CC BY
96
УДК 669.017:539 4; 669.017:539 52 Крутикова И. А., Панфилова Л.М., Смирнов Л. А.
АНАЛИЗ ВЛИЯНИЯ РАЗЛИЧНЫХ ФАКТОРОВ НА ЗАМЕДЛЕННОЕ РАЗРУШЕНИЕ КРЕПЕЖНЫХ СОЕДИНЕНИЙ КОНСТРУКЦИЙ
Известно, что высокопрочные стали, которые достаточно широко применяются в машиностроении, склонны к замедленному разрушению. В данной работе на примере среднеуглеродистых сталей, используемых для изготовления крепежных соединений, исследовалось влияние разнообразных факторов на сопротивление сталей замедленному разрушению (ЗР), в том числе микролегирование ванадием.
Ключевые слова: замедленное разрушение, микролегирование ванадием и азотом; предел усталостной прочности.
It is known, that high-strength steels which are widely enough applied in mechanical engineering, are inclined to the delayed fracture. In the given work an influence of various factors on resistance of medium carbon steels used for manufacturing fixing connections to the delayed fracture was investigated.
Key words: delayed fracture, micro alloyed by vanadium and nitrogen.
В статье мы остановились на проблеме, изучению которой было посвящено достаточно много исследований в России и за рубежом, но которая чрезвычайно актуальна сейчас. Опасность замедленного разрушения (ЗР), или статической усталости, состоит в том, что разрушение происходит при малой скорости деформации или при статическом нагружении значительно ниже предела текучести. В свою очередь, сложность явления ЗР определяется существованием множества факторов, способствующих развитию этого явления, а именно внутренние локальные микронапряжения, вредные примеси, влияние водорода, влияние агрессивной среды и др.
Источниками внутренних локальных напряжений могут быть либо дефектные области объемного растяжения, возникающие в результате мартенсигного превращения, либо неметаллические включения и крупные частицы.
Другой фактор - вредные примеси (сера, фосфор, сурьма, олово, кислород, водород и др.) - усиливает склонность стали к хрупкому и замедленному разрушению. Вредные примеси и их соединения, сегреги-руясь на границах зерен в ходе аустенизации и фиксируясь закалкой, ослабляют межзеренную связь.
Водородная хрупкость является одним из факторов, стимулирующих преждевременное разрушение деталей из высокопрочных сталей. Склонность стали к водородной хрупкости зависит от многих параметров (химического состава, структуры, количества, характера распределения и физической природы дефектов, условий деформации, температуры отпуска, степени наводороживания, состояния поверхности и др.).
Другим опасным видом проявления ЗР является коррозионное растрескивание (КР). Главной характеристикой КР является время до разрушения. Области зарождения КР - границы зерен, субграницы, выходящие на поверхность, коррозионные туннели [1]. В сталях мартенситаых структур распространение коррозионных трещин идет, главным образом, по границам бывших зерен аустенита. Во многих работах отмечается роль размера зерна на склонность к КР. Так, в работе [2] показано, что измельчение зерна не только повышает прочность стали, но и повышает стойкость стали к коррозии под напряжением.
Безусловно, большое влияние на склонность сталей к ЗР оказывает химический состав и микроструктура. Один из путей разрешения проблемы ЗР - это микролегирование сталей, особенно высокопрочных. Ванадий - сильный карбидо- и нитридообразующий элемент, способствующий обеспечению мелкого зерна. Углеродистые стали обнаруживают значительное увеличение прочности при легировании ванадием, особенно в закаленном и отпущенном состоянии. В тер-моулучшенной стали добавки ванадия от 0,05 до 0,15% повышают прочность и приводят к появлению на кривых прочности максимума вторичного твердения после отпуска при Т= 600°С [3, 4]. При дальнейшем повышении содержания ванадия увеличивается хрупкость стали, что объясняется связыванием углерода в твердорастворимые при температуре закалки карбиды и обеднением твердого у-раствора. Однако при одновременном введении ванадия и азота можно получить сталь с более высокой сопротивляемостью хрупкому разрушению. По данным работы [5], микродобавки ванадия повышают коррозионную стойкость высокопрочных сталей.
На влиянии одного или группы факторов построен ряд теорий, объясняющих сущность ЗР. Но целостной теории, охватывающей все формы проявления ЗР, пока не существует. В нашем исследовании мы разработали подход для решения проблемы ЗР на примере среднеуглеродистых сталей, применяемых для изготовления высокопрочных крепежных соединений, которые при определенных условиях склонны к ЗР. В нашем исследовании мы изучаем влияние многих факторов на сопротивление сталей ЗР: агрессивной среды, уровня прочности, структуры, термической обработки. Однако определяющим направлением нашего исследования является комплексное изучение влияния основного легирования (Сг, N1, 81) и микролегирования V и N в сочетании с другими нигридообразующими легирующими элементами (А1).
Объектом исследования были среднеуглеродистые стали лабораторной выплавки с примерным содержанием углерода 0,35% С, различным содержанием ванадия: 40ХФ1, 40ХФ2, 40ХФ3 и сталь с ванадием и азотом и пониженным содержанием углерода 35ХАФ. Для сравнения также были приготовлены стали 40Х и
Крутикова И.А., Панфилова Л.М., Смирнов Л.А.
40ХС, традиционно используемые для болтов, и сталь ЗОХЗМФ, используемая для высокоответственных деталей машин. Химический состав сталей представлен в табл. 1. После разливки в 8-килограммовые слитки проводили гомогенизационный отжиг (при 1200°С в течение 12 чс последующим медленным охлаждением с печью). Слитки отковывали на заготовки 2-х типов: круглые заготовки 14 мм в диаметре и со стороной 12 мм квадратные заготовки. Далее проводили перекристаллизационный отжиг.
Таблица 1
Химический состав сталей
образцы с надрезом растягивали на стенде в агрессивной среде при напряжениях, несколько меньших (0,9)с нв, где с нв - кратковременная прочность надрезанных образцов, испытанных на воздухе. Вторая партия образцов выдерживалась под меньшей нагрузкой, чем первая. Испытанием образцов одной марки стали в агрессивной среде при разных нагрузках (последовательно понижаемых от образца к образцу) устанавливается область напряжений, вызывающих разрушение образцов в течение контрольного срока. База испытаний принималась равной 30 суткам. В качестве агрессивной среды выбирался 3%-ный раствор №С1 в дистиллированной воде с добавлением соляной кислоты до рИ=2.2. Показатели, на основании которых делалось заключение о склонности стали различного химического состава к задержанному разрушению в условиях агрессивной среды, являлись относительная величина нагрузки и длительность ее приложения, выдерживаемых образцом до разрушения:
о нра3р/ о нв = Г (1),
где с нразр - разрушающее напряжение при испытаниях в агрессивной среде; 1 - время до разрушения.
Марка стали Элемент, вес.%
C Mn Si & V S P Mo ^ N
40Х 0,39 0,62 0,30 1,10 0,020 0,023 0,023 0,20
40ХС 0,38 0,60 0,80 1,07 0,020 0,035 0,012 0.22
40ХФ1 0,38 0,60 0,30 1,05 0,050 0,019 0,030 0,016 0,20
40ХФ2 0,4 0,48 0,35 1,20 0,108 0,017 0,028 0,017 0,20
40ХФ3 0,42 0,61 0,39 1,05 0,164 0,020 0,027 0,017 0,20
35ХАФ 0.35 0,65 0,24 1,12 0,120 0,025 0,005 0,012 0,22 0,018
30ХЭМФ 0,31 0,46 0,37 2,30 0,095 0,025 0,002 0,012 0,29 0,22
Примечание. Содержание водорода в плавках сталей 40Х.40ХС, 40ХФ1, 40ХФ2, 40ХФ3 составляет 0,0005%, в плавках сталей 35ХАФ и 30ХЗМФ - 0,00025%.
1,5x45°
4—►
Закалку проводили в заготовках в соляной ванне в течение 20 мин при следующих температурах: сталь 40Х - 880°С, 40ХС - 900°С, 40ХФ1, 40ХФ2, 40ХФ3, 30ХЗМФ, 35ХАФ - при Т = 950°С. Отпуск производился при температурах 200 и 600°С в течение 2-х часов. Образцы на ударную вязкость после отпуска охлаждались в воде, а образцы на растяжение - на воздухе.
Механические испытания проводились на стандартных пятикратных разрывных образцах типа Гагарина (ГОСТ 1497-84) и ударных образцах с и-образным надрезом типа 1 (ГОСТ 9454-78). Испытания на ударный изгиб проводили при Т=+20°С и Т=-40°С.
Металлографическое исследование микрошлифов проводилось на оптическом микроскопе №орИо1-2. Величина аустенитного зерна оценивалась в баллах по шкале ГОСТ 5639-82. Определение среднего размера зерна и распределение зерен по размерам осуществлялось на анализаторе «Epiquant».
Испытания на замедленное разрушение осуществлялось на образцах с надрезом (рис. 1). Образцы изготавливались из 0 14 мм прутков исследуемых сталей.
Предварительно образцы подвергались закалке и отпуску по указанным режимам. Нагружение образцов производили в специальных устройствах: десять нагружающих устройств (рис. 2) собраны в стенд. Испытание на задержанное разрушение предусматривает нагружение образцов длительной статической нагрузкой и определение на этой основе предела сопротивляемости материала замедленному разрушению или так называемой «статической усталости». Первые
20±01
1,5x45°
<-►
Профиль надреза
Рис. 1. Образец для определения склонности стали к замедленному разрушению в условиях действия агрессивной среды Ю: = 2,75
Рис. 2. Нагружающееустройство: 1 - переходник; 2 - винтовой захват; 3 - неподвижная опора; 4 - упругий элемент; 5 - сферическая опора; 6 - тензодатчики проволочные; 7 - баллон с агрессивной средой
Результаты и обсуждение
А. Результаты механических испытаний. Данные металлографического исследования
40
52
Результаты механических испытаний представлены на рис. 3 и 4 и в табл. 2. Было установлено следующее:
1. Все стали в состоянии после низкого отпуска (200°С) имеют несколько более низкие характеристики пластичности (особенно относительное сужение у = 25-33%) и вязкости (КШ = 29-55 Дж/см2), а прочность определяется содержанием углерода. Более низкие значения прочностных свойств сталей 35ХАФ и ЗОХЗМФ среди других высоколегированных сталей определяется низким содержанием углерода (С=0,28%).
2100 2000 1900 1800 1700 1600 1500 | 1400 , 1300 - 1200 5 1100 1000 900 800 700 600 500
. ч
Ч к ч
•>>
ч \ > Ч Ч \\
ч
Ч 4^1 ,ч
ч^ с *
• " Г!-
V*
■>
S ill
'i
т
70
60
50
40
30
20 ¥
10 Z
Температура отпуска, °C Марка стали Ударная вязкость при Т испытания KCU, Дж/см2
+20°C -40°C
200 32 20
600 40Х 140 107
200 53
600 40ХС 133 73
200 38 22
600 40ХФ1 119 101
200 37 21
600 40ХФ2 97 55
200 32
600 40ХФ 3 50 39
200 49
600 35ХАФ 101 65
200 57 42
600 Э0ХЗМФ 127 73
Однако после отпуска при 600°С самые высокие прочностные свойства при относительно высоких значениях пластичности и удовлетворительной ударной вязкости проявляет исследуемая сталь 35ХАФ.
300 400
Temperature of tempering, 0С
Рис. 3. Влияниетемпературы отпускай амеханические свойства сталей 40Х, 40ХФ1, 40ХФ2 , 40ХФ3:
— GB; — —G ■ ■ "" KCU; — ■ — у; ~~ ■ "" 5
Таблица 2
Ударная вязкость исследуемых сталей, отпущенных
при Т=200, 600°С
Температура отпуска, С°
Рис. 4. Влияниетемпературы отпуска на механические свойства сталей 40ХС, 35ХАФ, ЗОХЗМФ:
- ав; — ^а 0..2;" ' ' — кси; — ■ — у; ■ — 5
На основании результатов на ударный изгиб исследуемой стали 35ХАФ, можно заметить, что порог хладноломкости стали 35ХАФ после отпуска при 600°С лежит ниже температуры -40°С (см. табл. 2).
2. Стали, легированные ванадием, обладают наибольшей устойчивостью против отпуска.
На рис. 5 приведены фотографии зерна аустенита сталей 40Х, 40ХС, 40ХФ2, 30ХЗМФ, 35ХАФ [6]. Для сталей с ванадием характерна мелкозернистая структура благодаря тормозящему действию карбидов и нитридов ванадия на рост аустенитного зерна. Величина зерна сталей, микролегированных ванадием, составляет 11-12 баллов (22-31 мкм), а стали 35ХАФ -12-13 баллов (5-7 мкм) по шкале ГОСТ 5639-82. На рис. 6 и 7 представлены микрофотографии, иллюстрирующие характерный вид сорбита отпуска сталей 40Х, 40ХФ2, 30ХЗМФ и сталь 35ХАФ/
В. Результаты испытаний на замедленное разрушение
Результаты испытаний на замедленное разрушение образцов из стали марки 40Х, отпущенных при температурах 200 и 600°С, продемонстрировали тенденцию: чем выше прочность гладких образцов, отпущенных при различных температурах отпуска, тем больше скорость снижения разрушающего напряжения и тем меньше сопротивляемость задержанному разрушению (отпуск 200°С). Наибольшую сопротивляемость задержанному разрушению в агрессивной среде образцы исследуемых сталей проявили после отпуска при температуре 600°С.
2200
800
200
600
Рис. 6. Микроструктура сталей
40Х (а), 40ХФ2 (Ь), ЗОХЗМФ(с), х 400
Рис. 5. Аустенитное зерно сталей:
40Х (а), 40ХС (Ь), 30ХЗМФ (d), х 100, 35 ХАФ (е), х300
При низкотемпературном личное легирование (кремнием, ванадием, азотом) вносит изменения в характер снижения нагрузки до разрушения от времени нахождения образцов в агрессивной среде (рис. 8). Наиболее пологий вид кривой характерен для образцов из стали Э0ХЗМФ, затем для образцов из сталей 35ХАФ и 40ХФ2, т.е. в начальный период испытаний у сталей с ванадием наблюдается
уменьшение чувствительности к ЗР. Образцы из стали 40ХС при малой продолжительности нагружения обнаруживают более высокую, чем образцы из стали 40Х сопротивляемость ЗР. Одна-
Рис. 7. Микрофотография структуры стали 35ХАФ после закалки и отпуска при 6000С, х 1200
отпуске (200°С) раз-
нитридной уже как бы
ко при продолжительности испытании более 100 мин этой разницы уже нет. Из всех испытываемых сталей несколько больший предел статической усталости при базе испытаний 30 сут имеют стали 30ХЗМФ и 35ХАФ, который составляет 630 и 550 Н/мм2. Для образцов из остальных сталей этот предел составляет «500 Н/мм2. Причем для образцов из стали 40Х характерно очень быстрое уменьшение сопротивления разрушению от времени нахождения в среде.
Уровень нагрузки, при которой прекращается замедленное хрупкое разрушение при базе испытаний 30 сут для всех сталей, отпущенных при 600°С, практически одинаковый и составляет 1250-1350 Н/мм2. Но образцы сталей с ванадием 40ХФ2, ванадием и азотом 35ХАФ разрушались при более высокой нагрузке « 1600-1700 Н/мм2, чем образцы из стали 40Х-1450 Н/мм2 в начальные периоды испытаний в «жесткой» коррозионной среде, которой является раствор 3% №01, подкисленный соляной кислотой до рН=2,2 (рис. 9). Повышение значений статической усталости при испытаниях на ЗР на образцах, отпущенных при Т = 600°С, объясняется тем фактом, что после отпуска при температуре 600°С происходит значительное увеличение размера областей когерентного рассеяния, снижение плотности дислокаций и уровня микроискажений в структуре сталей. Интересно, что при повышенных температурах выделение и карбидной фазы продолжается, но она «сваривает» стенки микротрещин [7].
♦ 4—--*—- -30ХЭМФ
-35ХАФ
-40ХФ(2)
-40ХС
-40Х
0,25 0,5 0,75 1 1,25 1,5 1,75 2 2,25 2,5 2,75 3 10 мин 100 мин 1000 мин
Время до разрушения
3,25 3,5 3,75 4 4,25 4,5 |д х 10000 мин
Рис. 8. Влияние нагрузки на время до разрушения в агрессивной среде образцов сталей 30ХЗМФ ( ), 35ХАФ ( ), 40ХФ2 ( ), 40ХС ( ), 40Х ( ♦ ), отпущенных при температуре 200°С: °—► ■—► ■—► *—► •—► - Образцы не разрушились
а
Ь
с
1500
1000
500
0
40ХФ(2)
-40ХС
10 мин
2,25
100 мин
3 3,25 3,5
1000 мин
4 4,25 4lg
10000 мин
Время до разрушения, мин
ная охрупчивающим действием водорода в стали после низкого отпуска, находится в тесной связи с характером распределения карбидов и карбонит-ридов ванадия. Для объяснения этой зависимости воспользуется схемами на рис. 8, ранее представленными в работе [6]. Так, понижение трешцно-стойкости низкоотпу-щенных сталей под действием водорода связано с неблагоприятным расположением водорода вдоль границ бывших аустенитных зерен (рис. 10, а). С повышением температуры отпуска сталей, микролегированных ванадием и азотом, после отпуска при 600°С происходит интенсивное выделение наноразмерных карбонитридов ванадия внутри зерна [6] (рис. 10, Ь). В качестве иллюстрации на рис. 11 представлен электронный снимок структуры стали 35ХАФ, где стрелками указаны карбо-нигрид ванадия и карбид хрома [6].
Рис. 9. Влияние нагрузки на время до разрушения в агрессивной среде образцов сталей 30ХЗМФ ( • ), 35ХАФ ( ■ ), 40ХФ2 ( ), 40ХС ( - ), 40Х ( ♦ ), отпущенных при температуре 600°С: ► - Образцынеразрушились
Таким образом, по предварительным результатам механических испытаний и результатам на замедленное разрушение оптимальным составом является сталь 35ХАФ.
С. Обсуждение результатов
Как было сказано выше, пока не существует единой теории замедленного разрушения. Среди факторов, оказывающих влияние на повреждающее воздействие водорода, следует назвать температуру, давление, время воздействия, концентрацию, растворимость и скорость диффузии водорода; состав стали, чистоту стали по неметаллическим включениям и зависящие от них прочность и вязкость, величину остаточных напряжений, временной и пространственный градиент напряжений, степень многоосности напряженного состояния и др. При прочих равных условиях для сталей определяющим является состав легирующих элементов, структура, дислокационная субструктура, величина остаточных напряжений. Известно, что особенно эффективными являются такие элементы, как молибден и хром, а также другие специальные карбидо- и нитридообразующие элементы, образующие во время термообработки карбо-нитридную фазу, препятствующую выделению водорода [8, 9].
В ряде работ дается объяснение замедленного разрушения в агрессивной среде, связав ее с охрупчивающим воздействием водорода. Безусловно, водородная хрупкость в значительной степени связана с распределением, состоянием и особенностями взаимодействия водорода с дефектами кристаллического строения. Из-за малой растворимости водорода при низких температурах в кристаллической решетке водород концентрируется во внутренних полостях, областях объемного растяжения (OOP). В качестве OOP могут выступать дислокации, когерентные выделения. Области вблизи подобных выделений могут быть эффективными ловушками водорода. С повышением температуры отпуска когерентность частиц с матрицей уменьшается, и эффективность ловушек понижается.
Из работ японских исследователей [10,11] известно, что карбиды ванадия являются сильными водородными ловушками. Поэтому трешцностойкость стали, вызван-
а Ь
Рис. 10. Распределение водорода в различных микроструктурных составляющих при низких (а) и высоких температурахотпуска (Ь)
С этой точки зрения можно объяснить результаты данной работы. Так, результаты влияния температуры отпуска на предел статической усталости укладываются в рамки гипотезы водородных ловушек. Анализ результатов испытаний в агрессивной среде показал, что при наиболее высокой прочности образцов, испытанных на воздухе, статический предел усталости наименьший на образцах, отпущенных при 200°С. Низкие значения статической усталости! образцов сталей после низкотемпературного отпуска обусловлена, по-видимому, неблагоприятным влиянием локальных «пиковых» микронапряжений, которому способствуют выделения карбидов вдоль первичных аустенитных зерен.
С повышением температуры отпуска (600°С) долговечность сталей в агрессивной среде увеличивается, хотя при этом снижается исходный предел прочности. У сталей, легированных ванадием (особенно 35ХАФ и 40ХФ2), значения о нв выше, чем у стали 40Х, соответственно 1750, 1700 и 1450 Н/мм2. Следует отме-
тить, что для сталей с ванадием, ванадием и азотом наилучшие значения сопротивления ЗР по сравнению с традиционно применяемой сталью 40Х получены после отпуска при 600°С. В целом, повышение температуры отпуска до 600° С, хотя и снижает исходный уровень прочности образцов сталей по сравнению с температурой отпуска 200°С, но увеличивает значения статического предела усталости от 500 до 1300 Н/мм2 (для стали 35ХАФ). Образцы из стали 35ХАФ после закалки и отпуска при 600°С имеют самый высокий предел статической усталости. Это, вероятно, связано с интенсивным и равномерным выделением карбидов или карбонитридов ванадия в этой области температур внутри зерна.
Рис. 11. Электронный снимок структуры стали 35ХАФ (реплика), х 70.000 х 1,5
Анализ результатов испытаний на ЗР невозможно представить без понимания сущности ЗР. Как демонстрировал В.И. Саррак с сотрудниками [7], при испытаниях на задержанное разрушение в закаленных сталях под нагрузкой образуются микротрещины. Задержанное разрушение протекает в три стадии, включающие инкубационный период, стадию стабильного роста трещины до критического размера и стадию быстрого распространения трещины - дол ома [12]. Предложенная В.И. Сарраком стадийность процесса задержанного разрушения по физической сущности процессов, лежащих в ее основе, совпадает с делением процесса усталостного разрушения на три основных периода, обозначенных B.C. Ивановой [13]. Однако авторы статьи [14], изучавшие процесс замедленного разрушения методами фрактографии и аку-стико-эмиссионного наблюдения, выделяют только две основные стадии этого процесса, а именно межзе-ренное микрорастрескивание и медленный рост трещины до разрушения. Они считают, при повышенных скоростях нагружения происходит деформационно-скоростное торможение зарождения трещины, с которым связано появление инкубационного периода старта трещины. В своих работах О.Н. Романив [15], исследуя низкоотпущенные стали, также отмечал сходство процесса ветвления трещин в условиях усталости и задержанного разрушения. Это же отмечается в работе [16]. Было показано, что с увеличением размера аустенитного зерна склонность к появлению субмикротрещин возрастает, что связано с соответствующим укрупнением пластин мартенсита. В нашей работе подтверждается влияние размера исходного аустенитного зерна на склонность стали к замедленному разрушению. Так, при проведении металлогра-
фического исследования было установлено, что величина зерна и соответственно игл мартенсита сталей 40Х и 35ХМФ различается и составляет: 7-8 баллов и 12-13 баллов соответственно, поэтому, видимо, и сопротивление замедленному разрушению после отпуска при 200°С у стали 40Х меньше, чем у стали с ванадием, и составляет 460 Н/мм2.
Подтверждением наших результатов зависимости статической усталости от температуры отпуска можно рассматривать данные исследования [8,17,18], где установлено, что более высокими усталостными свойствами в многоцикловой области обладают стали после закалки и высокого отпуска.
Заключение
Был проведен анализ влияния различных факторов, а именно химического состава, температуры отпуска, размера аустенитного зерна, а также влияние условий испытаний (время выдержки в агрессивной среде) на склонность к замедленному разрушению в агрессивной среде образцов всех вариантов исследуемых сталей лабораторных плавок, таких как 40Х, 40ХС. 40ХФ1, 40ХФ2, 40ХФ3,35ХАФ, 30ХЗМФ в состоянии после закалки и отпуска при температурах 200 и 600°С. На основании полученных результатов испытаний, данных металлографического и фрактографического исследований можно сделать следующие выводы:
Температура отпуска оказывает влияние на склонность сталей к замедленному разрушению. С повышением температуры отпуска предел статической усталости планомерно увеличивается, хотя при этом снижается исходный предел прочности. Самые максимальные значения статической усталости образцы всех исследуемых сталей имеют при темпера -туре 600°С (1250-1350 Н/мм2). В целом, повышение температуры отпуска до 600°С хотя и снижает исходный уровень прочности образцов сталей по сравнению с температурой отпуска при 200, но увеличивает значения статического предела усталости от 600 до 1395 Н/мм2 (для стали 35ХАФ).
В начальный период испытаний у сталей ванадием наблюдается уменьшение чувствительности к замедленному разрушению, особенно при температуре отпуска образцов при 200°С.
При малых выдержках под нагрузкой (до 50-100 мин) сопротивляемость разрушению тем выше, чем выше статическая прочность при кратковременном разрыве (арн), т.е. стали с ванадием имеют более высокую статическую прочность, чем традиционно применяемая сталь 40Х. Исходный предел прочности сталей, легированных ванадием (особенно 35ХАФ, 40ХФ2) авн, выше, чем у стали 40Х соответственно: 1750, 1700 и 1490 Н/мм2 при отпуске 600°С. С увеличением продолжительности нагружения (>100 мин) сопротивляемость замедленному разрушению снижается и в результате при принятой базе испытаний (30 сут) стали с ванадием имеют более высокий предел статической усталости.
На основе результатов металлографического исследования было подтверждено влияние размера аустенитного зерна на склонность сталей к замедленному разрушению.
На основании проведенных испытаний, микроструктурных исследований наилучшим комплексом свойств обладает сталь 35ХАФ по сравнению со сталью 40Х.
Список литературы
1. Потак Я.М. Высокопрочные стали. М.: Металлургия, 1972. 208 с.
2. Малкин В.Я., Подкидышев В.В. // Повышение конструктивной прочности сталей и сплавов: материалы семинара. М.: Московский дом научно-технической пропаганды им. Ф.Э. Дзержинского, 1970. Т. 2.
3. Голиков И.Н., Гольдштейн М.И., Мурзин И.И. Ванадий в стали. М. : Металлургия, 1968. 292 с.
4. Упрочнение конструкционных сталей нитридами / Гольдштейн М.И., Гринь A.B., Блэм Э.Э., Панфилова Л.М. М.: Металлургия, 1970. 222 с.
5. Ibrahim M. Ghayad, Taha Mattar. Influence of vanadium on the properties and corrosion behaviour of carbon steel // Steel Grips. 2004. Vol. 2, № 4. P. 274-278.
6. Крутикова И.А., Панфилова Л.М., Смирнов Л.А. Исследование склонности к замедленному разрушению высокопрочных болтовых сталей, микроле-гцэованных ванадием и азотом // Металлург. 2010. № 1. С. 59-64.
7. Саррак В.И., Филиппов Г.А. Задержанное разрушение закаленной стали // Проблемы металловедения и физики металлов. М.: Металлургия, 1973. Т. 2. С. 134-140.
8. Статическая прочность и механика разрушения сталей: сб. науч. тр. / пер. с нем. В. А. Федоровича; под ред. В. Даля, В. Антона. М.: Металлургия, 1986. 566 с.
9. Гольдштейн М.И., Литвинов B.C. Металлофизика высокопрочных сплавов. М.: Металлургия, 1986. 306 с.
10. Asa hi H., Hirakami D. and Yamasaki S. Hydrogen trapping behavior in vanadium-added steels // ISIJ International. 2003. Vol. 43, № 46. P. 527-533.
11. Yamasaki S., Masubuki, Toshimi T.// Nippon Steel Technical Report. July 1999, № 80, P. 50-55.
12. Саррак В.И., Филиппов Г.А. О природе инкубационного периода задержанного разрушения закаленной стали // ФММ. 1974. Т. 32, № 6. С. 1266-1273.
13. Иванова B.C., Терентьев В.Ф. Природа усталости металлов. М.: Металлургия, 1975. 456 с.
14. Фрактографическое и акустико-эмиссионное наблюдение зарождения интеркристаллитной трещины при замедленном разрушении / За-бильский В.В., Бартенев О. А., Величко В. В., Полонская С. М. // ФММ. 1986. Т. 62, №. 4. C. 793-800.
15. Фрактографическое исследование роста усталостных треш^н в низ-
коотпущенных сталях / Романив О.Н., Деев Н.А., Гладкий Я.Н., Студент А.З. // ФХММ. 1975. Т. 11, № 5. С. 23-28.
16. Романив О.Н. Вязкость разрушения конструкционных сталей. М.: Металлургия, 1979. 175 с.
17. Fou rnelle at all // Met. Tran. 1996. V A 7, N 5. P. 669-682.
18. Brown M.I., Embury J.D. // Acta metallurgica. 1972. Vol. 20, № 4. P. 627-635.
Bibliography
1. Potak J.M. High-strength steels. M.: Metallurgy, 1972. 208 P.
2. Malkin V.Y., Podkidyshev V.V. // Increase of constructive strength of steels and alloys», v.2: Materials of a seminar of. The Moscow house of scientific and technical propagation of a name F.E.Dzerzhinskogo. M. : 1970.
3. Golikov I.N., Goldstein M.I., Murzin I.I. Vanadium in steel. M: Metallurgy. 1968, 292 p.
4. Goldstein M.I., Griny A.B., Blium E.E., Panfilova L.M. Hardening of structural steel by nitrides. M.: Metallurgy, 1970. 222 p.
5. Ibrahim M. Ghayad, Taha Mattar. Influence of vanadium on the properties and corrosion behaviour of carbon steel // Steel Grips. 2004. Vol. 2, № 4. P. 274-278.
6. Krutikova I.A., Panfilova L.M., Smirnov L.A. Investigation of static fatigue tendency for high strength bolt steels micro alloyed by vanadium and nitrogen // Metallurgist. 2010, № 1. P. 59-64.
7. Sarrak V.I., Phillipov G.A..// Collection: Problems of physical metallurgy and physics of metals. M.: Metallurgy. 1973. Vol. 2, P. 13-140.
8. Static strength and mechanics of destruction / under edition A. Dale, V. Anton. M. : Metallurgy, 1986. -566 p.
9. Goldstein M.I., Litvinov V.S. Physics of metals of high- strength alloying, M.: Metallurgy. 1986. - 306 P.
10. Asahi H., Hirakami D. and Yamasaki S. Hydrogen trapping behavior in vanadium-added steels // ISIJ International. 2003. Vol. 43, № 46, P. 527-533.
11. Yamasaki S., Masubuki, Toshimi T.// Nippon Steel Technical Report №. 80, July 1999. P.50-55.
12. Sarrak V.I., Phillipov G.A. // Physics of metals and metallurgical science.
1974. Vol. 32, № 6. P. 1266-1273.
13. Ivanova V.S., Terentyev V.F. Nature of fatigue of metals. M. : Metallurgy,
1975. 456 p.
14. 1Zabilskij V.V., Bartenev O.A., Velichko V.V., Polonskaja S.M. // Physics of metals and metallurgical science. 1986 Vol. 62, № 4. P. 793-800.
15. Romaniv O.N., etc. // ФХММ. 1975. Vol. 11, № 5. P. 23-30.
16. Romaniv O.N. Toughness of destruction of constructional steels. M.: Metallurgy, 1979. 175 p.
17. Fournelle at all // Met. Trans. 1996, Vol A 7, N 5. P. 669-682.
18. Brown M.I., Embury J.D. // Acta metallurgica. 1972. Vol. 20, № 4. P. 627-635..
УДК 62-83
Омельченко Е.Я., Моисеев B.O.
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНОГО ОПРЕДЕЛЕНИЯ МОМЕНТА СОПРОТИВЛЕНИЯ И МОМЕНТА ИНЕРЦИИ МЕХАНИЗМА
Приведены уравнения расчета момента сопротивления и момента инерции механизма по экспериментальным осциллограммам пуска и торможения от задатчика интенсивности и источника момента. Представлены практические механические характеристики, снятые по разработанной методике для волочильных станов стальной проволоки с электроприводом по системе «преобразователь частоты - асинхронный двигатель».
Ключевые слова: электропривод, методика, момент сопротивления, момент инерции.
The article describes equations for the calculation of the mechanism drag torque and inertia using startup and slowdown experimental oscillograph records taken from the setup unit of moment intensity and source. The authors present practical mechanical characteristics obtained in accordance with the method developed for steel wire drawing mills equipped with «frequency converter -induction motor» electric drives.
Key words: electric drive, method, drag torque, inertia.
Качество настройки регулируемого электропривода (ЭП) непосредственно влияет на качественные и количественные характеристики технологического процесса. Для современных электроприводов по системе «преобразователь частоты - асинхронный двигатель» (ПЧ-АД), характеризующихся высоким быстродействием, важными параметрами при наладке являются суммарный момент инерции ЭП и зависимость статического момента сопротивления механизма от угловой скорости вращения двигателя [1]. Су-
ществующие методики свободного выбега [2] характеризуются низкой точностью и большой трудоёмкостью определения этих параметров ЭП. Предлагаемая методика строится на использовании специализированного микропроцессорного устройства (СМПУ), являющегося неотъемлемой частью современных систем ПЧ-АД.
В основу методики расчета положены уравнения динамики одномассовой системы ЭП с постоянным моментом инерции для пуско-тормозных режимов:
