Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1 Явление хрупкого разрушения и его проявления в инструментальных сталях (литературный обзор по состоянию вопроса) 25
1.1 Определение хрупкого разрушения и области его проявления в металлах и сплавах при использовании их в технике и технологиях
1.2 Анализ производственных данных ОАО ГАЗ по хрупкому разрушению быстрорежущей стали после различных режимов термической обработки, технологий химико-термической обработки и нанесения покрытий
1.3 Современные технологии повышения качества инструментальных сталей
1.4 Классификация трещин при термической обработке инструмента
1.5 Влияние различных технологических факторов на образование хрупких трещин в инструментальных сталях 3 7
1.5.1 Влияние прокаливаемое и закаливаемости стали на образование хрупких трещин 37
1.5.2 Влияние формы и размеров изделий на образование трещин 45
1.5.3 Анализ технологии термической обработки протяжек 54
1.5.4 Анализ состояния проблемы хрупких разрушений протяжек и пути их устранения в инструментальном производстве ОАО «ГАЗ»
1.5.5 Влияние структурных факторов (концентраторов напряжений) на образование хрупких трещин в поликристаллах 59
1.6 Влияние напряженного состояния детали на хрупкое разрушение
1.6.1 Показатели для оценки напряженного состояния
1.6.1.1 Максимальные значения прочности на сдвиг и на отрыв
1.6.1.2 Механический показатель напряженного состояния
1.6.1.3 Структурно - энергетический показатель напряженного состояния
1.7 Энергетическая природа хрупкого разрушения (на примере стали Р6М5) 69
1.8 Энергетические факторы, влияющие па закономерности хрупкого разрушения 74
1.8.1 Значения и формулы для расчета истинной поверхностной энергии 74
1.8.2 Универсальная постоянная разрушения - новая константа материала 76
1.8.3 Проблема трещине-ведения и критерии хрупкого разрушения 77
ГЛАВА 2 Разработка теоретического уравнения для выявления закономерностей хрупкого разрушения поликристаллов с предельной деформацией до 10% 82
2.1 Схема наступления предельного состояния в хрупких и пластичных материалах 82
2.2 Разработка уравнения для установления связи предельной деформации с основными структурными, силовыми и энергетическими характеристиками поликристалла 84
2.3 Основные закономерности хрупкого разрушения металлов с предельной деформацией до 10% в зависимости от различных структурно-энергетических факторов 88
2.4 Комплексность условий хрупкого разрушения поликристалла 89
ГЛАВА 3 Методика проведения исследований внутренних и внешних факторов, влияющих на закономерности хрупкого разрушения 93
3.1 Объекты исследования: изделия, материал и режимы обработки 93
3.2 Методы исследования структурных факторов 96
3.2.1 Макроанализ изломов 96
3.2.2 Микроанализ структуры 98
3.2.3 Методика расчета фрактальной размерности карбидов 103
3.2.4 Метод рентгеноструктурного анализа 104
3.2.5 Метод измерения плотности 105
3.3 Расчетные и аналитические методы исследования внешних факторов (геометрия изделия, напряженное состояние) на примере протяжек 106
3.3.1 Расчет коэффициентов сложности формы протяжек по соотношению периметров и площадей 106
3.3.2 Расчет рабочих напряжений в поперечном сечении протяжки 108
3.3.3 Комплексный расчет показателей напряженного состояния протяжек по геометрическим и силовым параметрам (твердости, концентрации напряжений, уровню нагрузке) 108
3.3.4 Расчет критериев разрушения хрупких материалов (сталь Р6М5, чугуны марок КЧ и ВЧ, графитизированные стали, штамповые стали) 110
3.3.5 Механические испытания 110
3.3.6 Статистическая обработка данных 112
3.3.6.1 Дисперсионный анализ 112
3.3.6.2 Оценка точности измерений 113
ГЛАВА 4 Результаты исследований факторов, влияющих на закономерности хрупкого разрушения 116
4.1 Результаты исследования структурно-энергетических факторов 116
4.1.1 Расчет доли упругой энергии в общую энергоемкость материала 116
4.1.2 Макроанализ изломов 118
4.1.3 Микроанализ структуры 118
4.1.4 Значения диапазона фрактальной размерности карбидов 119
4.1.5 Результаты рентгеноструктурного анализа 120
4.1.6 Результаты измерения плотности 123
4.1.7 Результаты механических испытаний 125
4.2 Влияние внешних факторов (геометрия изделия, напряженное состояние) на хрупкое разрушение протяжек 128
4.2.1 Диапазоны коэффициентов сложности формы протяжек по соотношению периметров и площадей 128
4.2.2 Величины рабочих напряжений в поперечном сечении протяжки 129
4.2.3 Комплексный расчет показателей напряженного состояния
протяжек по геометрическим и силовым параметрам (твердости,
концентрации напряжений, уровню нагрузке) 131
4.2.4 Анализ критериев разрушения хрупких материалов (сталь Р6М5, чугун марок КЧ и ВЧ, графитизированная сталь, штамповая сталь) 133
4.2.5 Результаты статистической обработки данных 137
4.2.5.1 Дисперсионный анализ 137
4.2.5.2 Оценка точности измерений 142 4.3 Обобщенная оценка предельного состояния хрупких материалов по критерию зарождения трещин и предельной деформации 144
ГЛАВА 5 Применение установленных закономерностей хрупкого разрушения и критерия зарождения трещин для анализа упрочняющих технологий и разработки мероприятий по предотвращению разрушения быстрорежущих сталей 148
5.1 Алгоритм анализа упрочняющих технологий 148
5.2 Разработка мероприятий по предотвращению разрушения быстрорежущих сталей 151
Выводы по пятой главе 152
Общие Выводы По Работе 153
Приложения 156
Список Использованных Источников 184
- Анализ производственных данных ОАО ГАЗ по хрупкому разрушению быстрорежущей стали после различных режимов термической обработки, технологий химико-термической обработки и нанесения покрытий
- Разработка уравнения для установления связи предельной деформации с основными структурными, силовыми и энергетическими характеристиками поликристалла
- Методы исследования структурных факторов
- Влияние внешних факторов (геометрия изделия, напряженное состояние) на хрупкое разрушение протяжек
Введение к работе
Настоящее исследование вызвано необходимостью повышения характеристик стойкости протяжек и других инструментов сложной формы, а также снижению количества брака при их производстве. При изучении этой темы было проработано большое количество литературных источников, авторы которых занимались исследованием подобной проблемы. В том числе были изучены технологический процесс изготовления протяжек на ОАО «ГАЗ» и новые решения, принимаемые по повышению качества инструмента. Эти решения, в конечном счете, всегда связаны с некоторым изменением технологического процесса, при этом влияют на структуру инструментальной стали и закономерности ее проявления и разрушения при эксплуатации, причина которых остается неизвестной. Установить закономерности предельного состояния инструментальных сталей и является целью данного исследования.
Основные положения, выносимые на защиту:
теоретическое уравнение и закономерности поведения предельной деформации до разрушения (в пределах от 0 до 10%) хрупких сталей в зависимости от внутренних и внешних факторов;
комплексное изучение структурно-энергетических состояний быстрорежущей стали в зависимости от формы и концентрации карбидов после термической обработки, расчет фрактальной размерности границ карбидов;
метод анализа характера разрушения быстрорежущей стали на основе расчетов энергоемкости и критериев разрушения хрупких материалов; макроанализ изломов и микроанализ структуры стали; измерение плотности образцов из стали S700, подвергнутых различным видам термической обработки; проведение механических испытаний (измерение твердости, оценка пластичности хрупких материалов методом вдавливание индентора);
методика расчета коэффициентов сложности формы различных деталей (удлиненных в плане) по соотношению периметров и площадей; показателей напряженного состояния по твердости, коэффициенту концентрации напряжений, по прилагаемым нагрузкам различных участков рассматриваемой детали и
сравнение с механическими свойствами стали; напряженного состояния по твердости в деталях, подвергнутых объемной и поверхностной термической обработке;
- алгоритм выбора наилучших вариантов и режимов термической обработки инструментальных сталей на основе поведения предельных характеристик и комплексов разрушения для инструментальных и штамповых сталей; разработка мероприятий, обеспечивающих повышение норм стойкости.
Автор приносит глубокую благодарность профессору, доктору технических наук В.А. Скуднову за его неоценимую помощь в руководстве при написании данной работы, а также главному специалисту по термической обработке и качеству инструмента инструментального производства ОАО «ГАЗ» Е.А. Ду-цеву за постановку проблемы и интерес к практическим результатам работы. Автор также благодарен сотрудникам кафедры «Металловедение, термическая и пластическая обработка металлов» Нижегородского государственного технического университета за рекомендации и ценные советы, которые способствовали совершенствованию диссертации.
Анализ производственных данных ОАО ГАЗ по хрупкому разрушению быстрорежущей стали после различных режимов термической обработки, технологий химико-термической обработки и нанесения покрытий
Непрерывная разливка быстрорежущих сталей считается невозможной из-за их высокой технологической хрупкости. В результате применения предложенного метода в работе [15] металл после непрерывной разливки приобретает специфическое макро- и микростроение, обеспечивающее не только хорошую разливаемость, но и удовлетворительную прокатываемость. В микроструктуре непрерывного слитка полностью отсутствуют следы транскристаллизации, очень слабо выражена или полностью отсутствует зона столбчатых кристаллов. Все фазовые и структурные составляющие в стали Р6М5 характеризуются высоким уровнем дисперсности. Наблюдается высокая химическая однородность. Если после обычной разливки в изложницы участки ледебуритной эвтектики имеют концентрацию основных легирующих элементов (W, Мо, V) на порядок выше их марочного содержания, а размеры самих включений составляют от 0,04 до 0,08 мм, то в непрерывнолитой заготовке участки эвтектики даже в осевой зоне не превышают в поперечнике 0,01-0,03 мм, а различия по концентрации основных элементов значительно меньше. После окончательного смягчающего отжига сталь Р6М5 приобретает ровную поверхность, обезуглероживание не выявляется как в листе, так и в круглом профиле. Окончательная твердость металла в состоянии поставки 240-255 НВ, карбидная неоднородность 1 -2 балла и размер зерна № 11-12.
В работе [16] с точки зрения эффективности измельчения структуры металлической основы и эвтектики и формирования пониженной карбидной неоднородности литой быстрорежущей стали показано, что наилучшие условия кристаллизации обеспечиваются при заливке жидкого металла в графитовый кокиль, подогретый до 300С, с последующим его охлаждением от 1280-1360С в жидком азоте (таблица 1.18), Повышенная теплостойкость после дополнительного отпуска при 620С, 4 ч объясняется более высокой степенью насыщения твердого раствора углеродом и легирующими элементами после охлаждения отливок в жидком азоте и более интенсивным вторичным твердением стали при отпуске. У быстроохлажденных литых режущих пластин увеличена стойкость от 69 мин до 130 мин. В работе [17] исследовали влияние различных режимов предварительной термоциклирующей обработки (ТЦО), на структуру и свойства литой стали Р6М5 электрошлакового переплава. Эти режимы различались интервалом тер моциклирования, длительностью выдержки при верхней и нижней температурах и количеством циклов. Показано, что ТЦО способствует уменьшению толщины карбидной эвтектики, ее частичному дроблению и более равномерному распределению легирующих элементов. Эффект влияния зависит от литой структуры. Чем сильнее выражено дендритное строение и тоньше карбидная сетка, тем нагляднее воздействие ТЦО.
Резерв повышения качества, эксплуатационной стойкости и конкурентоспособности инструмента на внутреннем и мировом рынках может быть реализован в процессе термической обработки в вакууме. В работе [18] установлено, что термическая обработка в вакуумных печах с охлаждением в инертном газе обеспечивает следующие преимущества: 1) отсутствие загрязнения окружающей среды; 2) повышение качества термической обработки за счет: а) получения высоких стабильных свойств; б) более равномерного нагрева изделия по сечению, что уменьшает тер мические напряжения и деформации; в) медленного нагрева в интервале аустенитного превращения, что создает условия для повышения легированности аустенита за счет более полного растворения карбидов, препятствует образованию разнозернистости и, в конечном счете, снижает на 20 - 30С верхний предел закалочных температур; 3) снижение стоимости термической обработки за счет: а) устранения затрат, связанных с очисткой и промывкой изделий, а также подготовкой поверхности для нанесения упрочняющего покрытия; б) экономии электроэнергии и автоматизации процесса; 4) существенное улучшение условий труда. В исследовании [19] быстрорежущую сталь Р18 подвергали закалке в вакуумной печи с охлаждением в среде циркулирующего инертного газа - аргона с давлением 5,5-105Па. Температура закалки составляла 1280С, температура трехкратного отпуска 560С. Установлена чувствительность стали к скорости охлаждения в интервале температур выделения карбидов, проявляющуюся в уменьшении твердости и теплостойкости с увеличением сечения образцов. Удовлетворительные свойства достигаются только в сечениях инструмента до 8 мм. Микроструктура стали - мартенсит и карбиды. В образцах диаметром 14 мм отмечено значительно большее количество выделившихся карбидов при закалке в аргоне с давлением 5,5-10 Па, чем при закалке в масле. Потеря теплостойкости инструмента больших сечений при закалке в аргоне связана со снижением легировашюсти аустенита в процессе охлаждения.
При изготовлении реальных деталей и инструмента в материале неравномерно концентрируется некоторое количество избыточной энергии, с увеличением которой возрастает вероятность разрушения. Применяя обработку импульсным магнитным полем (ОИМП), можно значительно уменьшить избыточную энергию материала, связанную с концентрацией внутренних и поверхностных напряжений в конкретном инструменте, и снизить до минимума вероятность его поломки. В результате многочисленных исследований [20,21,22] установлено, что ОИМП увеличивает стойкость инструментов в среднем в два раза. Причем повышение стойкости связано с увеличением охлаждаемости инструмента, снижением выкрашиваемости зерен и режущей кромки, а также улучшением условий его заточки. Рентгеноструктурный анализ различных материалов показал, что ОИМП вызывает изменение, как в кристаллической решетки матрицы, так и в карбидной фазе. При определенных условиях кристаллическая решетка аустенита делается полностью неустойчивой к самым незначительным воздействиям поля и фактически без необходимости преодоления энергетического барьера превращается в решетку мартенсита [23]. Преимуществами метода ОИМП также является простота установок, малая энергоемкость, отсутствие высоких требований к квалификации обслуживающего персонала.
Импульсно-плазменная технология относится к ресурсосберегающим, что обусловлено низким расходом легирующих элементов и электрической энергии в сочетании с высокой производительностью (до 0,5 м /ч при 10 кВт
Разработка уравнения для установления связи предельной деформации с основными структурными, силовыми и энергетическими характеристиками поликристалла
В уравнении (2.1) левая часть представляет собой упругую энергию Uynp, которая достигается в момент разрушения путем распространенияимеющейся трещины, размером 2с. Другие дефекты в уравнении Гриффитса не рассматриваются.
В настоящей работе основное внимание в хрупком разрушении будет уделено роли карбидов, как основной составляющей быстрорежущих сталей. По Гриффитсу в момент хрупкого разрушения величина упругой энергии выражается уравнением (2.2) - для плоско-деформированного состояния (объем ное растяжение) и уравнением (2.3) - для плоско - напряженного состояния (линейное растяжение)
Рассчитаем величину упругой энергии при известном значении /5=1300+2000эрг/см [37,55] при значениях размера трещины с в пределах отпараметра решетки (2 5)-10- до 10 см. Получим ряд относительных значений Uynp прис=3 10-8; 3 106 3 10"4; 3 10"2; 3 10см
В работе [40] показано, что в макромеханике разрушения металлов, где пластические эффекты нарушают строгость решения Гриффитса, этот критерий не применим. В кристаллических телах всякому разрушению предшествует пластическая деформация. Это подтверждено электронно-микроскопическими снимками хрупких разрушений, на которых зафиксированы тысячи дислокаций. В теории дислокаций показано, что степень пластической деформации рассчитывается по формулегде рд - плотность дислокаций; b -вектор Бюргерса(/ =3-10"8 см); /д длина пробега дислокации равная размеру зерна, примем равной (/д = 10" см).
Рассчитаем, какая величина деформации предшествует разрушению кристаллического тела, если исходная плотность дислокаций изменяется от 10 до 108 см"2. Видно, что хрупкому разрушению кристаллических тел будет предшествовать деформация -10" -Н0"2 (или 10"8-Н%). При деформации плотность дислокаций может возрастать до 101244 см 2, что будет соответствовать значительной предельной деформации. Эти деформации вызывают следующее разрыхление структуры:
Видно, что степень разрыхления, отсутствующая в теории Гриффитса, хотя и мала, но возрастает с увеличением плотности дислокаций и составляет величину ЕрХ \0Л5+\0 7 - 10 3-H0" (или 10 13-М,0) %. Если деформация большая, то начинается деградация структуры одним из факторов которой является развитие повреждаемости. Повреждаемость становится причиной разрушения и состоит из стадий зарождения, роста и последующего слияния микропор и трещин. Поэтому повреждаемость называют интегральной характеристикой и определяют через плотность материала, изменение которой на 1% считается физическим критерием разрушения материала [56]. Торможение движения дислокаций карбидами приводит к концентрации напряжений, к снижению пластичности по общим законам влияния напряженного состояния. В закаленных сталях плотность закрепленных дислокаций достигает предельных значений 1012 10 см", поэтому дальнейшая нагрузка закаленной структуры приводит лишь к подвижности небольшого количества дополнительных дислокаций, примерно 104 -5- 106 см"2, которые обеспечивают предельную деформацию (0,001-0,02) к моменту разрушения. На этом основании запишем энергетическое условие для материалов с 8 0, используя (2.1) и (1.14)
Из анализа (2.5) видно, что уэфф относится к периметру имеющейсятрещины с размером 2с. Поскольку в быстрорежущих сталях трещин может не быть из-за высокого качества предшествующих технологий, то у0фф следует относить к какому-то другому составляющему компоненту структуры, являющимся концентратором напряжений. В структуре стали концентрация напряжений возможна от границ зерен, полос скольжения, вредных примесей, карбидов (см, рисунок 1.25). Если считать, что кроме карбидов осталь ные параметры структуры создают незначительные концентрации напряжений, то поверхностную энергию следует относить к карбиду, имеющего рядпараметров: ndKa„ (периметр карбида), D (фрактальная размерность [57]),А (коэффициент сложности формы карбида), а (микронапряжения),N (концентрация карбидов). Представим (2.5), с учетом существования Уравнение (2.8) позволяет получить основные закономерности хрупкого разрушения материалов от различных параметров структуры, которые представлены ниже в главе 3.
При выводе уравнения (2.8) исходили из положения, что плотность хрупкого материала не изменяется. Исходя из физических представлений о разрушении, изменение плотности материала должно фиксироваться обязательно, поэтому уравнение (2.8), согласно [38], примет вид спред(П) = V\PKJуравнение (2.9), а влияние структурных факторов на предельную деформацию не изменится.
Полученные теоретические закономерности предельной деформации в зависимости от структурно-энергетических факторов представлены на графиках (рисунок 2.3). Данные зависимости подтверждаются экспериментальными данными [38]а- предельная деформация от твердости и микронапряжений, б - предельная деформация от размера, концентрации и сложности формы карбидов, в - предельная деформация от фракталыюсти границ карбидов, г - предельная деформация от показателя напряженного состояния при переходе от объемного сжатия к растяжению
Рисунок 2.3 - Зависимости предельной деформации от структурно-энергетических факторов В работах [58-61] показана связь предельных характеристик металлов (предела текучести от, сопротивления разрушению SKi предельной деформации до разрушения єпре ) с твердостью, степенью разрыхления, соотношением скоростей релаксации и деформации, показателем напряженного состояния в виде следующих уравнений
Методы исследования структурных факторов
Излом - это поверхность разрушения твердого тела. Строение излома показано на рисунке 3.2. Цель исследования макростроения изломов - установление характера излома исследуемых сталей, определение влияния на него металлургических и технологических факторов, выявление макродефектов.
Изучение макроструктуры изломов показало, что многие типы изломов образуются в результате разрушения, протекающего либо от перегрузки, либо от усталости после некоторого времени работы при эксплуатации. В общем случае разрушение идет в следующей последовательности: зарождение трещины, субкритическое ее подрастание (благодаря развитию вязкой трещины) или критический рост (хрупкой трещины) и быстрый долом. Быстрый долом образуется, когда несущая способность оставшегося поперечного сечения перестает соответствовать приложенной нагрузке. В результате разви тия процессов разрушения на поверхностях излома остаются характерные следы, которые дают возможность определить характер излома в месторасположении очага разрушения, определить направление распространения и вид фронта трещины, также различить зону долома, установить природу и причину разрушения. Эта информация может помочь при определении величины действовавших напряжений и условий, приведших к образованию излома. Вначале на изломе определяют число очагов разрушения. Многоочаговое разрушение свидетельствует о высоком уровне напряжений или наличии нескольких отдельных концентраторов напряжений в области очага разрушения. Развитие трещины в области очага разрушения свидетельствует о более низком уровне приложенных напряжений и слабой концентрации напряжений. Далее оценивается форма и расположение фронта растущей трещины и определяются тип нагрузки (например, растяжение, изгиб, знакопеременный изгиб, кручение) и концентрация напряжений на поверхности (по факту опережения или отставания продвижения фронта трещины вблизи поверхности по сравнению с центром детали). Наконец, по расположению и величине зоны долома судят об уровне номинальных напряжений [65].
Результаты расчетов коэффициента сложной геометрической формы протяжек, а также его влияние на уровень рабочих напряжений и сравнение их с допустимыми напряжениями приведены в главе 4. Это позволяет оценить роль коэффициента сложности формы на поведение предельной деформации, входящей в уравнение (2.8), приведенной в главе 2.
Металлографическим методом изучались размеры, форму, взаимное расположение кристаллов (зерен), достаточно крупные включения (карбиды) в них на специально изготавливаемых микрошлифах. В данной работе применялся микроскоп МИМ-7 и NEOPHOT 30. Для выявления микроструктуры использовался раствор 4% азотной кислоты в спирте этиловом [66]. Время травления 20-30 с. Чтобы выявить структуру, применялось химическое трав ление. При травлении кислота в первую очередь воздействует на границы зерна, как места, имеющие наиболее дефектное строение и которые в травленом шлифе станут углублениями; свет, падая на них, будет рассеиваться, и в поле зрения микроскопа они будут казаться темными, а тело зерна - светлым. Микроструктуры сталей после различных термических обработок без ОИМП приведены на рисунках 3.4, 3.5. Микроструктура стали S700 после применения ОИМП представлена на рисунке В.1 (см. приложение).
Фракталы (структуры, состоящие из частей, которые в каком-то смысле подобны целому) дают чрезвычайно компактный способ описания объектов и процессов [57,67]. Для определения фрактальной размерности требуется использование оптической микроскопии в широком интервале изменения увеличения и разрешения. Это достигается при комбинировании световой, сканирующей и электронной микроскопии [57]. На рисунке 3.6 схематично представлена нефрактальная (а) и фрактальная (б) зернистые микроструктуры. Для нефрактальной структуры границы зерен являются почти планарной структурой, т.е. обладают размерностью D l. Такие границы характерны для металлов в хорошо рекристаллизованном состоянии. При огрублении границы D—»3. Изрезанные границы зерен фрактальны (рисунок 3.6,6) и обусловливаются дробной фрактальной размерностью поверхности 2 D 3.а - нефрактальная зернистая структура; б - фрактальная зернистая структура
Рисунок 3.6 - Схематическое представление зернистых структурОдин из способов определения фрактальной размерности границ зерен -покрытие изучаемой на фотографии области равномерной квадратной сеткой с длиной стороны квадрата г [57, 68,69]. Необходимо подсчитать число квадратов N, стороны которых хотя бы один раз пересекают границы зерен. Фрактальная размерность D определяется из соотношения
В логарифмических координатах тангенс угла наклона прямой отвечает фрактальной размерности. Результаты расчета фрактальной размерности приведены в главе 4.
Исследования проводили с целью определения состава карбидных фаз, величины напряжений 2-го рода (микронапряжений). Закаленные образцы шлифовали вручную на наждачной бумаге трех номеров. Съемка проводилась на установке ДРОН-2 на железном к« - излучении (А.=1,934А); входные щели 1x12x1, высокое напряжение 32 кВ, анодный ток 12 мА. Фазовый состав карбидов определялся с помощью сравнения, вычисленных в результате рентгеновского исследования, межплоскостных расстояний с межплоскостным расстоянием соответствующих карбидов, приведенных в справочниках [70,71].
Напряжения II рода или микронапряжения - это напряжения уравновешенные в объемах металлов, размер которых примерно равен размеру зерен поликристаллов или размеру блоков. Величину микронапряжений оценивают по величине относительной деформации Ad/d (Ad - максимальное отклонение межплоскостного расстояния от его среднего значения d). Величина напряжений II рода определяется по выражению [71,72]где Е- модуль упругости (для стали S700 =217000 МПа).
От величины микронапряжений зависит ширина интерференционных линий. Поскольку в реально изучаемом металле уширение линии вызывается и микронапряжением и размером блоков мозаики, то следует установить части истинного физического уширения линии от указанных факторов по методике [72], после чего значения Ad/d находится по выражению
Влияние внешних факторов (геометрия изделия, напряженное состояние) на хрупкое разрушение протяжек
Известно, что повышение в стали содержания углерода приводит к повышению твердости и, следовательно, к изменению напряженного состояния. На основе литературных данных, приведенных на рисунке 1.20, рассчитаны показатель структурно-энергетического состояния НВ-2 и механический показатель напряженного состояния -al+at+ 7.— в зависимости от содержания углерода. Результаты пред ставлены на рисунке 4.7.
Твердость быстрорежущей стали Р6М5 после объемной Т.О. составляет 64-66 HRC (670-698 НВ), после поверхностной Т.О. (например, после азотирования) составляет 1000-1050 HV (685-695 НВ), Показатель Псэс после объемной и поверхностной Т.О. равен соответственноСЭС
Поскольку в стали Р6М5 существует внутреннее напряженное состояние, то фактическое напряжение на первом зубе в различных протяжках составит величины 5ф = о/Мб" Ло, которое у одной протяжки с диаметром 7мм значительно больше, чем рассчитанные на заводе ара6, а у протяжки с диаметром 9,5 мм величина Оф приближена к пределу прочности (см. таблицу 4.7), что привело ее к хрупкому разрушению.
На рисунке 4.8 приведена частная зависимость общего показателя внутреннего напряженного состояния По6щ=Псж-ек от частного коэффициента концентрации напряжений К , в пределах от 1 до 3 при разной твердости. Из данной зависимости видно, что увеличение К„ с 1 до 2 изменяет уровень внутреннего напряженного состояния на 100 единиц, увеличение с 2 до 3 -изменяет на 350 единиц. Увеличение твердости на 5 HRC, изменят По6щ незначительно (на 6 единиц - при минимальном значении Ка, на 50 единиц -при максимальном А"а).
В таблицах Д.1, Д.2 (см. приложение) представлены механические свойства марок ковкого и высокопрочного чугунов [87,88] и режимы термических обработок. Поскольку чугун является хрупким материалом, то при растяжении определяется только относительное удлинение, поэтому критерии рассчитываются через величину 6. Из таблицы Д.І видно, что максимальное значение Wc , Кш и Крт у марки чугуна КЧ 37-12, а минимальное значение у марки КЧ 60-3 при максимальной твердости в интервале 2000-2690 МПа.
На рисунке 4.9 представлена точечная диаграмма энергетического состояния для марок ковкого и высокопрочного чугуна. Из этой диаграммы видно, что1) нет четкой зависимости между величиной энергоемкости и твердости;2) у ковкого чугуна повышение твердости ведет к спаду показателя энергоемкости, а у высокопрочного (ВЧ42 и ВЧ120, ВЧ45 и ВЧ60) показатель энергоемкости остается неизменным при повышении твердости;3) при одной и той же твердости (например, 1000...1630 НВ) марки ковкого чугуна (КЧ 30-6, КЧ 33-8, КЧ 35-10), обработанные по режимам (1,6), имеют разное значение предельной удельной энергии деформации (уровень энергоемкости выше у чугуна КЧ 35-10). Самое высокое значение энергоемкости у КЧ 37-12, также обработанного по режимам (1,6).
Твердость не является единственной характеристикой состояния материала, определяющей его поведение. Большое значение имеет уровень энергоемкости. Однако уровень энергоемкости двояко влияет на поведение и разрушение материалов через зарождение и через разрушение. Об этом влиянии легко судить по величинам новых критериев. При 8- 0, Wc —» min и Кт1 —»0, поэтому поведение хрупкого материала определяется критерием распространения имеющихся в нем трещин. При растяжении сопротивление распро странению трещин очень мало, но при сжатии сопротивление разрушению повышается, поэтому критерий распространения трещин для хрупких материалов сильно зависит от напряженного состояния, что важно учитывать для предотвращения хрупкого разрушения инструмента.
При повышении удлинения до 5-8%, энергоемкость возрастает, критерий зарождения трещин возрастает и работоспособность хрупких материалов становится зависимой от соотношения критериев.
Поскольку, для графитизированных сталей и стали Гадфильда известно относительное сужение площади поперечного сечения \/ при испытании на растяжение, то расчет показателя энергоемкости ведется через у. В таблицах Д.З, Д.4 (см. приложение) представлены механические свойства этих сталей [89]. Графитизированные стали подвергали термической обработке по режиму [89]:- нормализация: нагрев до 980С, выдержка 1,5 часа;- отжиг: нагрев до 760С, выдержка 2,5 часа, охлаждение с печью до 600С, затем на воздухе.
Из рисунка 4.10 видно, что в отличие от чугунов у графитизированных сталей (с дисперсностью графита Г1, Г4, Г6) и литой стали Гадфильда повышение твердости ведет к росту предельной удельной энергии деформации.
Для сравнения хрупких материалов с пластичными приведены сведения для четырех штамповых сталей, у которых относительное удлинение которых составляет величину свыше 8-Ю до 22%.
В таблице Д.5 (см. приложение) представлены механические свойства [90] и рассчитанные критерии разрушения некоторых штамповых сталей, по которым построена точечная диаграмма значений предельной удельной энергии деформации от твердости на рисунке 4.11. Из рисунка 4.11 видно, что максимальное значение энергоемкости у сталей ЗХЗМЗФ при температурах отпуска 600, 550, 625С и 4ХМФС при температурах отпуска 650, 550, 600С.деформации Wc от твердости НВ [75] - при одной и той же твердости стали и сплавы могут иметь разное значение предельной удельной энергии деформации. Поэтому оценивать качества материала по твердости нецелесообразно вследствие возможного разброса ее значений по длине детали из-за каких-либо нарушений в ходе технологического цикла;- рассмотренные хрупкие материалы с относительным удлинением 5 от 3 до 10% имеют величину энергоемкости от 15 до 54 МДж/м3 при значениях твердости от 1000 до 3700 МПа. Более пластичные материалы с относительным удлинением 5 от 10-12% до 30-40% имеют величину энергоемкости от 537 до 1740 МДж/м3;- критерии зарождения трещин для ковкого чугуна варьируются от 0,04 до 0,15, высокопрочного чугуна от 0,04 до 0,22, графитизированной стали от 0,09 до 0,23, стали Гадфильда от 0,32 до 0,77, для штамповой стали от 0,34 до 1,76;- критерии распространения трещин для ковкого чугуна варьируются от 1934 до 6659 (МДж/м), высокопрочного чугуна от 2511,5 до 28433 (МДж/м ) , графитизированной стали от 2025 до 34408 (МДж/мJ), стали Гадфильда от 59580 до 223000 (МДж/м3)2, для штамповой стали от 564346 до 2012663 (МДж/м3)2.
Для оценки значимости внутренних и внешних факторов проведено три статистические обработки с помощью программы Excell 2004.1) Коэффициент сложности формы протяжки по соотношению площадей поверхности Кпт (фактор А) и коэффициент, отражающий перепад между максимальным и минимальным сечением в опасном месте протяжки (напервом зубе) KF (фактор В), входящие в величину е . Составим матрицу результатов (таблица 4.8) для двух факторного дисперсионного анализа, где в
