Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Аналитический обзор литературных источников 10
1.1. Трещиностойкость металлических материалов. Выбор критериев для оценки динамической трещиностойкости .10
1.1.1. Классификация критериев трещиностойкости 11
1.1.2. Критерии статической трещиностойкости 12
1.1.3. Критерии динамической трещиностойкости 14
1.1.4. Анализ способов, обеспечивающих получение плоскодеформированного состояния при динамических испытаниях .17
1.2. Фрактография как средство оценки уровня трещиностойкости металлических материалов .19
1.3. Пластические зоны и локальное напряженное состояние у вершины трещины 22
1.3.1. Зона пластической деформации (ЗПД) у вершины трещины. Размер ЗПД 22
1.3.2. Форма зон пластической деформаци 23
1.4. Современные представления о процессе пластической деформации при высокоскоростном нагружении 27
1.5. Постановка цели и задач исследования 31
Глава 2. Материалы и методики исследования .34
2.1. Материалы для исследования 34
2.2. Методика термической обработки 34
2.3 Методика оценки твердости 35
2.4 Методика металлографических исследований на электронном микроскопе, количественный анализ карбидной фазы 35
2.5. Методика электроннофрактографических исследований, количественный анализ элементов поверхности разрушения 35
2.6. Методика оценки характеристик прочности и пластичности 36
2.7. Методика оценки ударной вязкости 36
2.8. Разработка методики оценки параметров динамической трещиностойкости по результатам ударных испытаний на маятниковом копре 37
2.9. Методика оценки микротвердости 40
2.10. Разработка методики оценки размера зоны пластической деформации после испытаний образцов на динамическую трещиностойкость 41
2.11. Выводы по Главе 2 46
Глава 3. Апробация разработанной методики оценки динамической трещиностойкости
3.1. Паспортизация сталей, используемых для апробации методики оценки динамической трещиностойкости 47
3.2. Построение диаграмм динамической трещиностойкости закаленных и отпущенных конструкционных сталей с различным содержанием углерода
3.2.1. Ударная вязкость исследуемых сталей на образцах с трещиной различной длины без боковых надрезов 55
3.2.2. Исследование ударной вязкости конструкционных сталей на образцах с трещиной различной длины и двумя дополнительными боковыми надрезами 61
3.2.3. Построение диаграмм динамической трещиностойкости (ДДТ) закаленных и
отпущенных конструкционных сталей .64
3.2.4. Некоторые особенности построения ДДТ .69
3.3. Выводы по главе 3 70
Глава 4. Исследование размерных параметров элементов рельефа поверхности разрушения конструкционных сталей. Установление взаимосвязи динамической трещиностойкости с параметрами изломов конструкционных сталей 72
4.1. Исследование микромеханизмов роста трещины в сталях 09Г2С, 25 и 40 при динамических испытаниях 72
4.2. Исследование геометрических размеров ямок стали 09Г2С в высоковязком состоянии в стартовой области динамической трещины 86
4.3. Выводы по главе 4 94
Глава 5. STRONG Исследование параметров зон пластической деформации при динамических испытаниях конструкционных сталей 09Г2С, 25 и 40 в различном структурном состоянии .96
5.1. Исследование формы и размеров ЗПД сталей 09Г2С, 25 и 40 STRONG 96
5.2. Исследование распределения микротвердости в объеме ЗПД под всей траекторией движения динамической трещины от старта до выбега на поверхность материал-торец образца. О характере неоднородности пластической деформации в объеме ЗПД 112
5.3. Структурные особенности зон пластической деформации конструкционных сталей в высоковязком состоянии 122
5.4. Выводы по главе 5 138
Глава 6. Разработка и апробация методики прогнозирования уровня механических свойств конструкционных сталей в высоковязком состоянии 140
Заключение. Общие выводы 154
Список литературы
- Анализ способов, обеспечивающих получение плоскодеформированного состояния при динамических испытаниях
- Методика электроннофрактографических исследований, количественный анализ элементов поверхности разрушения
- Построение диаграмм динамической трещиностойкости закаленных и отпущенных конструкционных сталей с различным содержанием углерода
- Структурные особенности зон пластической деформации конструкционных сталей в высоковязком состоянии
Введение к работе
Актуальность работы. Работы последних десятилетий свидетельствуют о том, что, несмотря на очевидный прогресс в механике разрушения на данный момент не существует простых и доступных методов оценки динамической трещиностойкости (ДТ): существующие методы либо дороги и трудоемки (оценка ДТ на ротационных/бойковых копрах), либо сложны в описании и являются приближенными и поэтому требуют экспериментального подтверждения (моделирование процессов разрушения и математический расчет), либо не в полной мере отражают физическую суть динамической трещиностойкости (ударные испытания на КСТ по ГОСТ 9454-78). Таким образом, актуальной является разработка доступных методов оценки параметров ДТ.
Известно, что при испытаниях на трещиностойкость перед фронтом растущей трещины формируется зона пластической деформации (ЗПД), вследствие диссипации энергии при достижении напряжениями уровня сопротивления пластической деформации материала. Стоит отметить, что оценка размеров и формы ЗПД весьма сложный процесс, который чаще всего решается методами послойного стравливания, дифракции обратно рассеянных электронов (EBSD), термографическими методами, а также высокоспециализированными и малодоступными методами ионной и синхротронной томографии. Однако данные методы не позволяют оценивать форму ЗПД, формирующуюся под всей траекторией распространения трещины. Таким образом, актуальным является разработка доступных методов оценки размеров и формы ЗПД.
Как показывает многолетний опыт эксплуатации стальных конструкций и деталей машин, наиболее опасным видом разрушения, безусловно, является хрупкое разрушение, вот почему большинство работ последних десятилетий посвящено изучению фрактографических особенностей именно этого вида разрушения, а фрактография вязкого разрушения до настоящего времени исследована недостаточно подробно. В то же время формирование именно ямочного микрорельефа сопровождает тот высокий уровень сопротивления росту трещин, который характерен для вязкого разрушения. В связи с этим исследование формирования ямочного микрорельефа и его особенностей, сопровождающих рост энергоемкости до высокого уровня, вне всякого сомнения, является актуальным.
В настоящее время не вызывает сомнений, что излом представляет собой некоторый объем, в котором произошли поглощение и диссипация подводимой извне энергии, а его поверхность – это только след пространственной траектории растущей трещины. Границей этого объема, как известно, является граница зоны пластической деформации - ЗПД. В связи с этим представляется важным не только разработка простой и понятной методики оценки размера ЗПД, но и установление взаимосвязи параметров ДТ с размером ЗПД для широко распространенных конструкционных сталей с весьма различным уровнем сопротивления пластической деформации.
Известно, что в условиях высокоскоростного нагружения конструкционных металлических материалов, обладающих высоким запасом вязкости, может происходить пластическая деформация с образованием полос адиабатического сдвига – ПАС. Одновременно с формированием ПАС в условиях динамического нагружения в металлах и сплавах может реализоваться другое необычное явление такое, как гидродинамический массоперенос, в результате которого может происходить кардинальное изменение локального элементного состава сплава. Таким образом, актуальным является выяснение фактов наличия данных явлений при нагружении с относительно низкими скоростями.
Тематика диссертации соответствует Приоритетным направлениям развития науки, технологий и техники РФ и Перечню критических технологий РФ. Работа выполнена в соответствии с основными направлениями научной деятельности кафедры «Металловедение, термическая и лазерная обработка металлов» ПНИПУ, г. Пермь, в рамках постановления Правительства РФ №218 «Создание высокотехнологичного машиностроительного производства на основе современных методов проектирования изделий и гибких производственных процессов прецизионной обработки металлов» (2010-2012 гг., номер госрегистрации: 01201150441) и «Создание комплекса технологий проектирования, изготовления, управления производством и
эксплуатации инновационных наукоемких изделий» (2013-2015 гг., номер госрегистрации: 01201274914).
Работа выполнена в рамках реализации проекта «Международная исследовательская группа» при финансовой поддержке Министерства образования Пермского края. Соглашение № С-26/622 (2013-2015 гг. номер госрегистрации: 01201355076), а также при финансовой поддержке Министерства образования и науки Российской Федерации в рамках базовой части государственного задания вузам в сфере научной деятельности, проект № 11.8213.2017/БЧ.
Цель работы – установление взаимосвязи между динамической трещиностойкостью и характеристиками изломов конструкционных сталей в различном структурном состоянии.
Для достижения цели были поставлены и решены следующие задачи:
1. Разработать методику оценки динамической трещиностойкости конструкционных сталей.
2. Исследовать динамическую трещиностойкость закаленных и отпущенных
конструкционных сталей с различным содержанием углерода.
3. Разработать методику определения размера зоны пластической деформации по
результатам систематических измерений микротвердости; изучить изменение размеров зоны
пластической деформации конструкционных сталей с различным уровнем прочности.
-
Исследовать макро-, мезо- и микро-строение изломов конструкционных сталей, и установить взаимосвязь между параметрами изломов и уровнем динамической трещиностойкости исследуемых сталей.
-
Установить возможности реализации таких явлений, как адиабатический сдвиг и гидродинамический массоперенос при испытаниях образцов со скоростью нагружения 5-7 м/с.
6. Разработать методику прогнозирования характеристик механических свойств закаленных
и отпущенных конструкционных сталей.
Научная новизна работы.
1. Предложена диаграмма динамической трещиностойкости (ДДТ), представляющая собой
графическую интерпретацию зависимостей ударной вязкости от относительной длины трещины,
КСТ = f(), построенных по данным испытаний образцов без боковых надрезов и с боковыми
надрезами на одном координатном поле.
2. Показан немонотонный характер пластической деформации в объеме ЗПД, под
поверхностью разрушения в образцах конструкционных сталей после динамических испытаний.
3. Экспериментально установлена линейная зависимость величины основного параметра
динамической трещиностойкости КСТ* от размера зоны пластической деформации в закаленных
и отпущенных в интервале температур 200-650 С конструкционных сталях.
4. Установлен факт наличия полос адиабатического сдвига, как в стартовой области ЗПД, так
и в месте воздействия молота копра.
5. Установлен эффект гидродинамического массопереноса в стали 09Г2С после закалки и
отпуска при 650 С в области ударного воздействия.
Практическая значимость работы.
1. Разработана методика оценки ДТ закаленных и отпущенных конструкционных сталей с
различным содержанием углерода, позволяющая на стандартном оборудовании оценить основные
параметры ДТ (патент РФ №2485476).
-
Предложена методика определения размера и формы ЗПД по результатам систематического измерения микротвердости, дополнительно позволяющая оценивать степень неоднородности протекания процессов пластической деформации (патент РФ №2516391).
-
Разработана методика прогнозирования механических свойств, позволяющая с удовлетворительной точностью предсказывать уровень твердости, прочности, пластичности, ударной вязкости, динамической трещиностойкости, температуры отпуска закаленных и отпущенных углеродистых и низколегированных сталей (патент РФ №2598972).
На защиту выносятся следующие основные положения и результаты работы.
1. Установленные закономерности изменения динамической трещиностойкости и результаты исследования характера разрушения исходно закаленных углеродистых и низколегированных
сталей по мере протекания структурных превращений, происходящих с повышением температуры отпуска.
2. Выявленные закономерности изменения размера ЗПД и установленная взаимосвязь между
размером ЗПД и уровнем динамической трещиностойкости углеродистых и низколегированных
сталей в различных структурных состояниях.
3. Неоднородный характер распределения микротвердости и структурные изменения в
объеме ЗПД во время динамических испытаний.
Апробация работы. Материалы диссертации доложены и обсуждены на ХХ и ХХI Уральской школе металловедов-термистов, Пермь, 2010, Магнитогорск, 2012; Международной научно-практической конференции «Инновационные технологии в материаловедении и машиностроении -ИТММ», Пермь 2012, 2014, 2016; ХIII Международной научно-технической уральской школе-семинаре металловедов – молодых ученых, Екатеринбург, 2012; международной научной конференции «Инновационные процессы в исследовательской и образовательной деятельности», Пермь, ПНИПУ, 2012; Всероссийской научно-практической конференции аспирантов и студентов «Фундаментальные и прикладные исследования в области материаловедения и машиностроения-2015», Пермь, 2015.
Степень достоверности результатов диссертации определяется использованием комплекса современных приборов и инструментов, современных пакетов компьютерных программ, а также – воспроизводимостью и непротиворечивостью результатов, полученных различными методами. Личный вклад соискателя заключается в постановке цели и задач работы, проведении исследований, обработке и анализе результатов, формулировании выводов, написании статей и патентов.
Публикации. По теме диссертационной работы опубликовано 12 работ, в том числе 8 статей в рецензируемых научных изданиях, определенных ВАК, получено 3 патента РФ на изобретение. Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 6-ти глав, заключения и списка литературы; изложена на 173 страницах, включает 88 рисунков, 18 таблиц, 2 приложения, список литературы содержит 169 наименований.
Анализ способов, обеспечивающих получение плоскодеформированного состояния при динамических испытаниях
В настоящее время, в соответствии с ГОСТ 25.506-85 все критерии трещиностойкости принято делить на три вида в соответствии с подходом к решению проблемы трещиностойкости: энергетические, силовые и деформационные, а также – на три группы по способу нагружения на: статические, динамические и циклические. Таким образом, в настоящее время можно говорить о существовании 9-ти групп критериев трещиностойкости [6-8]. В качестве силовых критериев статической трещиностойкости чаще всего используют вязкость разрушения, К1С и предел трещиностойкости, IC. К энергетическим критериям относят критический уровень энергии, G1C и инвариантный интеграл Черепанова-Райса, J1C. Деформационным критерием статической трещиностойкости является критерий Веллса-Дагдейла-Панасюка, который называют критическим раскрытием трещины, С.
Для оценки динамической трещиностойкости металлов также используют силовые, деформационные и энергетические критерии [9]. К силовым критериям относят критические значения коэффициентов интенсивности напряжений K1Сd, КСd и критическое напряжение aСd; к деформационным - критическое раскрытие трещины 8Сd; к энергетическим - удельную работу (энергию) разрушения, КС.
В случае циклического нагружения используют, в основном, только силовые критерии, представляющие собой совокупность значений размахов коэффициентов интенсивности напряжений, К: Кth, К1-2, К , Кfc.
При хрупком разрушении напряженно-деформированное состояние твердых тел с трещинами описывается в терминах линейной механики разрушения, которая дает как надежный метод расчета на прочность тел с трещинами, так и характеристики сопротивления разрушению для сравнительной оценки материалов по трещиностойкости, главной из которых, несомненно, является вязкость разрушения К1С.
На практике, однако, в большинстве применяемых в технике материалов разрушению всегда предшествуют значительные пластические деформации. В этом случае оценка трещиностойкости по критериям линейной механики разрушения становится неприменимой [2, 10].
В последние десятилетия был предложен целый ряд характеристик трещиностойкости при упругопластическом разрушении. В соответствии с силовым, деформационным и энергетическим подходами к проблеме разрушения эти характеристики можно разделить на три группы.
К силовым критериям относятся критическое напряжение (остаточная прочность) зС, аСО, [11] и предел трещиностойкости IС [12-16]. Деформационными критериями являются критическое раскрытие трещины С [17-20] и коэффициент интенсивности деформаций КС [21]. Энергетические критерии включают критерий Я-кривой [22], а также инвариантный J-интеграл [23-25]. Аналитический обзор, проведенный в работе [26], показал, что одним из наиболее перспективных методов оценки сопротивления развитию трещины при наличии значительных пластических деформаций является предел трещиностойкости, IС. Эта характеристика по отношению к другим имеет следующие преимущества:
1. Простота экспериментального определения (в эксперименте необходимо определить лишь максимальное разрушающее усилие);
2. Эквивалентность предела трещиностойкости и критерия К1С в случае хрупкого разрушения;
3. В общем случае определение предела трещиностойкости представляет собой единый метод оценки уровня статической трещиностойкости как при хрупком и квазихрупком, так и при вязком разрушении;
4. Отсутствие каких-либо требований к толщине образца.
Последнее обстоятельство важно при проведении сравнительной оценки уровня статической трещиностойкости таких материалов, в которых при обычной температуре испытания и скорости деформации не удается реализовать плоскодеформированное состояние. Это в полной мере относится к тонколистовым (t 10 мм) низкоуглеродистым сталям с содержанием углерода не более 0,1 %, в которых даже после закалки на мартенсит предел текучести не превышает 1000 МПа, а значения К1С могут достигать 100 МПа м1/2. Элементарный расчет, проведенный по формуле ґ 2,5 (К1С/а0,2)2, показывает, что в данном случае для реализации условий плоской деформации необходимы образцы толщиной как минимум 25 мм.
Принято считать, что предел трещиностойкости - это коэффициент интенсивности напряжений, соответствующий максимальной нагрузке, которую выдерживает образец или конструкция данной геометрии с трещиной данной длины при испытании [27].
В отличие от всех других характеристик статической трещиностойкости предел трещиностойкости, в соответствии с ГОСТ 25.506-85, может быть определен в широком диапазоне длин трещин: от X = 0 до X = 0,6, при этом X = l/b, где Ъ - ширина образца, / -суммарная длина надреза и трещины. Поэтому в общем случае IС можно графически представить как функцию от X. Построение таких зависимостей может дать информацию о поведении той или иной конструкции, изготовленной из различных материалов, с трещинами самой разной длины.
В работах Е.М. Морозова [12-16] предел трещиностойкости представлен следующей функцией: IС=КС(1-GС/CTВ)1/2, где аС - разрушающее напряжение, аВ - предел прочности (временное сопротивление отрыву). Поскольку отношение оВ/оС - это коэффициент запаса прочности по временному сопротивлению отрыву, то, таким образом, предел трещиностойкости можно интерпретировать как непрерывную совокупность значений предельных коэффициентов интенсивности напряжений для широкого диапазона длин трещин, представленную в виде функции от обратной величины коэффициента запаса прочности по временному сопротивлению отрыву.
Эксперименты, проведенные в работах [1, 28] на разных группах конструкционных сталей, показывают, что в большинстве случаев между уровнями предела трещиностойкости и вязкости разрушения наблюдается прямая зависимость, при этом значения IС всегда несколько выше, чем К1С. Исключением являются лишь случаи хрупкого разрушения, когда наблюдается равенство значений вязкости разрушения и предела трещиностойкости.
Методика электроннофрактографических исследований, количественный анализ элементов поверхности разрушения
Еще Холл и Петч, разрабатывая концепцию эстафетной передачи пластической деформации от зерна к зерну в металлическом поликристалле, указывали на неоднородность протекания пластической деформации. С повышением скорости деформации неоднородность только усиливается. Одним из крайних проявлений неоднородности пластической деформации, известных на настоящий момент, является формирование полос адиабатического сдвига – ПАС [88-97] или полос локализованной деформации – ПЛД [98].
Механизм образования ПАС, предложенный в ставшей уже классической работе Зенера и Холломона [88], сводится к следующему: пластический сдвиг первоначально происходит в нескольких слабых зонах с выделением тепла, которое, в условиях динамического нагружения, не успевает распространиться по всему объему образца. Локальное падение предела текучести в нагретой зоне приводит к интенсификации в ней пластического течения и, следовательно, к еще большему выделению тепла и еще большему падению предела текучести. Процесс, таким образом, развивается катастрофически вплоть до разрушения материала в зоне сдвига, и, в ряде случаев, оплавления поверхности разрушения. Быстрое последующее остывание приводит к изменению микроструктуры материала в полосе сдвига, что и отмечается при металлографических исследованиях образцов после нагружения.
ПАС (ПЛД) наблюдаются как результат протекания многих скоростных процессов, таких как взрывное дробление, высокоскоростная механическая обработка давлением, эрозия [98]. Много интересных результатов получено при ударно-волновых испытаниях по методу «выбивания пробки» [99-100].
Многие исследователи считают, что ПАС являются неотъемлемой компонентой при разрушении высокопластичных и высоковязких материалов [90-92].
Металлографические исследования ПАС (ПЛД) свидетельствуют о том, что толщина полос локализованной деформации мала и находится в пределах 5-20 мкм [93]. Зерна в полосе равноосные их размер 0,05-0,2 мкм [94]. Световой микроскоп не разрешает структуру материала в полосах сдвига [95] и в связи с этим особое значение приобретает использование сканирующего электронного микроскопа, который, в отличие от просвечивающего электронного микроскопа, не требует специальных образцов в виде тонких фольг. Измерение микротвердости показало в центральной части полосы существенное возрастание, по сравнению с микротвердостью периферийных участков полосы и соседним материалом [96].
Авторы [98] выделяют два типа ПАС (ПЛД): первый тип - узкие полосы с резкими краями и повышенной микротвердостью. Второй - диффузный тип локализации характеризуется размытыми границами, эти полосы легко травятся, обнаруживают пониженную микротвердость. Такие размытые области деформации, как правило, наблюдаются в зоне ветвления, когда полоса локализации заканчивается.
В сталях и сплавах на основе железа локализация деформации может сопровождаться фазовым переходом, который выявляется на металлографических шлифах в виде белой нетравящейся полосы. Эти участки представляют собой мартенсит с повышенным содержанием углерода [97].
Безусловно, наиболее интересные результаты исследования ПАС получены при достаточно высоких скоростях нагружения - от нескольких сотен [99, 101] до нескольких тысяч метров в секунду, однако, минимальные скорости деформации, при которых может быть достигнут эффект адиабатического локализованного сдвига, вполне достижимы в массовой современной технике: так, в работе [90] показано, что адиабатический локализованный сдвиг был достигнут в образцах при скоростях нагружения 4,5-7,7 м/с, что вполне сравнимо со скоростями нагружения, реализуемыми в обычных машинах и механизмах, а в процессе испытаний – в маятниковых копрах ( 5-6 м/с).
Еще одним важным явлением, до сих пор не имеющим ясного физического объяснения и не укладывающимся в традиционные представления физики и механики деформируемого твердого тела, следует считать так называемый «гидродинамический массоперенос».
Данное явление может проявляться как в аномальном увеличении эффективных коэффициентов диффузии и скоростей массопереноса, так и в эффекте сверхглубокого (на глубину до нескольких сантиметров) проникновения твердых частиц в металлическую мишень, которая при этом сохраняет свою сплошность [102-103].
Как отмечалось в [104] , еще в 30-е годы прошлого века в экспериментах Бриджмена было показано, что металлы, деформируемые в условиях одновременного наложения сверхвысоких давлений и сдвига кручением, испытывают квазивязкое течение, подобно вязким жидкостям.
В работах, выполненных в Институте химической физики АН СССР под руководством академика Н.С. Ениколопова, показано [105-106], что в условиях сверхвысоких давлений и сдвиговых деформаций скорости массопереноса возрастают на 15 порядков, по сравнению с обычной диффузией; резко меняется проводимость диэлектриков и полупроводников, сильно возрастает скорость химических реакций. Эти эффекты не могут быть объяснены в рамках подходов, основанных на классических представлениях о процессах диффузии.
Неравновесность состояния в зонах контакта может быть использована при создании перспективных технологий создания покрытий: так, в работе [107], показано, что при определенных режимах детонационного напыления интенсивность массопереноса соответствует эффективному коэффициенту диффузии, на 6 порядков превосходящему коэффициент диффузии, реализующийся в обычных условиях.
Моделирование и расчеты, проведенные методом подвижных клеточных автоматов [108], показали, что в зоне контакта, в условиях высокоэнергетического контактного взаимодействия материалов, формируется фрагментированный слой разуплотнения, в котором материал находится в условиях «давление плюс сдвиг». В этой области интенсивно протекают процессы фрагментации на уровне «мезо II» [109] и перемешивания контактирующих материалов [103].
В зоне разуплотнения наблюдается четкая самоорганизация мезофрагментов вдоль направлений максимальных касательных напряжений. Эта закономерность проявляется как на атомном уровне, так и на уровне «мезо II». Это свидетельствует о том, что перестройка структуры в зоне контакта блоков контролируется полем максимальных касательных напряжений. Полученные в [102] результаты дают основания полагать, что именно поле максимальных касательных напряжений обеспечивает самосогласование массопереноса материала в контактной зоне на различных масштабных уровнях.
На масштабном уровне «мезо II» интенсивность массопереноса, инициированного возникновением фрагментированного разуплотненного слоя в поле градиента скоростей, существенно превосходит интенсивность механизмов переноса масс, обусловленных диффузионными процессами на микромасштабном уровне. [102].
Авторы работ [109-110] при метании взрывом порошка с размером частиц около 1,0 мкм обнаружили эффект сверхглубокого проникания частиц в металлическую мишень. При этом мишень сохраняла сплошность. Обсуждению этого аномального явления в конце ХХ века был посвящен ряд работ [111-112], однако до последнего времени данный эффект ясного физического объяснения не имеет.
В последние годы широкое распространение получила концепция атом-вакансионных состояний [113]. Необходимо отметить, что различные авторы для описания подобных состояний используют разную терминологию: прекурсорные состояния [114], возбужденные состояния [115], обратимые превращения мартенситного типа [116], пары инверсно заселенных электронных состояний [117]. Тем не менее, физическая природа этих состояний едина: они закономерно возникают в твердых телах в условиях их сильного отклонения от термодинамического равновесия.
В работах, выполненных в последние десятилетия [118-119], показано, что в условиях сильного возбуждения в междоузлиях кристаллической решетки возникают новые разрешенные структурные состояния, которые соответствуют возбужденному неравновесному кристаллу, когда на N атомов твердого тела имеется 2N структурных состояний, половина из которых оказываются вакантными. При нагружении такого материала возникают коллективные атом-вакансионные возбуждения, которые обусловливают гидродинамический перенос, при котором атомы коллективно перемещаются по междоузлиям.
Как показано в [102], чтобы за частицей, проникающей внутрь матрицы, сохранялась ее целостность, необходима реализация вихревого характера гидродинамического пластического течения. Вытесняемый частицей материал на фронте «сильно возбужденный слой – подложка» должен вязко обтекать частицу и заполнять пространство ее трека.
Построение диаграмм динамической трещиностойкости закаленных и отпущенных конструкционных сталей с различным содержанием углерода
Результаты оценки влияния длины трещины на ударную вязкость стали 09Г2С после отпусков при различных температурах представлены на рисунке 3.5, а. Видно, что по мере увеличения длины трещины-инициатора, ударная вязкость снижается, и снижение это можно аппроксимировать линейной зависимостью. При увеличении относительной длины трещины, , от 0,30 до 0,75 ударная вязкость стали 09Г2С, отпущенной при 200, 400, 500 и 650 С, снижается с 92 до 55, с 137 до 70, с 177 до 105 и с 237 до 135 Дж/см2 соответственно (рис.3.3, а). Тангенс угла наклона зависимостей КСТ = f(), характеризующий параметр R, по мере повышения температуры отпуска стали 09Г2С с 200 до 650С увеличивается и составляет 79; 136; 159 и 226 Дж/см2 после отпусков 200, 400, 500 и 650С соответственно.
Визуальный фрактографический анализ, результаты которого представлены на рисунках 3.6-3.3.9, свидетельствует о том, что при всех режимах отпуска стали 09Г2С, боковая утяжка, по мере увеличения длины трещины уменьшается, но, полностью не устраняется, даже при максимально возможной относительной длине трещины, =0,75-0,80. Другими словами, только увеличением длины трещины-инициатора на закаленной и отпущенной стали 09Г2С невозможно обеспечить разрушение в условиях, максимально приближенных к ПДС.
Закаленная и отпущенная при различных температурах сталь 25 при динамических испытаниях образцов с трещинами различной длины ведет себя несколько иначе (рис.3.5, б): так, после отпуска при 200 С ударная вязкость стали 25 не зависит от длины трещины и находится на уровне 20-22 Дж/см2. Важно отметить, что небольшая, но отчетливо видимая невооруженным глазом боковая утяжка при этом сохраняется даже в случае больших длин трещин, = 0,70 (рис.3.10). Поведение стали 25, отпущенной при 400 С, представляет наибольший интерес: в интервале относительных длин трещин, , от 0,30 до 0,55 ударная вязкость, КСТ, снижается с 88 до 60 Дж/см2, а начиная с = 0,54, КСТ стабилизируется на уровне 60 Дж/см2; на боковых поверхностях образцов при этом сохраняется небольшая утяжка (рис.3.11). Поведение стали 25, отпущенной при 500 и 650 С аналогично поведению образцов из стали 09Г2С: с увеличением длины трещины наблюдается линейное снижение КСТ: при увеличении относительной длины трещины, , от 0,30 до 0,75 ударная вязкость стали 25, отпущенной при 500 и 650 С, снижается с 125 до 75 и с 210 до 100 Дж/см2 соответственно (рис.3.5, б) с сохранением небольшой боковой утяжки (рис.3.12-3.13). Тангенс угла наклона зависимостей КСТ = f(), характеризующий параметр R, по мере повышения температуры отпуска стали 25 увеличивается от 0 при отпуске 200 С до 103 Дж/см2 (на линейно ниспадающем участке) после отпуска при 400 С. При дальнейшем повышении температуры отпуска до 500 С параметр R увеличивается до 108 Дж/см2. После отпуска при 650 С параметр R максимален и составляет 252 Дж/см2.
Сталь 40 в закаленном и низкоотпущенном состоянии (отпуск 200 С) является наиболее хрупкой из всех исследуемых сталей. Это проявляется в том, что ударная вязкость, КС, независимо от наличия трещины и боковых надрезов, находится на постоянном и весьма низком уровне: 11-13 Дж/см2 (рис.3.5, в). Видимая боковая утяжка отсутствует во всех случаях (рис.3.14. а-в). Таким образом, сталь 40 после закалки и отпуска при 200 С находится в хрупком состоянии и в связи с этим разрушение в условиях плоской деформации достигается в ней независимо от того, имеется ли трещина-инициатор и боковые надрезы или нет. Работа зарождения трещины при этом пренебрежимо мала и приближается к 0. Это подтверждается тем фактом, что некоторые образцы из низкоотпущенной стали 40 претерпевали хрупкое разрушение уже в процессе нанесения усталостной трещины.
После отпуска при 400 С ударная вязкость стали 40 также, как и после отпуска при 200 С не зависит от длины трещины, уровень ударной вязкости при этом выше и равен 24-26 Дж/см2 (рис.3.5, в). На боковой поверхности образцов фиксируются утяжки (рис.3.15, а-г). Параметр R для стали 40, отпущенной при 200 и 400 С равен 0.
Поведение стали 40 после отпуска при 500 С подобно стали 25, отпущенной при 400 С: вначале, по мере увеличения длины трещины от = 0,30 до = 0,52 КСТ снижается от 55 до 44 Дж/см2, а затем стабилизируется на уровне КСТ = 40-44 Дж/см2 (рис.3.5, в). Боковая утяжка, сохраняющаяся даже при больших значениях длины трещины (рис.3.16, а-г), это свидетельствует о том, что в данном случае только увеличением длины трещины невозможно достичь разрушения в условиях ПДС. Параметр R=37 Дж/см2, что заметно ниже, чем у сталей 09Г2С и 25, отпущенных на такую же температуру.
Изменение ударной вязкости стали 40 после отпуска при 650 С можно охарактеризовать как традиционное для высоковязких состояний: по мере увеличения длины трещины КСТ линейно снижается со 110 Дж/см2 при = 0,3 до 75 Дж/см2 при = 0,75. На боковой поверхности образцов наблюдается значительная утяжка (рис. 3.17, а-г). Параметр R = 78 Дж/см2, что ниже по сравнению с высокоотпущенными сталями 09Г2С и 25, у которых R находится на уровне 225-250 Дж/см2.
Структурные особенности зон пластической деформации конструкционных сталей в высоковязком состоянии
Известно, что энергоемкость разрушения и, в конечном счете, уровень трещиностойкости материала определяется тем, какой механизм разрушения является доминирующим в данном конкретном случае. В связи с этим было принято решение оценить микромеханизмы роста трещины в исследуемых сталях.
Отсутствие утяжек на поверхности изломов образцов с боковыми надрезами дает возможность гарантированно исследовать именно тот механизм роста трещины, который, в первую очередь, зависит от структурного состояния и определяет уровень параметра КСТ .
Несомненно, что, кроме структурного состояния, уровень КСТ зависит и от металлургического качества исследуемого металла. Однако поскольку все исследуемые стали выплавляли и деформировали на одном предприятии по единой технологии, можно считать, что их металлургическое качество и загрязненность неметаллическими включениями примерно одинаковы.
Результаты проведенных исследований поверхности разрушения после ударных испытаний сталей 09Г2С, 25 и 40 после закалки и низкого отпуска при 200 С свидетельствуют о том, что разрушение происходит по нескольким разным механизмам, при условии гарантированного распространении трещины в условиях, близких к ПДС. Так, в стали 09Г2С, на поверхности изломов в центральной части наблюдаются, в основном, микро-ямки (МК) доля поверхности излома, занятая ими, составляет 80-81% (табл. 4.1). Кроме того, можно наблюдать достаточно крупные равноосные ямки и уплощенные ямки конусной формы, со средним диаметром примерно 14-15 мкм (рис. 4.1, а), а размер наиболее крупных из них достигает 41-42 мкм. Доля таких ямок в низкоотпущенной стали 09Г2С невелика и не превышает 19-20% (табл. 4.1).
Основными элементами поверхности разрушения стали 25 после закалки и отпуска при 200 С являются фасетки квазискола, межзеренного скола и микро-ямки (рис. 4.1, в). Стоит отметить, что доля фасеток межзеренного скола и малоразвитых уплощенных ямок-конусов составляет примерно по 2% каждого. Также важной особенностью поверхности разрушения стали 25 является то, что фасетки квазискола образуют единый фрактографический массив с микро-ямками, общая доля этих рельефных составляющих достигает 96-97% (табл. 4.1).
В стали 40 после отпуска при 200 С, вследствие того, что в структуре появляются первые порции пластинчатого мартенсита, на поверхности изломов можно наблюдать довольно большое количество фасеток межзеренного скола: их доля совместно с фасетками квазискола, достигает 80-85%. Кроме того, наблюдается небольшое количество микро-ямок, которые чаще всего образуются на поверхностях, находящихся под углом близким к 45 относительно нормали к поверхности разрушения, доля микро-ямок составляет 15-20% (табл. 4.1). Поверхность разрушения стали 40 после отпуска 200 С представлена на (рис. 4.1, д).
Результаты совместного электроннофрактографического и металлографического анализов, проведенных при близких увеличениях, позволяют говорить о том, что микро-ямки, являющиеся доминирующей рельефной составляющей поверхности изломов низкоотпущенной стали 09Г2С, представляют собой результат эволюции дислокационной структуры пакетного мартенсита, попавшей в объем зоны пластической деформации при ударных испытаниях. Наиболее крупные элементы поверхности разрушения, по нашему мнению, формируются при деформации крупных зерен бывшего аустенита или их конгломератов (рис. 4.1, а-б).
В стали 25 после низкого отпуска структура такая же, как и у стали 09Г2С – пакетный мартенсит. Однако, вследствие большего содержания углерода (табл. 2.1), ограничивающего подвижность дислокаций в альфа-матрице, склонность к хрупкому разрушению у стали 25 гораздо выше, по сравнению со сталью 09Г2С. Фрактографически это проявляется в отсутствии крупных ямок всех типов, а вместо них наблюдаются массивы фасеток квазискола, чередующиеся с группами микро-ямок, а также отдельные фасетки межзеренного скола, чаще всего образующиеся по границам наиболее крупных зерен бывшего аустенита (рис. 4.1, в-г). В низкоотпущенной стали 40 содержание углерода в твердом растворе еще выше по сравнению со сталями 09Г2С и 25. Следствием этого является образование некоторого количества пластинчатого мартенсита, как правило, не более 5% [28] при закалке, а также – еще более низкая подвижность дислокаций в пакетном мартенсите. При динамических испытаниях это проявляется в резком увеличении доли фасеток межзеренного скола (рис. 4.1, д-е).
Эволюция структуры пакетного мартенсита, происходящая по мере повышения температуры отпуска до 400 С, включающая процессы релаксации закалочных напряжений, термоактивируемое движение дислокаций, приводящее к заметному снижению их плотности, активизация процессов полигонизации, распад пересыщенного твердого раствора с образованием стержневых карбидных частиц цементитного типа, при общем сохранении структуры пакетного мартенсита [2, 28] – существенным образом меняет фрактографическую картину в исследуемых сталях.
Так, в стали 09Г2С после отпуска при 400 С (рис. 4.2, а) основной фрактурной составляющей изломов остаются микро-ямки: их доля составляет 73%. Количество крупных и глубоких ямок в форме конусов увеличивается почти на 10% и достигает 27% (табл. 4.1). При этом существенно увеличиваются средние и, особенно максимальные, диаметральные размеры крупных ямок – они достигают 16-17 мкм и 75-76 мкм соответственно (табл. 4.1).
В стали 25 после отпуска при 400 С на поверхности разрушения в основном наблюдаются микро-ямки. Элементы рельефа, свидетельствующие о присутствии квазискола, почти полностью отсутствуют, наблюдаются лишь отдельные признаки присутствия бывших микрогребешков пластической деформации, которые имеют сложный развитый характер, однако отделить их от микро-ямок не представляется возможным (рис. 4.2, в). Суммарная доля этих рельефных составляющих достигает 84% (табл. 4.1). Кроме того, на поверхности разрушения наблюдаются неразвитые ямки уплощенной формы (рис. 4.2, в). Их средний диаметр составляет 11,4 мкм, а размер самых больших из них может достигать 30-32 мкм (табл. 4.1).