Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Состояние вопроса 7
1.1 Анализ видов разрушения резьбовых крепежных элементов 7
1.2 Требования к материалам для крепежных элементов работающих в морских условиях 13
1.3 Сопоставление свойств сталей 27
1.4 Заключение по состоянию вопроса и задачи исследования 38
Глава 2. Материалы и методика исследования 40
2.1 Материалы и их термическая обработка 40
2.2 Методика исследования физико-механических свойств 40
2.3 Определение коррозионной стойкости 42
2.4 Методика определения предельной несущей способ ности крепежа в условиях растяжения и изгиба 45
2.5 Методика фазового и рентгеноструктурного анализов 46
2.6 Методика металлографической оценки структуры стали ДИ52-ВД 47
Глава 3. Исследование стали 03X11Н8М2Ф-ВД (ДИ52-ВД) для крепежа 49
3.1 Исследование влияния термической обработки на механические свойства стали ДИ52-ВД 49
3.2 Исследование коррозионной стойкости стали ДИ52-ВД 64
3.3 Исследование циклической релаксационной стойкости стали ДИ52-ВД 74
3.4 Определение склонности к замедленному разрушению 79
3.5 Комплексные прочностные испытания болтов и гаек 80
3.6 Выводы по главе 3 84
Глава 4. Исследование влияния добавок бора и титана на физико-механические свойства стали ДИ52ВД 87
4.1 Исследование влияния термообработки на физико-механические свойства стали ДИ52-ВД, содержащей бор 87
4.2 Рентгеноструктурные исследования и выбор оптимального режима термообработки стали ДИ52-ВД с бором 97
4.3 Исследование сопротивления малоцикловому усталостному разрушению 103
4.4 Исследование коррозионной стойкости 104
4.5 Выводы по главе 4 107
Глава 5. Исследование влияния технологических параметров на сохранение надежности крепежа из стали ДИ52 109
5.1 Влияние точности изготовления резьбы на
деформацию нагруженных витков 109
5.1.1 Влияние отклонения основных параметров на формирование осевого зазора между витками
резьбы ПО
5.1.2 Влияние осевого зазора на деформацию поверхности витков резьбы при затяжке 112
5.2 Влияние термообработки на деформацию нагру женных витков резьбы из стали ДИ52-ВД 114 5.2.1. Влияние режима нагрева до температуры закалки с изотермическими выдержками на деформацию
витков 116
5.2.2.Влияние старения 122
5.3 Влияние повторного предельного нагружения 122
5.4 Результат оценки испытаний предельной нагрузкой узла с крепежом из стали ДИ52-ВД 123
5.5 Выводы по главе 5 128
Выводы 129
Литература 132
- Сопоставление свойств сталей
- Методика определения предельной несущей способ ности крепежа в условиях растяжения и изгиба
- Исследование циклической релаксационной стойкости стали ДИ52-ВД
- Рентгеноструктурные исследования и выбор оптимального режима термообработки стали ДИ52-ВД с бором
Введение к работе
Актуальность темы
Развитие морской техники в условиях увеличения нагрузки от давления, снижения температур до климатического холода, эксплуатации в коррозионных средах различной агрессивности требует обеспечения гарантированной надежности элементов конструкций и их материалов. Среди них важное место занимают резьбовые крепежные элементы, которые обеспечивают плотность, прочность и долговечность соединения. Наиболее широко для изготовления используются углеродистые низколегированные, коррозионно-стойкие мартенситные и аустсиитные стали. Как показывают данные статистики, в основном, разрушения крепежных элементов носят усталостный характер при обеспечении расчетной рссурсоспособности. Однако имеются, как наиболее опасные, преждевременные разрушения, связанные с различными видами дефектов. Для углеродистых сталей это раскатанные вдоль направлення прокатки неметаллические включения-волосовины, трещины различного характера, включая закалочные, флокены, а также структурная неоднородность, приводящая к смятию резьбы, низкая коррозионная стойкость. Для коррозиошюстойких мартенситных и аустенитных сталей характерны разрушения по причине межкристаллнтной коррозии (МКК) и коррозионного растрескивания (КР). Перспективным материалом для увеличения надежности крепежных элементов является использование мартенситноста-реющих сталей, которые по сравнению с другими сталями имеют лучший комплекс механических свойств, высокое сопротивление хрупкому разрушению и достаточную коррозионную стойкость против различных видов коррозии. Однако при практическом использовании этих сталей возникает ряд металловедческих проблем, требующих своих решений.
Для крепежных элементов, работающих в сложнонапряженном состоянии при конструктивных и технологических концентраторах напряжений, термическая обработка на максимальную прочность (старенне) может не обеспечить достаточный запас пластических и вязких свойств, снизить сопротивление коррозионному растрескиванию. Сближение значений пределов текучести и временного сопротивления после старения позволяет сохранить достаточную затяжку крепежного элемента, однако, на структурном уровне снижается подвижность дислокаций, затрудняется развитие релаксационных процессов, что увеличивает степень накопления микродеформаций в условиях длительной эксплуатации. Имеющийся в технической литературе большой объем экспериментальных данных по исследованию мартенситностареющих сталей недостаточен для решения этих проблем. В этой связи проведение исследований, позволяющих найти пути решения указанных проблем, разработка режимов термической обработки крепежных деталей из мартенситностареющих сталей, обеспечивающих оптимальное сочетание свойств, является актуальной практической задачей.
Цель работы
Целью работы является обоснование возможности применения мартеисит-ностареющих сталей для изготовления крепежных элементов, работающих в морских условиях при температурах климатического холода, и разработка режимов термической обработки, обеспечивающих повышение надежности и ресурса.
Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:
- исследование физико-механических и коррозионных свойств мартенсит-
ностареющей стали 03X11Н8М2Ф-ВД стандартного состава;
- исследование влияния добавок бора и титана на структуру и свойства ста
ли 03X11Н8М2Ф-ВД для применения в крепежных изделиях;
исследование влияния режимов термической обработки на структуру и свойства мартенситностареющей стали 03X11Н8М2Ф-ВД с вариантами ее химического состава;
разработка режима термической обработки стали 03Х11Н8М2Ф-ВД, содержащей бор и титан, для крепежных элементов, обеспечивающих их высокую надежность;
изготовление и термическая обработка по разработанной технологии опытно-промышленной партии крепежных элементов с оценкой их качества и служебных свойств.
Методы исследований
Рентгеноструктурый фазовый анализ, метод анализа анодных осадков, методы химического анализа, металлографический анализ, испытания с определением механических, усталостных, циклических, коррозиоїшьіх свойств.
Научная новизна работы
-
Предложена ранее не применявшаяся для крепежных элементов, работающих в экстремальных условиях, высокопрочная коррозионностойкая мартенситностареющая сталь марки 03Х11Н8М2Ф-ВД.
-
Определен характер изменения прочностных, пластических, вязких и коррозионных свойств мартенситностареющей стали 03Х11Н8М2Ф-ВД после закалки в интервале температур 800-1150С и отпуска 250-660С, на основании чего выбран режим термической обработки, обеспечивающий требуемое сочетание этих свойств.
-
Исследована стабильность аустенита, образовавшегося в двухфазной (a+Y ) области, и определена возможность повышения вязкости стали за счет образования стабилизированного аустенита при температуре 580С.
4. Исследовано влияние бора и титана на отношение о"оУо"в стали
03Х11Н8М2Ф-ВД. Определен характер изменения этого отношения при ста
рении, термоциклировании ( при безаустенитпой структуре), промежуточном
нагреве в двухфазной (а+у) области и низкотемпературной закалке.
5. Установлено влияние изотермических выдержек (350, 500, 580, 660,
780С) при нагреве до температуры аустенитизации стали 03Х11Н8М2Ф-ВД
на упругопластический переход в области малой деформации растяжением.
Сделано предположение о влиянии атомов железа (как растворителя в стали)
на релаксационные процессы при изотермических выдержках.
Практическая значимость
-
Показана целесообразность использования мартспситиостарсющей стали 03X11Н8М2Ф-ВД и разработана технология ее термической обработки для крепежных элементов ответственного назначения, работающих в морских условиях при температурах климатического холода.
-
Рекомендован к внедрению комбинированный режим термической обработки с предварительной перекристаллизацией (ТЦО), изотермическими выдержками при нагреве под низкотемпературную закалку и окончательным старением, что позволяет увеличить пластические (5=20%) и вязкие свойства (КСУ=180Дж/см2, КСТ=130Дж/см2). Содержание бора до 0,002% и Ті до 0,15% с термической обработкой но комбинированному режиму позволяют увеличить сопротивление малоцикловой усталости при нагружении до 0,8а0,2 в 1,5 раза. В результате внедрения разработанных технологий термической обработки мартенситностареющая сталь приобретает структуру, обеспечивающую повышенный комплекс механических свойства, что способствует увеличению ресурса по сравнению с крепежными элементами из мартенсит-ных и аустснитных марок сталей.
Основные положения, выносимые на защиту
-
Результаты сравнительных исследований физико-механических, коррозионных свойств мартенситных, аустснитных и мартенситностареющих сталей.
-
Результаты влияния различных режимов термической обработки на физико-механические, коррозионные, структурные свойства мартенситно-стареющей стали 03X1Ш8М2Ф-ВД.
3. Закономерности формирования повышенного комплекса физико-
механических, коррозионных, усталостных свойств в зависимости от содер
жания бора и титана при различных схемах термообработки мартенситноста-
реющей стали 03X11Н8М2Ф-ВД.
4. Разработанная и примененная технология изготовления крепежных элементов из мартенситностареющей стали 03X11Н8М2Ф-ВД. Апробация работы
Материалы, составляющие основное содержание работы, докладывались па 6 конференциях: на 10,11,12,14-ой Международных научно-технических конференциях «Проблемы ресурса и безопасной эксплуатации материалов конструкций» (Санкт-Петербург, 2004-2008) на Общероссийской научно-технической конференции «Вторые Уткинские чтения» (Санкт-Петербург, 2005) на 7-ой Международной научно-технической конференции «Совремные металлические материалы, технологии и их использование в технике» (Санкт-Петербург, 2006)
Публикации. Основные результаты диссертации опубликованы в 8 печатных трудах, из них 2 статьи в журналах, рекомендованных ВАК Министерства образования и науки РФ.
Сопоставление свойств сталей
На практике встречаются случаи, когда рабочая нагрузка действует в течение ограниченного числа циклов (повторные пуски, чередование режимов и т.д.). Указанные нагрузки при числе циклов менее 5-Ю4 получили название малоцикловых. Разрушение, происходящее в результате повторных упругопластических деформаций, называется малоцикловой усталостью. Именно она часто определяет долговечность резьбовых соединений и является важной характеристикой материала крепежного элемента.
Малоцикловая усталость имеет много общего с многоцикловой усталостью. Пластические деформации при нагружении, приводящие к образованию трещин, их развитию и разрушению, происходят в зонах концентрации напряжений (во впадинах витков, под головками болтов). Поэтому сопротивление малоцикловой усталости существенно зависит от коэффициентов концентрации напряжений и технологии изготовления резьбы, головок болтов и др.
Однако механизм малоциклового разрушения значительно от личается от механизма многоциклового усталостного разрушения, при котором пластические деформации возникают в значительно больших объемах материала. Сопротивление деталей малоцикловому разрушению в значительной мере зависит от пластичности материа лов, тогда как подобная зависимость при многоцикловой усталости проявляется слабее. $ % Исследования механизма циклического деформирования показало [92], что вначале происходит локальное разупрочнение областей металла с наиболее упрочненной микроструктурой (например, дислокационные сплетения, выделения вторых фаз) в результате многократного возвратно-поступательного движения дислокаций. Ясно, что способность упрочненной микроструктуры сопротивляться циклическому движению дислокаций определяет ее стабильность. По-видимому, наиболее чувствительной к усталостному разупрочнению будет деформационно-упрочненная и дисперсно-упрочненная микроструктура, особенно если матрица деформируется по механизму волнистого скольжения (как например, в случае мартенситностареющих сталей).
Известно, что усталостная повреждаемость стали чувствительна к концентрации углерода в твердом растворе. Изменяя режим отпуска можно контролировать содержание углерода в твердом растворе [83,103]. В мартенситностареющих сталях с добавками Ті, Mo, Nb, V, W и других элементов, в интервале температур 500С-600С происходит старение. Образуются дисперсные выделения - интерметаллиды. Первоначально они когерентны с матрицей, однако по мере их укрупнения они теряют когерентную связь с матрицей. Скорость их укрупнения зависит от температуры отпуска и состава стали.
Как показывают исследования [104,106 ] высокий уровень статистической прочности мартенситностареющих сталей, достигаемый при упрочнении стали дисперсными когерентными с матрицей выделениями, не обязательно приводит к высокой циклической прочности. Более высокие значения циклической прочности достигаются при крупных интерметаллидных выделениях, не связанных когерентно с матрицей, но относительно стабильных по отношению к циклическому деформированию.
Для увеличения усталостной стойкости мартенситностареющих сталей необходимо добиться повышения однородности (по объему) пластической деформации с помощью стабильных некогерентных выделений дисперсных интерметаллидных фаз (оптимального раз мера и распределения), стабилизации развитой субструктуры, сниже ния склонности дислокаций к поперечному скольжению. Оптимиза ция химического состава, режимов термической обработки позволяет добиться увеличения сопротивления усталостному разрушению мар- тенситностареющих сталей. Склонность к охрупчиванию при замедленном разрушении
Мартенситностареющие стали, обладая значительным запасом прочности при высоких пластических и вязких свойствах, могут быть подвержены замедленному разрушению (ЗР) после нагрева в интервале температур, включая старение. ЗР это разрушение характерное для высокопрочных сталей без дополнительного увеличения нагрузки при напряжениях ниже расчетных.
Замедленное разрушение МСС - это, по меньшей мере, двухфак-торный процесс, протекающий при химическом и механическом воздействии. Действие химического фактора обусловлено наличием влаги в окружающей среде, которая является источником водорода, а механический фактор определяется и уровнем упругих напряжений в кристаллической решетке, возникших как следствие фазовых (а«-»у) превращений и процессов распада пересыщенного твердого раствора. Показано [5,7,8], что в исследованных Nii, Ni-Coi- мартенситно-стареющих сталях при ЗР максимальная скорость роста трещины, растущей межзеренно, наблюдается после старения при 400С.
Технологичность сталей. Мартенсит железоникелевых сплавов в отличие от мартенсита углеродистых сталей характеризуется относительно малой прочностью, более высокой пластичностью, вязкостью и низким коэффициентом деформационного упрочнения. Такое сочетание свойств позволяет деформировать сплавы в холодном состоянии до высоких степеней обжатия без промежуточных разупрочняемых нагревов [10,12,15, 25], что очень важно для технологии накатывания профиля резьбы.
В прокате металла мартенситностареющих сталей обнаруживается анизотропия свойств пластичности и вязкости. Охрупчивание наиболее существенно в поперечном направлении. В работах [7, 17, 31, 39, 70] показано, что существует несколько причин, приводящих к снижению пластичности и вязкости. Главны ми являются выделение карбонитридов титана. Охрупчивание при - і замедленном охлаждении полуфабрикатов от температуры 1200С % (или при ступенчатом охлаждении в интервале температур 15QPC-j\} v 4» 1000С) связано не только с разнозернистостью (размер зерна колеб- \Ж " А лется от 3 до 7 балла ГОСТ 5639-82), но и с образованием сегрегации - атомов внедрения (С, N) вдоль границ зерен аустенита с последующим формированием в этих зонах карбонитридов титана, что напоминает природу явления тепловой хрупкости [72, 106, 121] Образование карбонитридов титана вызвано уменьшающейся растворимостью углерода и азота в аустените при понижении температуры [26, 27]. Согласно работам [5, 7, 8], главной причиной охрупчивания является увеличение концентрации атомов С, N у границ зерен, что снижает межфазную энергию и способствует межзеренному разрушению.
Растворение выделившихся карбонитридов титана достигается лишь при нагреве выше 1150-1200С, а последующее быстрое охлаждение (наилучший вариант - охлаждение в воде) позволяет предотвратить их повторное выделение. Однако после такой обработки резко увеличивается размер зерна, достигая значений 2-3 балла, что приводит к снижению пластичности и вязкости.
Методика определения предельной несущей способ ности крепежа в условиях растяжения и изгиба
Для исследования, по результатам анализа литературных данных, были выбраны следующие коррозионностойкие стали - мартен-ситная хромоникелевая сталь 09X16Н4Б (ЭП-56),аустенитная хромо-никелевая марганцовистая сталь 0Х20Н5АГ12МФ (ДИ-8), мартен-ситностареющие стали 03X1Ш8М2Ф-ВД (ДИ52-ВД),
03Х11Н10М2Т-ВД (ЭП-678). Химический состав приведен в табл. 2.1 Материал для исследования отбирался из проката промышленной выплавки. Заготовки термически обрабатывались для обеспечения следующих механических свойств: а0,2 850 МПа, б5 12%, i/ 55%, KCU 100 Дж/см2, KCV.40c 60 Дж/см2 Термическую обработку проводили в муфельных печах.
Механические свойства определяли на разрывных цилиндрических образцах ГОСТ 1497-84. испытания проводили на разрывной машине FPZ-100 с гидравлическим приводом. Ударные испытания проводили на маятниковом копре МК-30 на образцах Менаже в соответствии с ГОСТ 9454-78. Методика исследования релаксационной стойкости. Релаксационная стойкость определялась на образцах равного сечения по ГОСТ 26007-83. Испытания проводили при периодической нагрузке-разгрузке при температуре 20-300С. Методика испытаний на усталость. Испытания образцов с концентратором в виде резьбы Ml2 проводили в условиях низкочастотного мягкого нагружения при отнуле-вом цикле в соответствии с ГОСТ 25.502-79. Частота циклов составляла 1-5 Гц. Напряжение составляло: а =(0,5 о0,ь 0,6 а0,2; 0,8 а0,2). Химический состав сталей
Степень замедленного разрушения оценивалась при чистом изгибе плоских образцов с концентраторами напряжений в виде отверстий в средней части образца, испытывающей наибольшие растягивающие напряжения. Склонность к ЗР оценивали по времени до появления первых трещин. Нагрузки в скобе обеспечивались деформацией изгибом с напряжением о = 0,6 ав; 0,9ав; ав. Скоба помещалась в 3% водный раствор NaCl. Испытуемый образец подвергался статической поляризации по схеме, согласно требований ОСТ 92-4395-86. Образцы перед испытанием отпускались в интервале температур 250-520С.
Одним из наиболее важных свойств, которым должен обладать материал, идущий на изготовление крепежных элементов, работаю щих под нагрузкой в морских условиях с постоянным конструктивным концентратором напряжения, является его стойкость к различным видам коррозии. Наиболее важные виды это межкристаллитная коррозия и коррозионное растрескивание. В работе исследовали коррозионную стойкость мартенситностареющей стали 03Х11Н8М2Ф-ВД (ДИ52-ВД), той же стали дополнительно легированной бором и титаном, в сравнении с применяемыми сталями мартенситного класса ЭП-56 и аустенитного - ДИ8.
Испытания на стойкость к межкристаллитной коррозии. Стойкость к межкристаллитной коррозии (МКК) определяли по ГОСТ 6032-03 методом АМУ с провоцирующим нагревом при 650С±10 в течение 60 минут. Кипячение образцов в течение 24 ча сов осуществляли в водном растворе сернокислой меди и серной кис лоты в присутствии металлической меди (стружка). После кипячения для обнаружения МКК образцы изгибали на угол 90±5 по ГОСТ 14019-86. Для оценки и определения МКК производили осмотр изо гнутых образцов на наличие трещин, надрывов. Для определения , . МКК металлографическим методом из прямого участка образца вы-,". резали шлиф и после травления оценивали состояние границ зерен ,. металла образца. ІЙ: Испытания на склонность к коррозионному растрескиванию плоских образцов при постоянной нагрузке.
Испытание на коррозионное растрескивание проводили согласно методике ОСТ 92-4395-86 при постоянной деформации изги- ; бом. Схема установки для испытаний образцов приведена на рис.2.2 Сущность метода заключается в том, что испытуемый образец, находящийся в приспособлении - скобе, помещают в коррозионноактив-ную среду - 3% водный раствор NaCl и подвергают гальваностатической поляризации по схеме: - анодно-в течение 30 минут при плотности тока Да=10000 мкА/см2 , (для создания на поверхности концентраторов напряжений коррозионного происхождения); - катодно - до разрушения при той же плотности тока (для облегчения формирования участков локального охрупчивания), но не более 24 часов.
Из образцов, нагруженных в скобе деформацией изгибом с напряжением аИЗг.=0,9о"о,2 после 24 часов испытаний, вырезали фрагмент с характерными элементами разрушения и изготавливали микрошлиф для металлографического исследования. Это исследование проводили с целью определения склонности материала к трещинооб-разованию и механизма развития трещины - межкристаллитного или транскристаллитного. - регулируемый источник постоянного тока
Схема установки для испытаний образцов на коррозионное растрескивание Испытания на склонность к коррозионному растрескиванию плоских образцов с концентраторами напряжений.
Испытание на образцах с надрезами позволяет оценить материал с уже имеющимися механическими концентраторами напряжений. Выбранная база испытаний - до полного разрушения, позволяет рассматривать их как имитацию, приближенную к натурной эксплуатации в морских условиях. На плоских образцах наносили надрезы с радиусами 0,3-0,4 мм и 0,7-0,9 мм. Склонность к коррозионному растрескиванию оценивали по времени до разрушения образца или до появления первых трещин. Нагрузка в скобе осуществлялась деформацией изгибом с напряжением а-0,5а02, а=0,6а02, а=0,9а02. После испытаний из максимально нагруженной части образца вырезали фрагмент и изготавливали микрошлиф для исследования механизмов коррозионного воздействия на процессы зарождения, развития или торможения трещины.
Исследование циклической релаксационной стойкости стали ДИ52-ВД
При испытаниях образцов с электрохимической поляризацией с »! У 4 механическими концентраторами радиусами от 0,3 мм до 0,9 мм при ; нагружении изгибом 0,5о 0)2; 0,6а0,2; 0,9а0,2 наиболее низкое сопротивление коррозионному растрескиванию показала сталь ЭП-56, показано, что с увеличением нагружения от 0,5о0,2 до 0,9а0,2 сопротивление КР снижается, самое низкое сопротивление имеют образцы после , низкого отпуска и после отпуска 650С. Это объясняется тем, что при высокой прочности сталь имеет высокую чувствительность к коррозионным и механическим концентраторам. По результатам видно, что с увеличением остроты надреза, сопротивление КР стали ЭП-56 снижается. Низкое сопротивление КР после режима с отпуском 650С связано с выделением карбидов по границам зерен. На рис. 3.11 пока--зана траектория продвижения трещины в образце после этого режима, видно, что трещина развивается как транскристаллитно в направлении перпендикулярном растягивающим усилиям, так и по зернограничному пути с характерным ветвлением.
Поперечный микрошлиф. Развитие трещины в стали ДИ52-ВД. Надрез R=0,9 мм. Наибольшее сопротивление КР сталь ЭП-56 имеет после режима с отпуском 600С, после которого сталь имеет достаточно релаксиро-ванную структуру и незначительные выделения карбидов по границам зерен.
Образцы из стали ДИ52-ВД не имели разрушений после испытаний с изгибом ЭХП с различными концентраторами при нагруже-ниях от 0,5(У0,2 Д 0,9а0,2. По результатам этих испытаний видно, что сталь не обладает чувствительностью к изменению остроты механического надреза от 0,3 мм до 0,9 мм, что является очень важным показателем сохранения стойкости к КР применительно к крепежным элементам.
Образцы из стали ЭП678-ВД, после режима термообработки закалка с низким отпуском, также показали высокую стойкость к КР при различных концентраторах. После режима закалка со старением, с повышением прочности, стойкость образцов с увеличением нагру-жения до 0,9о0 2 снизилась до 2 часов, при этом образцы с различной остротой механического концентратора показали одинаковую стойкость к КР. Это несколько противоречит общепринятому в механике разрушения мнению, что с увеличением остроты надреза увеличивается концентрация напряжений, которая уменьшает сопротивление материала хрупкому разрушению.
На рис. 3.12 и 3.13 показаны надрезы, выполненные с различной /}ї, степенью остроты: 0,3 мм и 0,9 мм из образцов стали ДИ52-ВД после $ испытаний с изгибом при ЭХП, при нагрузке 0,6а0,2 Видно, что начальный этап зарождения микротрещин имеет различный характер: в надрезе с острым радиусом - 0,3 мм наблюдается единственная расположенная перпендикулярно по отношению к направлению растягивающих усилий трещина, в надрезе с радиусом - 0,9 мм наблюдаются множественные трещины, расположенные под различными углами. Можно предположить, что такой множественный характер расположения трещин связан с тем, что дно надреза 0,9 мм имеет большую поверхностную площадь и это способствует зарождению большего числа дефектов коррозионного происхождения, которые далее под воздействием механического напряженного состояния развиваются в трещины. В остром надрезе, имеющем меньшую поверхностную площадь и более локальную концентрацию напряжений в районе дна, происходит единичное зарождение микротрещины, которая развиваясь, способствует релаксации напряженного состояния, и процесс дальнейшего развития трещины тормозится. И, видимо, такой начальный этап зарождения микротрещин способствует выравниванию общего времени до разрушения образцов с острым надрезом и надрезом, имеющим меньшую степень остроты. Это предположение, связанное с влиянием площади дна надреза на начальное зарождение и развитие дефектов коррозионного происхождения подтверждается в работе [46]. Авторы [1,4] связывают выравнивание общего времени до разрушения в надрезах различной остроты с развитием эффекта Ребиндера. Этот эффект связан с адсорбцией на свежеобразованных поверхностях (берега трещин) поверхностно-активных веществ из окружающей коррозионноактивнои среды, которые и понижают сопротивление стали разрушению в процессе нагружения. Поэтому скорость развития трещины от острого надреза, имеющего большую концентрацию напряжений, почти одинакова со скоростью развития трещины в надрезе менее остром, где концентрация ниже, . но имеется большее количество свежеобразованных поверхностей (наблюдаемые множественные трещины).
По результатам исследования стойкости сталей к КР с надре зами различной остроты: от 0,3 мм до 0,9 мм можно заключить, что ,» мартенситностареющие стали ДИ52-ВД, ЭП678-ВД по сравнению с 5 мартенситной сталью ЭП-56 не обладают чувствительностью к изме- , нению остроты механического надреза от 0,9 мм до 0,3 мм. ; ; При испытании образцов с ЭХП при нагружении 0,9а0,2 до появ1, „ Ш ления первых трещин, наибольшую стойкость показали образцы из . стали ДИ-8, на которых не было обнаружено трещин за все время эксперимента - 45 суток.
Стойкость 9 суток до появления первых трещин показала сталь ЭП678-ВД после режима термообработки - закалка и старение. Время до появления первых трещин у стали ДИ52-ВД также после режима закалки и старения составляет - 31 сутки. Такая разница в стойкости вызвана тем, что сталь ЭП678-ВД приобретает сравнительно большую прочность - до 1450 МПа, при такой прочности значительно повышается чувствительность к концентраторам коррозионного происхождения. Испытание по времени до появления первых трещин имеет значительную погрешность, потому что нельзя четко зафиксировать образование именно первой трещины, однако оценить примерную чувствительность стали к концентраторам коррозионного происхождения в условиях различной прочности представляется воз можным. Исследование стали ЭП-56 по данному виду испытаний не проводилось, потому что эта сталь показала сравнительно низкую стойкость к КР в предыдущих видах испытаний, при этом у этой стали выявлен механизм межкристаллитнои коррозии и поэтому, можно предположить, что следует ожидать очень низкие значения стойкости по времени до появления первых трещин у стали ЭП-56.
Исследование поперечных микрошлифов начала и дальнейшего развития трещин представлены на рис. 3.14 - 3.17. Видно, что развитие трещин на сталях ДИ52-ВД, ЭП678-ВД имеют общую закономерность, а именно, они развиваются транскристаллитно в направлении перпендикулярном действию растягивающих усилий. Явного межзе-ренного ветвления, связанного с ослаблением границ зерен, как это наблюдается у стали ЭП-56, в мартенситностареющих сталях ДИ52-ВД и ЭП678-ВД, не выявлено.
Рентгеноструктурные исследования и выбор оптимального режима термообработки стали ДИ52-ВД с бором
Испытания ударной вязкости (табл.4.6) после различных режимов термической выявили минимальные значения KCU и КСТ у стали 03X11 НІ0М2Т-ВД после закалки от 950С, что связано с выделе . ниями в процессе охлаждения зернограничных интерметаллидных фаз. Снижение температуры закалки до 830 с предварительной четырехкратной перекристаллизацией позволит повысить значения ударной вязкости.
Анализ диаграмм растяжения, полученных при испытаниях исследуемых сталей после различных режимов термической обработки показывает, что после режима 1 - закалка 950С, вода + старение имеется четко выраженная упругая область - прямая линия без последующей площадки текучести, зона равномерно-сосредоточенной деформации имеет вид прямой, без эффекта деформационного упрочнения, который для крепежных элементов является очень важным. Значения временного сопротивления и условного предела текучести при допустимом уровне деформации 0,2% имеют близкие значения. После режима 2 с ТЦО изменяется вид диаграммы растяжения - появляется перегиб в области малых упруго - пластических деформаций и при допустимом удлинении 0,1% увеличивается разница между временным сопротивлением и условным пределом текучести. Появление перегиба означает переход в упругопластическую область деформации, увеличение податливости стали, что позволяет повысить ресурсоспо-собность крепежа. Режимы 3,4 с изотермическими выдержками в процессе нагрева под закалку также позволяют получить перегиб на диаграмме растяжения в области малых упруго-пластических деформаций, при этом после режима 4 с изотермической выдержкой 780С перегиб наблюдается при меньших нагрузках по сравнению с режимом без этой выдержки. Режим 5, который совмещает режимы с ТЦО и изотермическими выдержками, также позволяет получить перегиб при нагрузках на уровне, полученном после режима 2.
Микроструктура после режима 5 (рис. 4.7) по сравнению с режимом 1 представляет собой более фрагментированный мартенсит, при отсутствии высокоугловых границ. многократной перекристаллизацией 800-500С и окончательный с изотермическими выдержками в процессе нагрева под низкотемпературную закалку 830С, старением 500С при безаустенитной структуре, повышают пластические и вязкие свойства коррозионностойкой мартенситностареющей стали 03X1Ш8М2Ф-ВД, содержащей бор.
Рентгеноструктурные исследования и выбор оптимального , режима термообработки стали ДИ52-ВД с бором. % Показано, что режим нагрева под закалку с изотермическими ; выдержками при основных температурных эффектах, характерных # для МСС, позволяет получить благоприятные сочетания прочност- f ных, пластических и вязких свойств. С целью подтверждения влияния этих эффектов на механические свойства проводилось исследо- вание тонкой структуры стали ДИ52-ВД, содержащей бор, в зависи мости от температуры отпуска. . \ Результаты рентгеноструктурного анализа параметров тонкой Ді структуры мартенсита стали 03Х11Н8М2Ф-ВД после отпуска в ин- % тервале 320 - 800С (рис 4.8) показали, что изменение периода кри- , I сталлической решётки подтверждает существование эффектов, опи- :л& .$ санных в 4.1.2 при температурах 350С, 500С, 580С, 660С, 780С?;ДХ Увеличение периода соответствует растворению упрочняющих фаз, : :;"і: уменьшение - выход из твёрдого раствора атомов легирующих эле- ./ %й: ментов. Минимальные значения параметров наблюдаются после от- % пуска 580С -что связано с выходом никеля из кристаллической решётки и стабилизацией аустенита, что подтверждают работы мно гих авторов [38, 39, 45, 49, 50, 74, 110]. Изменение уширений линий (110), (220) показывают развитие релаксационных процессов, уровень микроискажений кристаллической решётки, так начиная с 350 С значения уширения начинают снижаться, наибольшее снижение отмечается при температуре 580 С, далее с повышением темпе ратуры до 800 С значения уширений возрастают, увеличиваются микроискажения, поэтому можно предположить, что изотермическая выдержка при 780С наиболее значимая для снижения возросших микроискажений. " ; 2866.
Изменение параметров тонкой структуры стали 03X11Н8М2Ф-ВД в зависимости от температуры нагрева.
Механические испытания подтверждают положительное влияние на пластические свойства изотермической выдержки 780С в процессе нагрева до температуры аустенизации, объяснить причину этого влияния более полным развитием релаксационных процессов видимо нельзя. Известно, что при температуре 768С (точка Кюри) происходят изменения атомного строения железа с эффектом потери магнетизма. Учитывая, что содержание атомов железа как растворителя в стали - большинство, предполагается, что изменения в атомном строении железа стимулируют процессы, происходящие при аустенизации (830С) - диффузионную подвижность, перераспределение атомов легирующих элементов. Видимо можно предположить, что изотермические выдержки при нагреве МСС сталей дают атомам железа и атомам легирующих элементов занять максимально равно весное, менее искажённое состояние, влияющее на более раннее развитие упруго-пластической деформации при близких значениях предела текучести и временного сопротивления.
Для подтверждения этого предположения, в работе проведено исследование образцов из чистого железа марки ЖС-0 по определению влияния различных температур отпуска на параметры тонкой структуры железа.
На рис 4.9-4.11 показано, что всем температурным эффектам, характерным для МСС сталей при 350С, 580С, 660С, 780С. Соответствуют явно выраженные минимумы или максимумы параметров тонкой структуры железа. Видно, что параметр решетки а имеет максимальные значения после отпуска в интервале 580-660С, уширению линии В110 соответствует минимальное значение при 660С, линии В220 имеют минимумы при 350 и 660С. Важно отметить, что наибольшие изменения тонкой структуры железа происходят при отпуске в интервале 580-660С.
По полученным данным можно высказать предположение, что атомы железа, которых в стали ДИ52-ВД большинство - около 80% влияют на процессы, протекающие при изотермических выдержках.
