Влияние структурного состояния на кинетику локализованного усталостного разрушения конструкционных сталей

Размещено на http://www.allbest.ru/

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРНОГО СОСТОЯНИЯ НА КИНЕТИКУ ЛОКАЛИЗОВАННОГО УСТАЛОСТНОГО РАЗРУШЕНИЯ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ

Дронов Виктор Степанович

Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов

Тула 2008

Работа выполнена на кафедре «Физика металлов и материаловедение»

Тульского государственного университета

Научный консультант: доктор технических наук,

профессор

Головин Станислав Алексеевич

Официальные оппоненты: доктор технических наук, профессор,

Филиппов Георгий Анатольевич

доктор технических наук,

профессор

Гуляев Александр Александрович

доктор технических наук, профессор

Клевцов Геннадий Всеволодович

Ведущая организация: ГУП Конструкторское бюро приборостроения,

г. Тула

Защита диссертации состоится 10 ноября 2008 г. в 14.00 часов на

заседании диссертационного совета Д 212.271.03 при ГОУ ВПО «Тульский государственный университет» по адресу: 300600, Тула, пр. Ленина, 92, ТулГУ, 9 учебный корпус, ауд. 101.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ТулГУ.

Автореферат разослан «_____» ________2008

Ученый секретарь диссертационного совета Тихонова И.В.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. В настоящее время к используемым и вновь создаваемым сталям предъявляются эксплуатационные требования, среди которых выделяется сопротивление усталости в большом диапазоне нагружений, в том числе при высоких амплитудах напряжений и заданной ограниченной долговечности, а также при напряжениях близких к пределу выносливости сталей со сверхвысокой долговечностью. Обеспечение ресурса по этим показателям является актуальной задачей прикладного материаловедения.

Усталостное разрушение обусловлено процессами развития и накопления циклической пластической деформации, масштабы которой зависят от состава, структурного состояния, степени гетерогенности материала и его запаса пластичности. Проявление циклической пластической деформации можно характеризовать тремя частично перекрывающимися процессами, отличающимися типом и локальностью развития. Это упрочнение и разупрочнение, определяемые структурным состоянием всего объекта; зарождение трещин в локальной области, контролируемые характером структурного строения в микрообъемах; продвижение трещин, в среде с измененными свойствами, отличными от исходных.

Интенсивность данных процессов определяется параметрами циклического нагружения: амплитудой и асимметрией цикла, видом напряженного состояния, градиентом напряжений и др. При этом влияние пластической деформации неоднозначно - она источник накопления поврежденности и роста трещин, с одной стороны, и зона релаксации напряжений, с другой стороны. Несомненным является влияние состава, структурного состояния и степени гетерогенности на развитие циклической макро- и микропластической деформации, а так же на развитие трещин соизмеримых с размерами структурных элементов.

К настоящему времени экспериментально установлено проявление нестабильности процессов усталости, связанных с развитием циклической пластической деформации. Нестабильность формально выражается в форме нарушения монотонности кривой усталости разного рода разрывами и перегибами при испытаниях, как гладких образцов, так и образцов с концентраторами напряжений. В этом случае кривая усталости представляется разделенной на участки разной долговечности до разрушения. По физической сути такая нестабильность связана с изменением механизмов зарождения и распространения усталостных трещин и условий, влияющих на эти процессы. Значительный вклад в исследования стадийности усталостных процессов и влияния циклической пластической деформации на развитие разрушения внесли такие ученые, как В.С. Иванова, В.Т. Трощенко, В.И. Шабалин, Л.Р. Ботвина, Н.А. Махутов, В.Ф. Терентьев, В.В. Панасюк, А. Puљkбr, С.А. Головин, А.В. Гурьев, T. Yokobori, М. Klesnil, P. Lukбљ, K.J. Miller, Y. Murakami и другие. О значительном интересе к отмеченной проблеме свидетельствуют регулярные международные конференции по вопросам сверхвысокой долговечности и разрушению.

В промышленности используется широкий спектр сплавов с различной гетерогенностью структурного состояния. В последнее десятилетие значительный интерес проявляется к разработке высокопрочных азотосодержащих сталей аустенитного и аустенитно-мартенситного классов, в которых частичная замена легирующих элементов, а также микролегирование ниобием позволяет сократить расход легирующих материалов и нормировать их структурное состояние и, следовательно, усталостные характеристики. Стали в состоянии среднего отпуска после закалки отличаются хорошим сочетанием прочности, пластичности и вязкости, коррозионной стойкости и хорошей обрабатываемостью. Однако сведения о механизмах сопротивления механической усталости таких сталей весьма ограничены. Учитывая, что фиксирование карбонитридных дисперсных включений в твердом растворе осуществляется посредством термической обработки, необходимы исследования влияния структурного состояния при зарождении и развитии усталостных трещин.

Находят также широкое применение высокопрочные, умереннолегированные качественные стали мартенситного класса. Это стали со средним содержанием углерода и легированные хромом, никелем, молибденом и в небольших количествах, ванадием и др. В нормализованном состоянии основным упрочняющим фактором умереннолегированных сталей является углерод. Роль легирования в упрочнении значительно проявляется при фазовых перестройках в процессах закалки и отпуска. Повышение прочностных свойств достигается за счет измельчения зерна и увеличения дисперсности, изменению гетерогенности структуры и приводит к различным механизмам микро- и макроразрушения. Использование таких сталей для высоконагруженных изделий требует информации о длительности периода до зарождения и продолжительности распространения усталостных трещин.

Целью настоящей работы является установление влияния структуры конструкционных сталей на масштаб локальной циклической деформации, приводящей к зарождению и развитию усталостных трещин, и путей повышения перегрузочной способности конструкций в условиях ограниченной и сверхвысокой долговечности.

В работе использованы комплексные исследования механических свойств сталей при статических и циклических нагружениях, оптический, фрактографический и магнитный методы анализа структурной поврежденности, критерии предельных состояний механики разрушения. На этой базе рассмотрены прикладные вопросы прогнозирования локализованной усталостной поврежденности и ресурса работы стальных конструкций грузоподъемных машин.

Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:

1. Выявление общих закономерностей влияние состава и структурного состояния сталей феррито-перлитного, аустенито-мартенситного и мартенситного классов на форму и параметры кривых усталости в широких диапазонах нагружения и долговечности.

2. Построение кинетических зависимостей размера пластической зоны и роста усталостных трещин в феррито-перлитных и аустенито-мартенситных сталях с использованием различных методов их идентификации.

3. Определение механизмов формирования подповерхностного зарождения разрушения на включениях при напряжениях ниже нормированного предела усталости при сверхвысоком числе циклов.

4. Построение регрессионных зависимостей роста скорости роста трещин от значений коэффициентов интенсивности напряжений для высокопрочных сталей и определение показателей их трещиностойкости.

5. Установление влияния режимов термической обработки на параметры усталостного разрушения и разработка рекомендаций, удовлетворяющих эксплуатационным свойствам долговечности до зарождения трещин и живучести с трещиной высокопрочных сталей.

6. Разработка и обоснование основных положений диагностики интенсивно нагруженных стальных конструкций грузоподъемных кранов на базе анализа структурного состояния и критериев механики разрушения.

Научная новизна полученных результатов состоит в следующем:

1. Для сталей с различной структурной неоднородностью, включающих феррито-перлитные с мягкой матрицей и твердыми составляющими, аустенито-мартенситные с твердой матрицей и пластичными прослойками, а также мартенситные с жесткими структурами, получены регрессионные кривые усталости в широком диапазоне амплитуд напряжений устанавливающие зависимости числа циклов до образования трещин и до разрушения от масштабов циклических пластических деформаций и степени гетерогенности структур.

2. Установлены: монотонный характер роста пластической слабодеформированной макрозоны в феррито-перлитных малоуглеродистых сталях в условиях асимметричных циклов и плосконапряженного состояния, сопровождающийся утяжкой поперечного сечения, и негомогенный характер упрочнения сильнодеформированной микрозоны у вершины продвигающейся трещины.

3. Механизмом формирования пластической микрозоны в аустенито-мартенситных сталях является образование ориентированного мартенсита деформации перед вершиной растущей трещины в условиях плоскодеформированного состояния.

4. Механизмы зарождения и развития трещин в стали аустенито-мартенситного класса на сверхвысокой базе (>·10 8 циклов) проявляются в двух формах: посредством развития микропластических деформаций на включениях и слиянием пор на мартенситных субграницах.

5. Получены кинетические зависимости скорости роста трещин в областях 5·10-10…10-8 м/цикл. в аустенито-мартенситных и 10-8…10-4 м/цикл. в мартенситных высокопрочных сталях от амплитуд коэффициента интенсивности напряжений для нагружений. Определены показатели живучести высокопрочных сталей с трещиной в зоне многоцикловой усталости. Оба диапазона изменения скорости роста трещин описываются зависимостями одного типа и соответствуют стабильному участку кинетической диаграммы усталостного разрушения.

6. Предложена обобщенная кривая усталости, на которой выделены критические напряжения, отвечающие сменам механизмов зарождения и развития трещин, определяемым в зависимости от масштаба циклической пластической деформации, структурного и напряженного состояний сталей (феррито-перлитных, мартенситных и аустенито-мартенситных).

7. Установлено, что при средних перегрузках наибольшей долговечностью обладают азотосодержащие аустенито-мартенситные стали (для стали 08Х14АН4МДБ закалка от 1050 °С с отпуском при 400 °С). Для промышленных изделий, требующих высокую перегрузочную способность, рекомендуется сталь 30ХН2МФА изотермической закалки от 860 С с отпуском при 300 °С, удовлетворяющая показателям ограниченной долговечности и трещиностойкости.

8. Разработаны и апробированы методики технического диагностирования интенсивно нагруженных металлоконструкций и расчетные оценки остаточного ресурса конструкций, выполненных из малоуглеродистых и низколегированных сталей, основными предельными состояниями которых являются накопленная усталостная поврежденность и развитие усталостных трещин критической величины.

Основные положения, выносимые на защиту:

- регрессионные зависимости долговечности сталей основных структурных классов от уровня приложенных амплитуд номинальных напряжений, с учетом влияния масштабов развития циклических пластических деформаций и их влияние на условия зарождения и роста трещин;

- закономерности развития структурной поврежденности в пластических зонах у надрезов и перед фронтом развивающейся трещины для сталей феррито-перлитных и аустенито-мартенситных структур;

- механизмы зарождения разрушения в аустенито-мартенситной стали с упрочнением дисперсными карбонитридными включениями на сверхвысокой базе испытаний;

- кинетические зависимости роста усталостных трещин в высокопрочных сталях мартенситного и аустенито-мартенситного классов и показатели долговечности до зарождения трещин и живучести с трещиной высокопрочных сталей;

- выбор составов и режимов термической обработки высокопрочных сталей по показателям долговечности до разрушения, трещиностойкости и перегрузочной способности;

- разработанную методологию оценки предельного состояния и остаточного ресурса интенсивно нагруженных металлоконструкций, выполненных из малоуглеродистых и низколегированных сталей.

Достоверность полученных результатов и выводов диссертационной работы обеспечивается комплексным использованием современных методов исследований и оборудования, стандартных и оригинальных методик, согласованностью результатов лабораторных и эксплуатационных испытаний с учетом статистических и компьютерных методов обработки данных, а также согласованность результатов с работами и выводами отечественных и зарубежных авторов.

Практическая значимость работы

Проведенные исследования нашли практическое использование:

- для выбора составов и термической обработки высокопрочных сталей по показателям ограниченной долговечности и трещиностойкости при высоких уровнях перегрузки (ГУП КБ приборостроения, г. Тула, заключение об использовании от 22.01.2004);

- для выбора режима отпуска закаленной аустенито-мартенситной стали 08Х14АН4МДБ, отвечающего требуемому сопротивлению усталости (ИМЕТ РАН, г. Москва);

- при разработке способа диагностики стальных конструкций по накопленной макропластической деформации локальных участков поверхности (патент РФ №2170923, G01N21/88, G01B11/30);

- при выполнении экспертных работ и технического диагностирования металлоконструкций грузоподъемных кранов по показателям живучести (НИИ промышленной и экологической безопасности ЮРГТУ, г. Новочеркасск, заключение об использовании от 16.05.2008).

- в учебном процессе для студентов подготовки бакалавров, специалистов, магистров и аспирантов по курсам дисциплин «Физика прочности и пластичности» «Проблемы качества и материаловедение, экспертиза и причины отказов» (спец. 150702), «Конструкционная прочность» (спец. 190100), для которых подготовлено и издано учебное пособие («Механика разрушения», Тула, ТулГУ, 1999. - 273 с.)

Апробация работы

Основные результаты работы были доложены и обсуждены на следующих научных конференциях, совещаниях и семинарах: Х-я международная конференция “Взаимодействие дефектов и неупругие явления в твердых телах (Тула - 2001); международная научно-техническая конференция “ИНТЕРСТРОЙМЕХ-2001” (Санкт-Петербург - 2001); II Всероссийская конференция Разрушение и мониторинг свойств материалов” (Екатеринбург - 2003); 4-я международная конференция “Прочность и разрушение материалов и конструкций” (Оренбург - 2005); XVI Петербургские чтения по проблемам прочности (Санкт-Петербург - 2006); III-я евразийская научно-практическая конференция “Прочность неоднородных структур” (Москва - 2006); I-я международная конференция “Деформация и разрушение материалов” DFM2006 (Москва - 2006); научно-практический семинар “Техническое регулирование в обеспечении безопасности опасных производств, использующих подъемные сооружения” (Новочеркасск - 2006); IV-я евразийская научно-практическая конференция “Прочность неоднородных структур” (Москва - 2008).

Результаты работы экспонировались на выставках: Специализированная выставка “Подъемно-транспортная техника и технологии” (Москва - 2003, медаль оргкомитета); VII международный салон промышленной собственности “АРХИМЕД-2004”(Москва - 2004, диплом оргкомитета); специализированная выставка “Подъемно-транспортная техника и технологии” (Москва - 2006).

Публикации. Основные научные результаты диссертации опубликованы в 34 печатных работах, включая монографию, патент РФ, 28 статьи в рецензируемых научных журналах и трудах международных конференций и 4 в сборниках трудов и материалов различных конференций. Список основных публикаций приведен в конце автореферата.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения и общих выводов, приложения и списка цитируемой литературы из 246 наименований. Работа изложена на 250 страницах машинописного текста, содержит 100 рисунков и 18 таблиц.

Работа выполнена в Тульском государственном университете в соответствии с тематическим планом НИР, координируемым Министерством общего и профессионального образования РФ (темы № 57-91 и 35-01) , а также в рамках Договора о содружестве с ИМЕТ РАН им. А.А. Байкова при финансовой поддержке РФФИ (проекты № 03-01-00653-а, № 06-01-00753-а)

Автор благодарит сотрудников кафедр ФММ и ПТМиО ТулГУ за товарищескую поддержку, коллектив лаборатории конструкционных сталей и сплавов ИМЕТ РАН им. А.А. Байкова за внимание к работе и дискуссии.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

разрушение конструкционный сталь деформация

Во введении обоснована актуальность проблемы, сформулирована цель исследования, показана его научная и практическая значимость, перечислены основные результаты, составляющие новизну работы, и положения, выносимые на защиту.

Состояние вопроса влияния структурного фактора на кинетику усталостного разрушения

Современная концепция усталостного разрушения рассматривает процесс усталости как кинетический и стадийный, имеющий развитие во времени посредством развития нелокализованной и локализованной поврежденности. Стадии, контролируемые различными механизмами, могут частично накладываться или не проявляться, что определяется структурным состоянием сплава и влиянием внешних факторов.

В работе проанализированы особенности усталостной поврежденности в конструкционных сталях различных структурных состояний и классов прочности, отличающихся различной термодинамической устойчивостью и способностью к упрочнению: стабильные структуры (отжиг, нормализация), закалочные структуры (закалка без отпуска, отпуск при 100 и 200°С), промежуточные структуры (отпуск после закалки при 400, 500, 600 и 700°С). Развитие усталостной нелокализованной поврежденности обусловлено циклической пластической деформацией, вызывающей упрочнение или разупрочнение на определенной стадии циклического нагружения. В зависимости от структурного состояния сталей эти процессы могут иметь дислокационную, диффузионную, вакансионную природу и другие. В результате переменное механическое нагружение вызывает изменение субструктуры и микроструктуры металлов, что отмечено изменением физических и механических свойств от числа циклов, и подготовку локального разрушения.

В соответствии с развитыми в настоящее время подходами развитие разрушения контролируется размером пластической зоны и силовыми или деформационными параметрами механики разрушения в среде с осредненными свойствами. Влияние структурного состояния на скорость роста трещины осуществляется через пластическую зону и процессы циклического деформационного упрочнения или разупрочнения в ней. По приведенным литературным данным пластическая зона может включать несколько зон: отличающихся механическим состоянием. Ключевыми являются вопросы последовательности образования зон и их физико-механические свойства, связь с параметрами циклического нагружения, размерами структурных элементов и влияние каждой из них на кинетику процесса разрушения. Данные вопросы на сегодняшний день остаются открытыми.

Представляется перспективным использовать параметр размера зон пластичности для установления зависимостей живучести от амплитуд нагружения в различных областях кривой усталости, разделенных разрывами и переломами. А различие в пределах каждой области рассматривать как процессы управляемые разными механизмами развития повреждаемости внутри зон. Особый интерес представляет вопрос влияния структурного состояния высокопрочных сталей на разрыв долговечности в области предела усталости, связанный с разрушениями в гигацикловом диапазоне долговечности и теми механизмами какими это разрушение осуществляется. Эти направления являются недостаточно изученными и перспективными для научных исследований.

В соответствии с целью исследования и анализом опубликованных в печати работ определялись задачи работы и методы их решения.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

Материалы и их структурные состояния

Для реализации поставленной цели исследования руководствовались следующими принципами выбора материалов и их структурных состояний: во-первых, это стали имеющие область промышленного или перспективного использования; во-вторых, это стали с контрастными структурными состояниями, принадлежащими к различным структурным классам, в пределах каждого из которых можно изменять степень гетерогенности и фазовый состав сталей с созданием принципиально различных структур. В этом случае, при испытаниях возможно получить различные масштабы циклической пластической деформации, различные процессы структурной поврежденности в пластических зонах и изменение их физико-механических свойств, находящее отражение в механизмах разрушения. В качестве объектов исследований выбраны три типа структурных состояний сталей: феррито-перлитные, мартенситные и аустенито-мартенситные. Режимы термообработки и характеристики механических свойств сталей представлены в таблицах 1-3.

Стали марок 30ХН2МФА и 35ХН2МФА-ш и 50А с производственными режимами термообработки предоставлены ГУП КБ приборостроения и АК “Тульский оружейный завод”. Экспериментальная сталь 08Х14АН4МДБ предоставлена лабораторией конструкционных сталей и сплавов им. академика Н.Т. Гудцова ИМЕТ им. А.А. Байкова РАН.

Таблица 1

Марки сталей	Термообработка	Механические свойства
		, МПа	, МПа	5, %	, %	Твердость, HV
Феррито-перлитные стали
50А	Норм. от 850 С.	746		22	49	218
40ХН*	Норм. от 870 С.	763	413	25	59	230
20ХН*	Норм. от 880 С.	540	332	34	72	170
Ст3 пс5	Норм. от 900 С.	410	265	35	67	150

* по данным [1]

Таблица 2

Марки сталей	Термообработка	Механические свойства
		, МПа	, МПа	5, %	, %	Твердость, HV
Мартенситные стали
35ХН2МФА-ш	Зак. от 860 С в масле, отп. 200 С в селитре 2 ч; охл. - вода	1843	1556	7,5	57	560
30ХН2МФА	Зак. от 860 С в селитре, отп. 300 С в селитре 2 ч; охл. - вода, воздух	1674	1380	7,7	57,5	500

Таблица 3

Марки сталей	Термообработка	Механические свойства
		, МПа	, МПа	5, %	, %	Твердость, HV
Аустенито-мартенситные стали
08Х14АН4МДБ	Зак. от 1050С в воде	1300	1045	20	64	497
08Х14АН4МДБ	Зак. от 1050С в воде, отп. при 400С 2 ч	1473	1234	20	61	472
08Х14АН4МДБ	Зак. от 1050С в воде, отп. при 500С 2 ч	1585	1290	21	64	500
08Х14АН4МДБ	Зак. от 1050С в воде, отп. при 600С 2 ч	1254	995	11	40	386

В принятых к исследованию сталях с феррито-перлитной структурой пластичную матрицу составляют ферритные зерна от 76% (сталь Ст3) до 38 % (сталь 50А) с 265 МПа. В качестве основной упрочняющей фазы является Fe3C, входящий в состав перлита в виде твердых и хрупких пластинок.

Высокопрочные стали 30ХН2МФА и 35ХН2МФА-ш с карбидообразующими элементами хромом, молибденом и ванадием при закалке образуют мелкодисперсные структуры с высоким уровнем микронапряжений. При последующем отпуске от 200 и 300 С мартенсит закалки переходит в мартенсит отпуска с меньшей степенью тетрагональности. Структуры этих сталей жесткие с малым запасом пластичности.

Высокопрочная азотосодержащая аустенито-мартенситная сталь 08ХН14АН4МДБ в отличии от малоуглеродистых стаей структур Ф+П в основе своей имеет твердую матрицу - мартенсит (79…82%). Пластичные области из аустенита составляют от 21% до 16%, причем -фаза имеет прочностные характеристики в 2…2,5 раза превышающие свойства феррита.

При отпуске 400С в течение 2 ч в матрице не обнаруживается дисперсных выделений, что свидетельствует о стабильности структуры материала. Отпуск стали при 500 С приводит к заметному изменению фазового состава из-за частичного распада пересыщенного азотом аустенита с образованием дисперсных выделений карбонитридных частиц. При отпуске 600 С происходит коагуляция карбонитридов, распад пересыщенного раствора мартенсита и аустенита и образование феррита.

Методики исследования. Усталостные испытания проводили на машине УКИ - 10М по схеме консольного изгиба с частотой нагружения 12,5 - 100 Гц. Отдельные виды испытаний выполняли на испытательных машинах статического и циклического действия ZDM-5, ГРМ-1, УМЭ-10TM и НУ. Для испытаний использовали цилиндрические гладкие образцы диаметрами 8 и 10, а также 14,5 мм корсетные и с одним или пятью V-образными надрезами (табл. 4). Часть испытаний выполнена на плоских образцах в условиях асимметричного нагружения.

Таблица 4

Теоретический коэффициент концентрации напряжений	Радиус в вершине надреза, мм
	0,09	0,15	0,34	0,86
	5,82	4,51	3,11	2,13

О развитии нелокализованной поврежденности судили по данным регистрации прогиба, температуры разогрева металла образцов, изменения амплитудонезависимого внутреннего трения в килогерцовом диапазоне, а также по изменению вида диаграммы растяжения и механических свойств в зависимости от числа циклов и амплитуды нагружения гладких цилиндрических образцов, сопоставляя характер и числовые значения этих данных.

Кинетику усталостных трещин исследовали на цилиндрических образцах с надрезами, для которых рекомендовано вычисление коэффициентов интенсивности и поправочной функции по методике [1].

Исследования скорости роста длинных магистральных трещин проводили в диапазоне второго и третьего участков кинетической диаграммы усталостного разрушения с использованием цилиндрических образцов с одним глубоким надрезом. Прирост трещины определяли по изменению податливости образца с калибровкой зависимости прогиб - число циклов методом структурного окрашивания положения фронта трещины со сменой режима нагружения.

Исследования скорости роста малых магистральных трещин размера от 3 до ~40 размеров зерна выполняли непосредственным замером с помощью оптического микроскопа МБС-10 на образцах с пятью надрезами. Одновременно проводили макро- и микрофрактографию рельефа поверхности излома и исследования трансформации структуры в локальной области вершины надреза и трещины на стадиях ее развития на оптическом микроскопе Neophot-30 и оптическом и электронном растровом микроскопе ?Leo?. Для выполнения этих наблюдений образец разрушенный по первому надрезу разрезали электроискровым методом по осевой линии, выполняли шлиф и исследовали остальные области надрезов с уменьшающимися значениями амплитудных приложенных напряжений.

Для исследования поврежденности структур пластических зон использовали комплексный метод, включающий измерения шероховатости внешней поверхности, микротвердости, коэрцитивной силы, микроскопии структур и фрактографии.

ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКАЯ ЧАСТЬ

Влияние структуры на поврежденность и усталостное разрушение сталей на ферритной основе

В углеродистых и низколегированных сталях на ферритной основе доля перлита является сдерживающим фактором совместных пластических деформаций ансамбля ферритных зерен. С увеличением количества перлита возрастает локальность и степень неоднородности пластических деформаций, которые получают более интенсивное развитие при циклических нагружениях, чем при статических. В результате, в сталях со средним содержанием углерода по сравнению с малоуглеродистыми сталями прирост предела текучести больше, чем предела выносливости, что расширяет область номинально упругого циклического нагружения среднеуглеродистых сталей.

Кривая усталости стали 50А (рис. 1, а, кривая 1) по данным испытаний и результатов статистической обработки результатов представлена в форме трех участков, разделенных на область низких упругих амплитуд напряжений от предела усталости до нижнего перелома кривой , область средних упругих амплитуд между нижним и верхним переломами - и область высоких амплитуд > .

Аналитические зависимости для каждого участка кривых (рис. 1, а) представляли в виде , где j - номер участка кривой усталости; m и С - константы материала и внешних условий испытания, вычисляемые через параметры линии регрессии в логарифмических координатах.

Различие кривых усталости 1 и 2 (рис. 1, а) обнаруживается при амплитудах напряжений выше , когда проявляется влияние температуры разогрева металла цилиндрических образцов (кривая 2) по сравнению с условиями теплоотвода в испытаниях корсетных образцов (кривая 1). Наибольший эффект этого влияния выявлен на уровне амплитуд напряжений равных пределу текучести стали при растяжении в виде разрыва кривой усталости со смещением высокоамплитудной области в сторону снижения долговечности. Отражением этого эффекта являются особенности развития циклической микропластической деформации (рис. 2).

Рис. 2. Изменение протяженности площадки текучести при растяжении (а) и внутреннего трения (б) от числа циклов; сталь 50, чистый изгиб, D = 8 мм

На начальной стадии циклического нагружения наблюдаются процессы разупрочнения в феррите в виде циклической текучести, сопровождающиеся снижением предела текучести, и модуля упругости, уменьшением протяженности площадки текучести, нелокализованной циклической деформации и возрастанием декремента колебаний. С развитием циклической текучести увеличивается роль локальных процессов деформационного упрочнения и динамического деформационного старения, интенсивность этих процессов зависит от температурного фактора при испытании с разной частотой нагружения (рис. 2). В условиях изотермического нагружения при 20 С циклическое разупрочнение монотонно сменяется упрочнением. В условиях термоактивируемой деформации процессы циклической текучести и упрочения получают наибольшее развитие, что отмечается характером изменения внутреннего трения. Максимуму декремента отвечает преобладание процессов упрочения (рис.2, б), а минимуму - окончание этой стадии (прирост твердости HV 18%). Появление второго меньшего по величине максимума отвечает зарождению локальных повреждений в виде макротрещин и последующее снижение максимума частичному их объединению в магистральную.

На кривой усталости надрезанных образцов (рис. 1, кривая 3) выделяются три области амплитуд, разделенные переломами при напряжениях = 170 МПа и = 360 МПа, При номинальном напряжении максимальное значение напряжения в вершине надреза достигает предела текучести , что означает образование локальной пластической зоны в начале испытания. Возрастания амплитуд напряжений сопровождается расширением пластической зоны у надреза вплоть до реализации условий малоциклового разрушения отмеченной тенденцией к увеличению долговечности при > .

По результатам усталостных испытаний [1] сталей Ст3 и 20ХН выявлены: области нестабильности на кривых усталости гладких образцов при амплитудах напряжений в области текучести этих сталей; и отсутствие нижнего перелома в образцах с надрезами. Данные испытаний гладких образцов стали Ст3 нами обработаны по двум областям амплитуд выше и ниже предела текучести, в результате раздельной обработки данных обнаружили разрыв кривой примерно на уровне предела текучести (рис. 1, б), который не явно выражен аппроксимацией единой зависимостью.

На кривой усталости надрезанных образцов стали Ст3 амплитуда номинального напряжения, при котором максимальное значение напряжения в вершине надреза достигает предела текучести , составляет 141 МПа практически совпадает с пределом усталости 138 МПа, т.е. напряжение нижнего перелома кривой совпадает с пределом усталости, исключая, таким образом, номинально упругую область усталости.

В стали 20ХН “мнимое” напряжение нижнего перелома при той же геометрии надреза составляет 185 МПа и находится на 10% ниже предела усталости, т.е. для стали 20ХН с повышенными характеристиками прочностных свойств по сравнению со сталью Ст3, значение , отвечающее границе упругой области при 206 МПа, выше.

Влияние структуры на поврежденность и усталостное разрушение высокопрочных сталей

Кривые усталости корсетных образцов сталей 30ХН2МФА и 35ХН2МФА-ш жестких структур мартенсит отпуска являются монотонными кривыми во всем диапазоне амплитуд напряжений многоцикловой усталости и описываются одной регрессионной зависимостью. На рис. 1, в, кривая 1 такая кривая усталости приведена для стали 30ХН2МФА. Кривая усталости надрезанных образцов (рис. 1, в, кривая 2) представлена двумя участками с нижним переломом кривой соответствующий условию достижения максимальными напряжениями в надрезе величины условного предела текучести. Верхний перелом кривых для данного структурного состояния стали 30ХН2МФА не обнаружен. Кривая образования трещин размером 0,1 мм (рис. 1, в, кривая 3) - характеризует малую долговечность стали на стадии зарождения.

Ограниченная долговечность стали 35ХН2МФА-ш по сравнению со сталью 30ХН2МФА, не смотря на увеличение количество упрочняющей фазы и увеличения чистоты по примесям, остается в основном такой же долговечности при перегрузках. Отмечается прирост предела усталости на базе испытания 2•10 6 циклов для гладких образцов на 12,3% - с надрезом на 10,6%.

Высокопрочные азотосодержащие аустенито-мартенситные стали в зависимости от состава, технологии производства и режимов термической обработки могут существенно изменять фазовый состав, структуру и механические свойства. В условиях действия циклических нагрузок определяющим долговечность до зарождения и распространения трещин является структурное состояние стали и косвенное ее отражение как сочетание характеристик прочности и пластичности.

На образцах стали 08Х14АН4МДБ после закалки от 1050 °С и отпуска 500 °С с пятью острыми надрезами радиусом в вершине = 0,09 мм, =5,82 были проведены испытания в широких диапазонах напряжений и долговечности (рис. 1, г, кривая 1). Для образцов с надрезами радиусами - 0,153; 0,344; 0,861 выполнены расчеты пределов усталости и проведены оценочные испытания (кривые 2, 3, 4).

Кривая усталости образцов с надрезами 1 имеет три области амплитуд, разделенные нижним и верхним переломами кривой, и аналогично феррито-перлитной стали 50А (рис. 1, а) включает номинально упругую, переходную и малоцикловую области. Отличительными особенностями стали 08Х14АН4МДБ являются увеличение ограниченной долговечности во всем диапазоне напряжений и изменение наклона кривой малоцикловой области в сторону снижения числа циклов до разрушения, которое обусловлено иными механизмами развития повреждений.

Зависимости пределов выносливости от остроты надреза в его вершине позволили установить, что с уменьшением теоретического коэффициента концентрации напряжений предел выносливости материала повышается в согласии со степенной зависимостью

, (1)

где А коэффициент, р - показатель, зависящий от градиента напряжений и чувствительности материала к надрезу.

Изучено влияние температур отпуска при 400, 500 и 600 °С на ограниченную долговечность стали 08Х14АН4МДБ для среднеамлитудной области кривой усталости. Наибольшая долговечность (N = 1,37·106 циклов) соответствует температуре отпуска 400 оС, несколько ниже долговечность закаленной стали без отпуска (N = 1,14·106 циклов). Эти значения в два и более раз превышают долговечность стали после закалки и отпуска при 500 оС. Однако повышение температуры отпуска до 600 оС снижало долговечность в 2,4 раза, составляющую в данном случае N = 2,4·105 циклов.

Изменения характеристик сопротивления усталости и статической прочности сопоставляли в зависимости от режимов отпуска и структур стали при этих режимах. В качестве характеристик циклической прочности использовали два параметра - долговечность до разрушения нормированную на число циклов до разрушения при температуре отпуска 400 оС, принятую за 100% и оценка трещиностойкости по площади зоны развития трещины до критического размера в изломе (рис. 3).

Условию сопротивления статическим нагрузкам, с достижением высоких уровней напряжений, отвечает структура с дисперсными выделениями карбонитридов, полученная в результате отпуска при температуре 500 С. Наибольшая долговечность, наблюдаемая при температуре отпуска 400 °С, соответствует оптимальной субструктуре стали, а именно, имеющую высокую плотность дислокаций, стабилизированную сегрегациями атомов азота и углерода.

Рис. 3. Зависимости механических свойств стали 08Х14АН4МДБ от температуры отпуска: 1 - предел прочности; 2 - предел текучести; 3 - твердость; 4 - относительное удлинение; 5 - относительное сужение; 6 - площадь зоны усталостной трещины в изломе; 7 - относительная долговечность образцов с надрезом

Оценка корреляционной связи параметров выносливости сталей и их структурного состояния

Установленную корреляционную зависимость пределов выносливости от теоретических коэффициентов концентрации напряжений для стали 08Х14АН4МДБ проверяли на сталях различных структурных состояний (табл. 5). Значения коэффициента А с точностью до 1% совпадают с пределами выносливости гладких образцов. Показатель степени р может отражать влияние нескольких факторов, таких как состав и структурное состояние стали, размеры образца и градиент напряжений в вершине надреза.

Таблица 5

Значения коэффициента А и показателя р в уравнении

Марка стали	Результаты аппроксимаций
	А	р	R
Ст3	207,76	0,7588	0,9974
20ХН	311,81	0,7350	0,9994
40ХН	353,38	0,8618	0,9982
08Х14АН4МДБ	505,50	0,6002	0,9979

Для выявления чувствительности сталей разных составов и структурных состояний к на уровне пределов выносливости строили зависимости эффективных коэффициентов концентрации напряжений Ку от нормированных на протяженность надреза относительных градиентов напряжений в вершине надреза (рис. 4).

Рис. 4. Зависимости эффективных коэффициентов концентрации напряжений от значений нормированных относительных градиентов для сталей: O - Ст3; ^ - 20ХН; ¦ - 40ХН; ? - 08Х14АН4МДБ; Ў - 30ХН2МФА; ¦ - 35ХН2МФА-ш

На рис.4 выделяются три группы кривых для сталей с различной жесткостью структур. Для низкопрочных сталей Ст3 и 20ХН феррито-перлитной структуры с показателями пластичности д5 = 35% и 34% соответственно (кривая 1), выше располагаются данные для сталей средней прочности феррито-перлитной структуры 40ХН и высокопрочной аустенито-мартенситной стали 08Х14АН4МДБ с показателями пластичности д5 = 25% и 21% (кривая 2). Высокопрочные стали со структурами низкоотпущенного мартенсита 30ХН2МФА и 35ХН2МФА-Ш малой пластичности д5 < 8% примерно соответствуют кривой 3. Результаты статистической обработки данных, представленных аппроксимированы зависимостью вида

(2)

Таблица 6

Значения коэффициентов А, В и показателя степени с в формуле(2)

№№ кривой	Результаты аппроксимаций
	А	В	с	R
1	0,6420	2,0802	0,4390	0,9987
2	0,8240	2,5864	0,5744	0,9874

При выборе материалов для изделий работающих в зоне ограниченной долговечности информативной для сравнения могут являться зависимости изменения эффективных коэффициентов и чувствительности к концентрации напряжений в функции числа циклов до разрушения. В основе построения такой зависимости должно быть соотношение ограниченных пределов выносливости при равных значениях долговечности

, (3)

где выражения для ограниченных пределов выносливости следуют из степенной формы уравнений кривых усталости гладких образцов и с надрезами.

Выражения для эффективных коэффициентов, а также для коэффициентов чувствительности к концентрации напряжений обобщены для всех участков кривых усталости, имеющих переломы кривых, в виде

(4)

где и - напряжения нижней границы участка кривых усталости гладкого и надрезанного образцов соответственно, нормированные на предел выносливости гладкого образца; и - относительные долговечности гладкого и надрезанного образцов, нормированные на число циклов, соответствующие перелому кривых на пределах выносливости; коэффициент живучести надрезанного образца вычисляется по формуле , где m и - показатели степени участков кривых усталости гладких образцов и с надрезом; и - нижняя и верхняя границы участков.

Для всех испытанных сталей общей закономерностью (рис. 5) является рост чувствительности к концентрации напряжений с увеличением числа циклов до разрушения, т.е. со снижением уровня приложенного амплитудного напряжения от максимальных значений до нормированного предела выносливости.



Рис. 5. Зависимости коэффициентов чувствительности к концентрации напряжений для ограниченных пределов выносливости от числа циклов до разрушения сталей: 1 - 30ХН2МФА; 2- 50А; 3 - 40ХН; 4 - Ст3; 5 - 08Х14АН4МДБ

Самые высокие значения коэффициента чувствительности имеют стали структуры мартенсит отпуска и феррито-перлитные стали с высоким содержанием пластинчатого перлита, для которых во всем диапазоне нагружения и числа циклов до разрушения сохраняется высокая чувствительность к концентрации напряжений. Наименьшей чувствительностью обладают стали аустенито-мартенситных структур.

Живучесть высокопрочных сталей при циклических нагружениях

Для оценки кинетических параметров разрушения и сравнения по этим данным способности сталей сопротивляться распространению трещин выполнили построение кинетических диаграмм разрушения и их анализ.

Развитие трещин в высокопрочных сталях 30ХН2МФА и 35ХН2МФА-Ш мартенситной структуры в период живучести наблюдали во время усталостных испытаний методом регистрации податливости. Исключая точки, лежащие на “хвостах“, из общей диаграммы производили обработку среднего участка КДУР по стандартной методике (рис. 6). Для среднего участка КДУР выполнены аппроксимации, по значения коэффициентов которых получены выражения в форме кинетических зависимостей скорости роста трещин от коэффициента интенсивности напряжений

сталь 35ХН2МФА-ш

сталь 30ХН2МФА. (5)

Критическая трещиностойкость сталей 35ХН2МФА-ш 30 МПа м1/2 и 30ХН2МФА 42 МПа м1/2.

Рис.6. Кинетические зависимости роста трещин при амплитудах напряжений, МПа: 1410, 1210, 1020, 820, 630 и 530

Развитие трещин в высокопрочной стали 08Х14АН4МДБ аустенито-мартенситной структуры в период живучести с трещиной наблюдали на образцах с пятью надрезами на шлифах выполненных перпендикулярно надрезам. Метод обеспечивал надежное наблюдение размеров трещин длиной от 0,05...0,1 мм.

Размеры трещин наносили на диаграмму усталостного разрушения (рис. 1, г) в соответствии с величиной номинального напряжения в данном надрезе. По этим же данным строили кинетическую зависимость роста трещин (рис. 7). Кривая 1* на рис. 1, г, отвечающая длине трещины 0,1 мм, принята за границу долговечности, характеризующую зарождение усталостной трещины.

Кинетическая диаграмма усталостного разрушения в нижней области КДУР, построенная по средним значениям скорости роста в диапазоне 5•10 - 9 - 10 - 10 и длин трещин от 50 до 700 мкм в каждом из четырех неразрушенных сечений образца с надрезами. Из полученных данных следует, что она отвечает уравнению , используемому для описания кинетики роста длинных усталостных трещин.

Рис. 7. Кинетическая диаграмма усталостного разрушения стали 08Х14АН4МДБ по данным измерения длины трещин в надрезах

По аппроксимирующим данным кинетическая зависимость скорости роста трещин описывается в виде

. (6)

Коэффициенты в этом уравнении близки по значениям подобным параметрам, характеризующим кинетику длинных трещин на втором участке диаграмм усталостного разрушения многих конструкционных сталей.

Ресурс работы элементов конструкций регламентируется временем до зарождения трещины и ее докритического роста. При использовании высокопрочных конструкционных материалов возрастает роль первой из названных двух стадий разрушения, а во многих случаях она является решающей

В процессе усталостных испытаний надрезанных образцов из сталей 30ХН2МФА, 35ХН2МФА-Ш, 08Х14АН4МДБ и 50А регистрировали число циклов до разрушения с разделением ограниченной долговечности на периоды зарождения трещины размером 0,1 мм и живучести с трещиной (рис. 8).

Рис.8. Значения относительной долговечности для сталей:

1 - 30ХН2МФА; 2 - 35ХН2МФА-ш; 3 - 08Х14АН4МДБ; 4 - 50А:

- - - до образования трещин размером 0,1 мм;

-------- живучести с трещиной

Стали жестких структур 30ХН2МФА, 35ХН2МФА-Ш отличаются высокой перегрузочной способностью, однако, из-за низкого запаса пластичности и высокой чувствительности к концентрации напряжений обладают низкой долговечностью, что определяет их использование для кратковременных циклов высоких амплитуд напряжений. Наилучшей способностью в этом отношении обладают высокопрочные аустенито-мартенситные стали, имеющие долговечность на два порядка выше. Для сравнения приведена кривая феррито-перлитной стали со средним содержанием углерода, у которой сопротивление зарождению и распространению трещин ниже, чем у аустенито-мартенситной стали примерно на один порядок.

Микроструктурная трансформация и формирование зон предразрушения

Рассмотрено формирование пластических зон в условиях плосконапряженного состояния при асимметричном циклическом нагружении стали Ст3 в переходной зоне многоциклового нагружения (= 140 МПа). В первой четверти цикла нагружения (равноценному статическому нагружению) в вершине надреза образуется пластическая зона без видимых макрополос деформации, наблюдается деформация и шероховатость поверхности в области у контура надреза. Размеры пластической зоны, рассчитанные по критерию интенсивности напряжений, перед вершиной надреза мм с полушириной hP = 1,46 мм и приняты за начальные. Первые устойчивые полосы деформации Чернова - Людерса наблюдали на ранней стадии испытания (100 циклов). При последующем циклическом нагружении происходит расширение области пластической деформации с увеличение количества полос и их размера. С развитием циклической деформации наблюдается поперечная утяжка сечений образца в пределах пластической зоны (рис. 9).



Рис. 9. Линии равных поперечных деформаций у надрезов и профили утяжки поперечного сечения по линии между надрезами, сталь Ст3, R = 0,3; = 140 МПа после числа циклов: а, - 10000; б - 180000

В диапазоне относительной долговечности 0,02…0,4 максимальное значение утяжки у вершины надреза изменяется от 1,6% до 8,1%. При этом наибольший градиент поперечной деформации имеет место несколько выше вершины надреза с примерной ориентацией от 45? до 60? относительно оси надреза (рис.9). Одновременно с изменением слабодеформированной макрозоны hP1 (рис. 9, 10) наблюдается образование сильнодеформированной и упрочненной микрозоны hP2 (рис. 9, 11).

Макрозона текучести локальной области надреза, развивающаяся интенсивно в первый период нагружения, при дальнейшем циклическом нагружении стремится к определенному размеру, определяемому структурным фактором, параметрами цикла и интенсивностью напряженного состояния.



Рис. 10. Параметры пластической зоны: зависимость ширины hP1 (1), изменения коэрцитивной силы (2) и размера трещины (3) от числа циклов; Ст3, R = 0,3; = 140 МПа

Изменение ширины макрозоны (рис. 10, кривая 1) может быть описана экспоненциальной зависимостью вида

, (7)

где - максимальная полуширина макрозоны в образце с двумя надрезами; А и n - числовые коэффициенты, соответствующие полуширине и числу циклов образца с одним надрезом при равных условиях испытаний; А= 20 мм, n= 1,72•10 4 циклов.

По замерам микротвердости (рис. 11) при нагрузке 1,0 Н ( в обе стороны от трещины) установлен размер упрочненной пластической зоны у берегов трещины hP2 = 3,3 мм и перед вершиной трещины rP = 0,8 мм. В самой микрозоне упрочнение имеет негомогенный характер, связанный с анизотропией свойств в отдельных объемах зерен и в разных ферритных зернах и влиянием границ зерен. При исходной микротвердости ферритных зерен HV 150, прирост в упрочненной зоне составил от 30 до 20%. Несколько меньший прирост микротвердости отмечен у вершины надреза.

Рис. 11. Микротвердость зоны у берегов трещины а - 0,5 мм, б - 1,5 мм от вершины надреза, в - перед вершиной трещины; Ст3, R = 0,3; = 140 МПа, N = 180000 циклов

На основании микроскопического наблюдения развития трещины в структуре стали Ст3 предложена модель роста трещины посредством чередования процессов сдвига и отрыва. Усталостная трещина последовательно получает прирост с продвижением микрозоны через макрозону вдоль оси надреза в условиях неоднородной исходной структуры и негомогенного процесса упрочнения.

Интегральным отображением циклической пластической деформации в виде процессов упрочнения, разупрочнения и деструкции является зависимость коэрцитивной силы НС (кривая 2, рис. 10) от числа циклов, непрерывный рост которой отмечен в испытании до момента разрушения образца.

При плоскодеформированном состоянии, реализуемом в испытании надрезанных цилиндрических образцов стали 08Х14АН4МДБ, пластическая зона формируется в основном за счет аустенита. Пластическую зону в стали аустенито-мартенситной структуры идентифицировали методами “структурного окрашивания”, микротвердости и рекристаллизационного отжига. Поднятый потенциал пластической зоны циклическим нагружением стали обусловил релаксационные процессы в виде аккомодационных структурных перестроек с образованием мартенсита деформации в виде мартенситных реек, ориентированных в направлении главных растягивающих напряжений (рис. 12, а, б).

аб

вг

Рис. 12. Мартенсит деформации у берегов трещины при напряжении 450 МПа; Ч500 (а, б) и развитие усталостных трещин в микроструктуре стали 08Х14АН4МДБ (в - = 450 МПа, г - = 200 МПа)

Измерение микротвердости в зоне развития трещины в вершине надреза на продольных шлифах позволили выполнить оценку упрочнения и размер зоны упрочнения. Отмечено два уровня упрочнения разделенные напряжением верхнего перелома кривой усталости: для области малоциклового нагружения прирост микротвердости аустенита составил в среднем 67%, - многоциклового до 42%. Изменение размера зоны пластичности перед вершиной надреза от уровней номинальных напряжений по методу измерения микротвердости (рис. 13, кривая 1) сравнивали со значениями, рассчитанными по критерию Мизеса в исходном нагружении (рис. 13, кривая 2). Прирост размера циклической пластической зоны меняется из области низких амплитуд напряжений к более высоким с увеличением интенсивности, отмеченной двумя участками разного наклона. На графике отмечены критические значения размеров пластических зон по кривым 1 и 2 соответствующие верхнему перелому кривой усталости. Глубина зоны пластической деформации, определенная по методу рекристаллизационного отжига больше размера определяемого методом микротвердости и “структурного окрашивания” примерно на порядок выше, что, по-видимому, обусловлено наличием свободной поверхности шлифа при отжиге.

Рис.13. Размеры пластических зон в вершине надреза от номинальных амплитуд напряжений: 1 - после усталостных испытаний; 2 - расчетные значения по критерию Мизеса при статическом нагружении

В соответствие с масштабом структурных перестроек (рис. 13) изменяется механизм развития трещин от продвижения посредством пересечения мартенситных реек при высоких амплитудах напряжений (рис. 12, в) к механизму развития трещин по субструктурным границам (рис. 12, г) при низких амплитудах напряжений.

Фазовые превращения и структурные перестройки в области выше верхнего перелома кривой усталости вызывают снижение долговечности по сравнению со средним участком кривой. На наш взгляд это связано с охрупчиванием зоны предразрушения за счет уменьшения количества г-фазы при структурных перестройках.

Структурная поврежденность и разрушения в стали 08Х14АН4МДБ при сверхвысоком числе циклов