Содержание к диссертации
Введение
1. Ультрамелкокристаллическая структура, структурная наследственность и деформационное упрочнение низкоуглеродистых мартенситных сталей 9
1.1. Особенности пакетного мартенсита с ультрамелкокристаллическим размером характерного элемента структуры и низкоуглеродистые стали 9
1.2 Структурная наследственность в конструкционных сталях 18
1.3. Математическое описание кривой "напряжение – деформация" 24
1.4 Постановка задачи 30
2. Методики исследований и экспериментов 32
2.1. Методики приготовления опытных образцов и проведения экспериментов 32
2.2. Оптическая микроскопия 33
2.3. Электронно-микроскопические исследования 33
2.4. Дилатометрические исследования 34
2.5. Магнитометрические исследования 37
2.6. Дифференциальная сканирующая калориметрия 37
2.7. Определение структурно-фазовых переходов методом ДСК в НМС 38
2.8. Методика рентгеноструктурного анализа 48
2.9. Методика испытаний на одноосное растяжение 49
2.10. Методика измерения ударной вязкости 49
2.11. Методика дюрометрических исследований 49
2.12. Методика определения химического состава 50
3. Структура и моделирование кривой деформации НМС, не содержащих сильных карбидообразующих элементов 51
3.1. Критические температуры и структура 53
3.2. Равномерная деформация 82
3.3. Истинная диаграмма деформации 87
3.4. Выводы по главе 3 94
4. Структура, фазовые превращения и кривая "напряжение – деформация" НМС с выраженной структурной наследственностью 95
4.1. Температуры фазовых переходов 96
4.2. Математическое описание кривой "напряжение – деформация" на стадии равномерной деформации 113
4.3. Математическое описание кривой "напряжение – деформация" с учетом стадии сосредоточенной деформации 116
4.4. Выводы по главе 4 121
5. Сосредоточенная деформация и природа разрушения НМС 122
5.1. Модель образования и развития зоны сосредоточенной деформации 122
5.2. Моделирование зоны пластической деформации и напряженного состояния 130
5.3. Выводы по главе 5 134
6. Физические свойства и применение в приборостроении сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита 135
Общие выводы по работе 143
Список использованных источников
- Структурная наследственность в конструкционных сталях
- Дифференциальная сканирующая калориметрия
- Истинная диаграмма деформации
- Математическое описание кривой "напряжение – деформация" с учетом стадии сосредоточенной деформации
Введение к работе
Актуальность работы. В середине прошлого века были созданы низкоуглеродистые мартенситные стали (НМС) и мартенситно стареющие стали (МСС) с пакетно-реечной структурой. МСС обеспечивали высокую прочность при удовлетворительных характеристиках надежности, а НМС – высокую надежность при прочности на уровне 1000 МПа и лучшее соотношение "цена -качество". НМС содержали от 0,04 до 0,1 % C и имели высокие технологические характеристики.
Пакетно-реечная структура является основной структурной составляющей и закаленных среднеуглеродистых сталей, содержащих 0,3 – 0,4 % С. Однако, у НМС примерно вдвое более высокая вязкость при равной прочности со среднеуглеродистыми сталями. Принципиальное отличие структуры среднеуглеродистых сталей состоит в появлении относительно небольшой доли мартенсита с пластинчатой морфологией. Пластинчатая морфология могла быть получена как при относительно более высоких температурах образования мартенсита, по сравнению с реечной (высокотемпературный пластинчатый мартенсит), так и при более низких (низкотемпературный пластинчатый мартенсит).
Существуют системы легирования, позволяющие исключить пластинчатую составляющую. К таким системам относятся стали легированные 1-3 % Cr, 1-2 % Mn, 1 – 1,5 % Ni, примерно 0,5 % Mo и при необходимости сильными карбидообразующими элементами. В НМС указанной системы легирования повышение содержания углерода примерно до 0,2 % С не приводит к падению характеристик надежности, но связь между напряжениями и деформациями НМС не исследована, структура мало изучена и математическое описание деформирования отсутствует.
Работа направлена на изучение и прогнозирование свойств НМС с повышенным содержанием углерода (ПСУ), с иной морфологией и фазовым составом, по сравнению с известными конструкционными сталями. Применение этих сталей позволяет повысить важнейшие характеристики конструкционной прочности без существенных затрат и перестройки производства. Диссертация является развитием научного направления, по которому ранее защищены работы в диссертационном совете Д 212.165.07 при Нижегородском государственном техническом университете им. Р.Е. Алексеева, выполненные под руководством профессоров Л.М. Клейнера и А.А. Шацова.
Тематика диссертации соответствует Приоритетным направлениям развития науки, технологий и техники РФ и Перечню критических технологий РФ. Работа выполнена при поддержке гранта РФФИ 09-08-99001-р_офи, 2008-2010 гг., аналитической ведомственной целевой программе «Развитие научного потенциала высшей школы» (раздел «Проведение фундаментальных исследований в области технических наук», № 2.1.2/1225), программы: "Научные и научно-педагогические кадры инновационной России" 2012 – 2013 очередь 1.2.1 мероприятие XVI, лот 1. контракт 14.B37.21.1068; и НИР на выполнение исследований в НИЧ ПНИПУ по заказ - наряду № 1.20.11 на 2012-2014 гг. в рамках тематического плана госбюджетных НИР по заданиям Министерства образования и науки РФ.
Объектом исследования являлись экспериментальные плавки НМС с ПСУ. Предметом исследования были структура и истинные характеристики деформации и напряжений при испытаниях на растяжении НМС.
Цель работы – изучение особенностей структуры и фазовых превращений в НМС с повышенным содержанием углерода, построение и моделирование истинных кривых пластического течения термоупрочненных сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита на стадиях равномерной и сосредоточенной деформации.
В соответствии с поставленной целью были решены следующие задачи:
-
Исследовать структурные превращения в НМС при нагреве в интервале температур аустенитизации 900 – 1100 С и охлаждении.
-
Создать модели деформационного упрочнения НМС содержащих сильные карбидообразующие элементы и при их отсутствии.
-
Разработать модель трансформации зоны сосредоточенной деформации и дать численную оценку напряженному состоянию в области шейки.
-
Изготовить и провести испытания упругих элементов из сталей системы Fe-Cr-Mn-Ni-Mo-V-Nb в конструкциях приборов для ориентации объектов в пространстве.
Научная новизна
-
Установлено двустадийное образование аустенита при нагреве НМС с повышенным содержанием углерода, образование при непрерывном охлаждении на воздухе мартенсита и отсутствие остаточного аустенита.
-
Предложено математическое описание зависимостей прочности и деформации НМС с ПСУ на равномерной и сосредоточенной стадиях.
-
Показано, что на стадии равномерной деформации для построения истинных кривых "напряжение-деформация" и математического описания деформирования НМС достаточно уравнения Людвика – Холломона.
-
Установлено, что связь между истинными напряжениями и деформациями на стадии сосредоточенной деформации может быть аппроксимирована линейной функцией.
-
Определено, что повышение содержания углерода в НМС не привело к существенному увеличению показателя степени упрочнения.
-
Из сопоставления изменения работы равномерной деформации и энергии деформирования стержня создана модель пластической деформации НМС, позволяющая количественно характеризовать напряженное состояние и размеры области сосредоточенной деформации.
Практическая значимость
-
Экспериментально определены показатели деформационного упрочнения (n) НМС. Доказано, что НМС с повышенным содержанием углерода имеют низкие значения n на стадии равномерной деформации, что является необходимым условием высокой деформационной стабильности.
-
Установлено повышенное деформационное упрочнение НМС на стадии сосредоточенной деформации.
-
Установленные связи деформационного упрочнения со структурой НМС позволяют обоснованно выбирать состав стали для различных условий нагружения.
-
Релаксационная способность и деформационная стабильность в сочетании с высокими механическими свойствами и линейной зависимостью изменения модуля упругости от температуры, позволяют использовать НМС в качестве упругих элементов навигационных приборов.
Положения и результаты, выносимые на защиту
-
Результаты исследований трансформации при нагреве и охлаждении структуры НМС системы Cr-Mn-Ni-Mo(-V-Nb).
-
Результаты анализа истинных напряжений и деформаций на различных стадиях нагружения НМС.
-
Результаты математического описания эволюции зоны сосредоточенной пластической деформации НМС при нагружении.
Апробация работы проведена на конференциях: "Новые стали для машиностроения и их термическая обработка", Тольятти, 13 – 15 апреля 2011 г.;
"Современные металлические материалы и технологии" (СММТ’11). Труды 9-ой международной научно-технической конференции, С.-Петербург, 22 – 24 июня 2011 г.; "Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов", Москва, 26 – 28 октября 2011 г.; "Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов": материалы XXI Уральской школы металловедов-термистов, Магнитогорск, 06 – 10 февраля 2012 г; 54 Международная конференция "Актуальные проблемы прочности", Екатеринбург, 11 – 15 ноября 2013 г.
Достоверность результатов подтверждена корректным теоретическим обоснованием приведенных доказательств и утверждений, применением статистического анализа результатов, соответствием выявленных закономерностей процессов деформирования НМС физическим моделям и данным, полученным другими исследователями, применением современных методов исследований.
Личный вклад автора состоит в формировании цели и задач исследования, анализе литературных источников, проведении эксперимента, обработке и интерпретации полученных результатов, выводов по работе.
Публикации по материалам исследования изложены в 14 печатных работах, из них 6 в изданиях, рекомендованных ВАК РФ.
Структура и объем работы диссертации состоит из введения, 6 глав, списка литературы; изложена на 167 страницах, включает 51 рисунок, 25 таблиц и 4 приложения. Список литературы содержит 137 наименований.
Структурная наследственность в конструкционных сталях
К ультрамелкокристаллическим материалам относят, обычно, сплавы с характерным элементом структуры субмикронного и нанометрического размера.
Структурная наследственность в сталях проявляется в восстановлении или сохранении размеров и формы исходной модификации при различных видах термического воздействия. Под структурной наследственностью понимают так же сохранение размеров элементов структуры при нагреве в межфазной области. В этом случае сочетание диффузионного и обратного сдвигового превращения, обусловленного структурной наследственностью, обеспечивает измельчение зерен, пакетов и реек.
Деформационное упрочнение сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита пока не исследовано, но в связи с частичной проницаемостью границ основного элемента структуры – реек, можно ожидать получения иных закономерностей упрочнения, не характерных для структур полиэдрического типа.
Особенности пакетного мартенсита с ультрамелкокристаллическим размером характерного элемента структуры и низкоуглеродистые стали
Элементами структуры пакетно-реечного мартенсита являются рейки, пакеты и слои. В каждом слое пакетов рейки разориентированы не более чем на 3. О тонкой структуре можно судить по геометрическим фигурам электронномикроскопических изображений, а о ширине реек, если секущая плоскость проходит через пакет, что позволяет наблюдать параллельно расположенные кристаллиты – рейки. Характерный размер рейки мартенсита чаще всего составляет 200 – 300 нм. Отношение длины рейки мартенсита к ее толщине обычно составляет 7 или 9 [1 – 8]. Андреевым и Штремелем предложены другие соотношения между толщиной и длиной рейки: (1:3) [1 – 8]. Вязкость стали определяет, прежде всего, морфология мартенсита и размеры характерных элементов в пределах одной и той же морфологии [8 – 14].
Получение ультрамелкокристаллической структуры возможно так же отпуском закаленной стали [15 – 19]. При отпуске наблюдают субструктурные превращения: нефрагментированная – фрагментированная – сетчатая – ячеистая – анизотропные фрагменты – изотропные фрагменты. Такие же стадии превращений можно наблюдать при интенсивной пластической деформации сталей. Немонотонное изменение прочности от температуры отпуска объяснил С.Г. Болл. Он установил, что при отпуске образуется структура "ячеек" и предел текучести связан с параметрами ячейки – ее размером, степенной зависимостью петчевского типа, он так же установил, что размер зерна не влияет на параметры уравнения и, следовательно, на предел текучести. При проведении экспериментов С.Г. Болл достигал субмикронного размера зерен и установил, что границы этих зерен (субзерен) являются полупроницаемыми для дислокаций [20].
Если в сплавах наблюдают спинодальный распад, то измельчение характерных элементов структуры возможно на этапе отпуска (старения) по другому механизму. В этом случае альфа-фаза в процессе изотермической (ИТО) и/или предшествующей ее термомагнитной (ТМО) обработки распадается на две фазы с одинаковым типом решетки, но с различными ее параметрами и составом фаз [21]. Структурные особенности и преимущества низкоуглеродистых мартенситных сталей.
Традиционные конструкционные среднеуглеродистые стали с содержанием углерода от 0,2 до 0,4 % имеют ряд недостатков при производстве термоупрочненных деталей. Подвижность дислокаций существенно зависит от содержания углерода и заметно затруднена при содержании углерода свыше 0,2 %. Дополнительно ограничивают подвижность дислокаций выделения карбидов, появившиеся в процессе отпуска стали. Торможение дислокаций приводит к росту внутренних напряжений и происходит уменьшение релаксационной способности [22 – 24]. Наличие в структуре закаленных и отпущенных сталей мартенсита с двойникованными границами непреодолимыми для дислокаций усугубляет ситуацию.
Высокую релаксационную способность наблюдают у сталей с однородной структурой пакетно-реечного мартенсита с повышенной плотностью частично не закрепленных дислокаций, поэтому реечный мартенсит обеспечивает высокие механические свойства. Для данного типа структуры характерны два основных механизма упрочнения – дислокационный и зернограничный.
По сравнению с традиционными конструкционными сталями с прочностью от 800 до 1400 МПа, НМС обладают лучшей технологичностью. Технологичность НМС может быть реализована совмещением горячей деформации (прокатки) с закалкой охлаждением на спокойном воздухе.
После такой обработки структура представляет собой низкоуглеродистый пакетный мартенсит, который можно подвергать всем видам сварки в термоупрочненном и отожжённом состояниях без предварительного подогрева [23, 25]. Стали со структурой низкоуглеродистого мартенсита не имеют склонности к образованию холодных и горячих трещин. НМС не имеют склонности к деформированию и короблению при закалке и сварке [26, 27]. Другим достоинством этих сталей является их хорошая деформируемость в закаленном состоянии, и возможность поверхностного упрочнения всеми видами химико-термической обработки [28]. НМС характеризуются глубокой прокаливаемостью, высокой ударной вязкостью и низкой критической температурой хрупкости Ткр. Исключение из процесса термического упрочнения жидких охлаждающих сред и возможность реализации экологически безопасной технологии, включающую совмещение формообразования с закалкой на воздухе, являются достоинствами НМС [23, 25].
Дифференциальная сканирующая калориметрия
Микроструктуру выявляли травлением микрошлифа 4%-ным раствором азотной кислоты в этиловом спирте, далее структуру исследовали и фотографировали на микроскопе "Neophot-32" при увеличениях до 2000 крат. Фотографирование структуры производили заменой одного окуляра микроскопа на специальную камеру Levenhuk C800 NG, 8M pixels, USB 2.0. Зеренную структуру изучали на шлифах методом окисления. Образцы загружали в разогретую до температуры аустенитизации печь, выдерживали при этой температуре 10-15 мин. Охлаждение проводили на воздухе. С помощью цифровой камеры делали снимки микроструктуры образцов. Средний размер зерен аустенита рассчитывали методом подсчета количества зерен на отрезке определенной длины.
Исследования тонкой структуры проводили на специальных фольгах при помощи просвечивающего электронного микроскопа ЭМ-125 (ускоряющее напряжение 100–125 кВ). Микроскоп был оснащен специальной цифровой камерой для вывода на экран монитора и сохранения на внешнем носителе изображения. Дополнительно исследования тонкой структуры проводились на просвечивающем электронном микроскопе JEM 200CX (ускоряющее напряжение до 200 кВ).
Подготовка фольг проводилась с помощью прибора ПТФ-2 и включала: предварительную электроискровую отрезку темплетов толщиной не более 0,7 мм, диаметром 3 мм; двухстороннее утонение на наждачных бумагах до толщины 50 мкм; струйную двухстороннюю электрополировку при температурах близких к 0 С (состав электролита: 860 мл ортофосфорной кислоты и 100 г хромового ангидрида) до появления перфорации. 2.4 Дилатометрические исследования
Определение критических точек при нагреве и охлаждении проводили с использованием дифференциального дилатометра Шевенара усовершенствованного Ларининым Д.М. и оригинального программного обеспечения. В качестве эталона использовали сплав Х20Н80. Скорость нагрева и охлаждения составляла 10 /мин.
Полученные данные оцифровывались. За начало превращения принимали температуру, при которой происходит отклонение дилатометрической кривой от прямолинейного участка в ходе нагрева / охлаждения образца. Температуру завершения превращения определяли по первой точке кривой, лежащей на прямолинейном участке (для контроля и сопоставления данных с другими исследователями применяли также метод пересечения касательных к экспериментальным кривым с разными углами наклона). Точность определения температуры начала фазового превращения составляла +10 С.
Державка, с закрепленным в нижней части образцом 1, крепится своей верхней частью через специальный подшипник 2, имеющий малое значение трения покоя, к неподвижной части установки. Упругим элементом являлась пружина 3, закрепленная снизу к державке с образцом, а сверху – к неподвижной части установки. Для регистрации углового положения образца на державке был закреплен прозрачный диск 4, на внешнем контуре которого были периодически нанесены радиально направленные непрозрачные риски (теневая маска). Плата компьютерной опто–механической "мыши" 5 модели Logitech M–S48a, использующаяся в качестве аналого–цифрового преобразователя (АЦП), подключенная к компьютеру 6, закреплялась таким образом, чтобы диск 4 находился между фотодиодами и светодиодами "мыши". Схема установки компьютерной мыши представлена на рисунке 2.2. Отклонение образца в магнитном поле приводит к вращению диска на некоторый угол. При вращении диска происходит попеременное затенение и освещение датчиков. Контроллер "мыши" определяет величину и направление перемещения и соответственно изменяет положение курсора на величину, пропорциональную углу поворота диска. Компьютер оснащен разработанным программным обеспечением, позволяющим записывать изменение положения курсора "мыши" (положение образца) с фиксированием времени данного события на жесткий диск ПЭВМ. Известно [107], что регистрируемый в анизометре угол отклонения образца нелинейно зависит от значения его намагниченности насыщения. Отсутствие линейного характера этой зависимости приводит к необходимости использования градуировочных кривых для определения количества ферромагнитной фазы. Конфигурация пружины 3, рисунок 2.1, обеспечивала прямопропорциональную зависимость намагниченности образца от количества ферромагнитной фазы, рисунок 2.3.
Подставив в аппроксимирующие уравнения приращение аргумента в одно деление, получили среднее значение приращения функции (цена деления прибора), равное 0,4% ферромагнитной фазы.
Исследуемые образцы аустенитизировали и быстро переносили в изотермическую ванну с оловом. По окончании изотермической выдержки образцы охлаждали в воде. Заданную температуру в печах поддерживали с точностью +2 С варьированием значения силы тока в нагревателях. Температуру контролировали с помощью тарированной хромель-алюмелевой термопары и прибора "Термодат". 2.5.Магнитометрические исследования
Магнитометрические исследования превращения переохлажденного аустенита проводили с помощью модернизированного анизометра Акулова, позволяющего фиксировать малые количества ос-фазы. Его конструкция позволяет исключить вертикальные и горизонтальные перемещения образца и облегчить поворот вокруг оси.
Методика проведения испытаний взята из сопроводительной документации к прибору STA 449 С Jupiter и изменена в соответствии с особенностями испытаний.
Фазовые переходы изучали при непрерывном нагреве и охлаждении методом дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) на приборе STA 449 С Jupiter. Исследования проводили на небольших (до 3 г) навесках в среде аргона. Скорости нагрева и охлаждения составляли 10 /мин. Прибор в начальной фазе измеряет разницу температур образца и эталона (пустого тигля), расположенных на изготовленном из платины сенсоре. Так как теплоемкость тигля с образцом отличается от теплоемкости пустого тигля (эталона), то всегда существует постоянное различие их температур при прочих равных условиях. Это различие возрастает, когда в образце идут процессы с поглощением или выделением тепла. Программное обеспечение по величине разницы температур позволяет оценить тепловой поток (Дж/с или мВт) на единицу веса образца. Фазовые переходы, происходящие в образце, на кривой зависимости теплового потока от температуры отображают локальные экстремумы.
Истинная диаграмма деформации
Температуры МН на несколько десятков градусов выше у стали 15Х2Г2НМФБА, что может быть объяснено из диаграммы железо – цементит. Совершенно аналогичную тенденцию наблюдали для температуры МК.
Судя по изменению площадей локальных экстремумов тепловой эффект превращения не зависел от температуры аустенитизации и от содержания углерода, это мы связываем с тем, что растворение тугоплавких карбидов происходит при температурах значительно более высоких и этот процесс растянут во времени.
Процессы при охлаждении НМС 15Х2Г2НМФБА и 19Х2Г2НМФБА, по сравнению со сталями, не содержащими сильные карбидообразующие элементы, имели существенные отличия. Это выражалось, во-первых, в том что тепловой эффект был значительно выше, таблица 4.1 а во-вторых, не так сильно зависел от температуры аустенитизации. Полученный результат может быть объяснен, если учесть, что в температурных интервалах мартенситного превращения наблюдают одновременное выделение карбидов. Чем ниже температура аустенитизации, тем выше неоднородность распределения легирующих элементов, тем большее их количество содержится в карбиде. Так карбид на основе железа Me3C (Fe3C) образуется с выделением примерно 6 ккал/моль, а карбиды типа Me23C6 (Cr23C6), Me7C3 (Cr7C3), Me3C2 (Cr3C2) имеют тепловыделение при образовании 17, 43 и 112 ккал/моль, соответственно. Большое количество энергии выделяется особенно при образовании карбидов элементов, которые относятся к сильным карбидообразователям, например, при образовании NbC выделяется 34 ккал/моль [119].
Поэтому, даже относительно небольшая доля карбидов приводит к существенному тепловыделению в интервале температур мартенситного превращения. Величины площадей сильно зависели от температуры закалки. Температура начала мартенситного превращения, из-за торможения роста зерна аустенита, практически не зависела от температуры аустенитизации, поэтому расположение локальных экстремумов, соответствующих образованию пакетного мартенсита мало отличалось. При микроскопическом исследовании сталей, бейнита не обнаружено, рисунок. 4.10 а, б. Дополнительный максимум на ДСК кривых охлаждения, рисунок 4.4, 4.5 и температурная зависимость первой производной свидетельствует о двух стадиях превращения аустенита в мартенсит. Повышение температуры начала мартенситного превращения при термоциклировании обнаружено в работе [59], позднее показано, что при термоциклировании отпускоустойчивых НМС образуется глобулярная составляющая структуры, рисунок 4.6 [104]. Таким образом, образование глобул повышало температуру начала образования мартенсита.
В настоящем эксперименте наибольший объем глобул соответствовал самой высокой температуре закалки (1100 C), рисунок 4.5 д, е. Гораздо меньшая, но заметная доля глобул образуется после закалки от 1000 C, о чем можно судить по поведению первой производной, рисунок 4.5 в, г. После закалки с 900 C, рисунок 4.5 а, б образования глобулярного мартенсита не зафиксировано. Увеличение скорости охлаждения в ранее исследованных НМС не оказывало влияния на количество глобулярной составляющей [59, 129], что свидетельствует о мартенситном механизме образования глобул.
Повышение температуры закалки приводит к увеличению доли глобулярного мартенсита. Появление глобулярного мартенсита слабо влияет на 113 механические свойства, благодаря малому различию полуосей эллипсоида (глобулы). Повышение содержания углерода приводит к изменению морфологии и количества высокотемпературной мартенситной фазы не реечного строения. Козловым Э. В. показано, что в стали 38ХН3МФА содержание высокотемпературной пластинчатой фазы непрерывно увеличивается в интервале температур закалки 820 – 1200 C. При закалке от 820 C в структуре присутствовала только реечная составляющая [15, 128]. Таким образом, рост количества высокотемпературного мартенсита, при повышении температуры закалки характерен не только для пластинчатой, но и для глобулярной составляющей структуры.
Математическое описание кривой "напряжение – деформация"– на стадии равномерной деформации Истинную диаграмму "напряжение – деформация" на стадии равномерной деформации НМС с выраженной структурной наследственностью, аппроксимировали степенной зависимостью [96], а на стадии сосредоточенной деформации линейной. Общий вид диаграмм с учетом стадии равномерной и сосредоточенной деформации для двух НМС с выраженной структурной наследственностью 15Х2Г2НМФБА и 19Х2Г2НМФБА изображен на рисунке 4.11.
Математическое описание кривой "напряжение – деформация" с учетом стадии сосредоточенной деформации
Высокая стабильность структуры и низкий показатель деформационного упрочнения позволяют предполагать возможность использования НМС для изготовления резонаторов твердотельного волнового гироскопа (ТВГ).
Важное направление приборостроения является создание ТВГ, основанного на действии сил Кориолиса. Стоячая волна, возбужденная в резонаторе при вращении вокруг оси симметрии, отклоняется относительно резонатора и инерционного пространства. Угол поворота основания закономерно связан с углом поворота волны относительно резонатора, что позволяет определять ориентацию в пространстве. Простота и надежность ТВГ определяют его низкую себестоимость и относительно небольшие затраты ресурсов на осуществление и поддержку производства. Наиболее актуальным вопросом при создании ТВГ остается увеличение точностных характеристик гироскопов. С решением этой задачи, ТВГ, в ближайшие годы, составят существенную конкуренцию волоконно-оптическим и лазерным гироскопам (по данным InnaLabs).
В приборостроении для изготовления резонаторов принято использовать элинварные сплавы. Элинварами обычно называют сплавы, имеющие малый и/или постоянный модуль нормальной упругости (Е). Именно постоянство модуля упругости в заданном интервале температур определяет применение элинваров. Существует два типа элинварных сплавов с аустенитной и мартенситно аустенитной структурой. Недостаток обоих промышленных элинваров – температурный гистерезис и низкая фазовая стабильность из-за возможности частичного распада аустенита при деформации. Принципиально новым решением является применение в качестве материала резонатора ультрамелкокристаллической стали со структурой низкоуглеродистого мартенсита (НМС). Стабильная структура НМС исключает фазовые превращения, а линейная зависимость температурного коэффициента частоты (ТКЧ) от температуры позволяет осуществлять алгоритмическую корректировку. Особенно важно, что гистерезис (несовпадение графиков температурных зависимостей при нагреве и охлаждении) свойств не наблюдали.
Таким образом, стабильная структура обеспечивает стабильные свойства в заданных температурных интервалах. Однако этого недостаточно для получения резонаторов с высокой работоспособностью. Важной проблемой является обеспечение постоянства свойств в процессе функционирования изделия. Эта задача может быть решена применением сплавов с малым показателем упрочнения.
В качестве материалов со стабильной структурой были исследованы НМС не содержащие и содержащие сильные карбидообразующие элементы. Была создана методика и построены истинные кривые "напряжение – деформация", что позволило определить коэффициент и показатель упрочнения. Показатель упрочнения (n) и определяет стабильность работы материала.
Уменьшение n может быть достигнуто диспергированием структуры, у материалов с субмикронным и нано размером характерной структурной составляющей (размер зерна) n может достигать 0,06–0,07. Низкие значения показателя упрочнения ультрамелкокристаллического материала, полученного интенсивной пластической деформацией определяет его высокое предшествующее упрочнение. В результате высокой степени упрочнения наностали имеют пониженные характеристики надежности, стабильности и технологичности, что понижает качество резонаторов.
Принципиально иной подход использован при создании НМС с пакетно-реечной структурой. Как было сказано ранее, низкоуглеродистые стали мартенситного класса, при равной прочности со среднеуглеродистыми сталями, имеют в два раза большие показатели вязкости, что связано с особенностями упрочнения и релаксации напряжений НМС в процессе деформирования. Низкий показатель деформационного упрочнения НМС обусловлен проницаемостью реечной структуры. Из представленных выше исследований следует, что структура пакетного ультрамелкокристаллического мартенсита обеспечивает низкие значения n.
В случае присутствия небольшой доли (порядка 5 %) мартенсита с пластинчатой морфологией, 0,29 % С, сталь сохраняет низкие значения n. Термообработка, включающая закалку и отпуск при 250о С обеспечивает предел прочности – 1660 МПа, относительное удлинение – 14% и KCV = 44 Дж/cм2, показатель деформационного упрочнения – 0,09. Структура стали – смесь пакетного (примерно 95%) с небольшой долей пластинчатого мартенсита.
По мере роста содержания углерода в НМС характеристики прочности монотонно увеличиваются, показатели пластичности и вязкости имели максимум при содержании углерода примерно 0,18 – 0,22 %. Это и определяет выбор стали, поскольку показатель деформационного упрочнения остается достаточно низким для всех НМС с преимущественно реечным типом структуры n = 0,07–0,09. Для сравнения у стали 02Х18Н12М с аустенитно-мартенситной структурой (такой же как у лучшего элинвара 21НКМТ) показатель упрочнения равен 0,358.
Итак, НМС с полупроницаемыми для дислокаций границами реек на стадии равномерной деформации имеют низкий показатель деформационного упрочнения, что обеспечивает высокую деформационную стабильность резонаторов, а значит и стабильные эксплуатационные свойства ТВГ. В настоящее время ТВГ используют в инерциально-навигационных системах бескарданного типа средней точности. По-видимому, одним из первых на основе принципов создания ТВГ стал датчик угловой скорости на базе металлического волнового гироскопа, патент США US № 2008173123 от 24.07.2008 г. В настоящее время усовершенствованный датчик угловой скорости на базе металлического волнового гироскопа разработан и в России (патент на полезную модель Россия № 109851 от 02.06.2011 г). Здесь гироскоп включает цилиндрический резонатор, смонтированный в корпусе и нижнюю пластину, прикреплённую к резонатору через буртик. На нижней пластине имеется восемь отверстий, расположенных по окружности под равными углами, рисунок 6.1. Между отверстиями на нижней пластине расположено восемь пьезоэлементов, закрепленных с помощью клея, рисунок 6.1.
