаз. Анализ структуры промежуточного состояния, выполненный методами экстрактных угольных реплик, также выявил присутствие частиц по границам зерен (рисунок 3.10). Следует отметить, что по сравнению с исходным состоянием данные частицы выглядят более рельефно. Последнее может означать повышенный уровень травимости материала вблизи таких частиц. В свою очередь это указывает на изменение химического состава стали в приграничных областях, вызванное, по всей видимости повышенным уровнем деформации материала. В связи с этим обращает на себя внимание появление вблизи границ зерен протяженных зон, в которых отсутствует контраст травления перлитной структуры (рисунок ЗЛО). Следовательно, можно предположить, что в первую очередь изменения структуры стали, связанные с усталостным нагружением, протекают в приграничных областях. Это сопровождается разрушением перлитной структуры, развитием процессов рекристаллизации, формированием микропор и микротрещин и, в конечном счете, образованием магистральной трещины, раскрытие которой приводит к разрушению образца. Г«
Как было показано выше, усталостное нагружение на проместадии (N = 50000) сопровождается существенным измельчением зеренной структуры стали, формированием микропор и микротрещин, расположенных вблизи границ зерен. Последующее электростимулирование данного образца привело к дальнейшему измельчению зеренной структуры стали. Рекристаллизация, однако, не привела к исчезновению разнозернистости стали, наблюдающейся в исходном состоянии. На представленных на рисунке 3.11 микрофотографиях отчетливо видны области с резко различающейся зеренной структурой. Средний размер зерен уменьшился до 7,6 ± 2 мкм. Распределение зерен по размерам является одномодальным и может быть описано логарифмически нормальным законом (рисунок 3.12). Средний размер зерен совпадает с наиболее вероятным. Последнее указывает на высокую степень однородности зереннои структуры стали, не смотря на наличие полос разнозернистости. На рисунке 3.13 приведены характерные электронно-микроскопические изображения зереннои структуры стали, полученные методами экстрактных угольных реплик. Отчетливо видно, что границы зерен практически свободны ) 3.5. Зеренная струїсгура стали, формирующаяся в зоне разрушения (N3 = 109000) электростимулированного образца В предыдущем разделе было показано, что электростимулирование стали на промежуточной стадии усталостного испытания (Ni = 50000) приводит к существенному изменению состояния зеренного ансамбля материала. Все это позволило увеличить ресурс работоспособности стали в полтора раза, т.е. увеличить число циклов до разрушения с N2 = 71000 до N3 = 109000. Исследования стали методами металлофафии травленого шлифа и методами электронной микроскопии угольных экстрактных реплик позволили проследить эволюцию состояния зеренного ансамбля образца, электростимулированного на промежуточном этапе. Было установлено, что усталостное нагруже-ние вплоть до разрушения приводит к увеличению среднего размера зерен до 16,4 ± 2,9 мкм. Распределение зерен - 15 по размерам приведено на рисунке 3.14. Отчетливо рекристаллизации [208]. Еще одной особенностью гистофаммы является (Ni =50000) и последующему разруше нию (N, =109000). довольно узкий спектр размеров зерен. Последнее может свидетельствовать об разрушении в материале при усталостных испытаниях исходно сформировавшейся разнозернистости. Действительно, проведенные металлофафические исследования не выявили областей разнозернистости в данном образце. Следовательно, динамическая рекристаллизация полностью разрушила выявленную в исходном состоянии зеренную неоднородность стали. V Следует отметить, что средний размер зерен данного образца (разрушенное состояние) превышает средние размеры зерен стали, электростимулирован-ной на промежуточном этапе нагружения, в 2,2 раза. При усталостных испытаниях исходной стали (т.е. стали, не подвергавшейся электростимулиропанию) увеличение среднего размера зерна на стадии разрушения достигало 1,25 раза. Причина существенного увеличения среднего размера зерен заключается, очевидно, в растворении при электростимулировании частиц вторых фаз, расположенных на границах зерен, которые являются одним из самых эффективных барьеров, сдерживающих перемещение границ зерен [208, 210, 214].
Исследования разрушенных образцов показали, что в слое, примыкающем к поверхности разрушения, формируется некоторое количество трещин, различимых методами металлографии. Трещины, как правило, располагались параллельно поверхности разрушения и распространялись вдоль границ зерен. Зернограничное распространение трещин особенно ярко выражено в образце, прошедшем электростимулирование, трещины в нем изломаны, часто разветвляются. Количественный анализ трещинообразования выявил следующее. Толщина слоя стали, в котором наблюдались трещины, в электростимулированном образце составляла 82 мкм, в не стимулированном —62 мкм. Средняя длина трещин в нестимулированном материале существенно меньше, чем в стимулированном и составляет 42,5 мкм и 90,7 мкм, соответственно. Существенно различается также и максимальная длина докритической трещин. Как следует из результатов, приведенных на рисунке 3.15, в электростимулированном образце максимальная длина трещин (так же как и средняя) более чем в два раза превышает максимальную длину трещин нестимулированиого образца. Следовательно, электростимулирование стали на промежуточном этапе циклических испытаний способствует существенному увеличению длины докритической
Структура поверхности разрушения стали в зоне ускоренного роста трещины
Переход от усталостной зоны к зоне долома не является резким. Обычно данные зоны разделяет слой ускоренного развития разрушения, строение которого определяет возрастающая скорость распространения трещины. Увеличение количества и глубины вторичных трещин в этой зоне сопровождается большими вторичными ступеньками сброса. Наступает локальное отклонение направления излома и увеличение шероховатости. При анализа фрактограмм исследуемой стали было установлено, что ширина зоны ускоренного роста усталостной трещины в обычном образце составляет 260 мкм, в электростимулированном образце она несколько меньше 200 мкм. Строение слоя ускоренного развития разрушения представлено на рисунок 4.6. Отчетливо виден более грубый характер рельефа данного слоя по сравнению с рельефом зоны усталостного роста трещины. Наиболее существенным образом это выражено в исходном образце (рисунок 4.6а). В электростимулированном образце структура зоны усталостного роста трещины за-мстно более дисперсная (рисунок 4.66). Последнее свидетельствует о том, что скорость разрушения материала в данном случае ниже, чем в исходном образце. Следовательно, электр о стимулирование стали на промежуточной . В зоне долома структура поверхности разрушения отличается по многим параметрам. По мере удаления от зоны ускоренного роста усталостной трещины ячеистый характер излома сопровождается появлением борозд, увеличивается доля площади поверхности, разрушение на которой произошло по механизму скола, гладкий скол становится преобладающим. Судя по размерам областей скола, на данной стадии роста трещины разрушение материала носит межзеренный характер. По величине отношения площади чисто усталостной зоны к площади зоны, занятой доломом, можно ориентировочно судить о значении коэффициента безопасности данного материала [215-218].
Чем меньше это отношение, тем ниже был коэффициент безопасности при одной и той же нагрузке усталостных испытаний. Анализ фрактограмм исследуемой стали показал, что значение данного коэффициента в обычном образце 0,37; в электростимул ированном -0,44. Следовательно, электростимулирование стали несколько повышает коэффициент безопасности ее эксплуатации. Установлено, что поверхность разрушения стали 60ГС2, подвергнутой усталостным испытаниям, имеет сложное строение и состоит из зоны усталостного роста трещины, зоны долома и разделяющего их слоя ускоренного роста трещины. Разрушение материала в зоне усталостного роста трещины осуществляется в основном по вязкому механизму; в зоне долома выявляются участки хрупкого скола, количество которых увеличивается по мере удаления от зоны усталостного роста трещины. Показано, что в электростимулированном образце структура зоны ускоренного роста трещины заметно более дисперсная. Последнее свидетельствует о том, что скорость разрушение материала в данном случае ниже, чем в исходном образце. Следовательно, электростимулирование стали на проме #i (т жуточной стадии усталостного напруження, приводя к снижению скорости роста усталостной трещины в промежуточной зоне, способствует, во-первых, увеличению ресурса работоспособности материала и, во-вторых, повышению безопасности использования данного материала в изделии. Совокупность данных результатов свидетельствует о том, что электростимулирование в условиях усталостного нагружения оказывает пластифицирующее действие на структуру стали 60ГС2, что выражается в релаксации концентраторов напряжения, увеличении критической длины трещины, снижении скорости роста усталостной трещины в промежуточной зоне, уменьшении шага усталостного роста трещины и повышении коэффициента безопасности. Фрактографический анализ, результаты которого обсуждались в гл.4, показал, что деформационные процессы, имеющие место при усталостных испытаниях материала, в полной мере развиваются в зоне усталостного роста трещины и в существенно меньшей степени - в зоне долома. Учитывая эти сведения, исследования эволюции дефектной субструктуры и фазового состава стали при усталостных испытаниях проводили отдельно для данных зон (схема препарирования образца приведена на рисунке 2.4). Полученные результаты обсуждаются в нижеследующих главах.
