CC BY
42
Электропластификация закаленной углеродистой стали
Ю.Ф. Иванов, О.В. Соснин1, Е.Ю. Сучкова1, В.Е. Громов1, Э.В. Козлов2
Институт сильноточной электроники СО РАН, Томск, 634055, Россия
1 Сибирский государственный индустриальный университет, Новокузнецк, 654007, Россия 2 Томский государственный архитектурно-строительный университет, Томск, 634003, Россия
Методами дифракционной электронной микроскопии тонких фольг проведены исследования дефектной субструктуры и фазового состава предварительно закаленной стали 60ГС2, подвергнутой многоцикловым усталостным испытаниям. Показано, что одной из причин усталостного разрушения стали является динамическое старение с образованием в стыках зерен частиц цементита субмикронных размеров, а также а^у^а мартенситное превращение. Выявлены механизмы электропластификации стали, способствующей увеличению ресурса работоспособности материала в ~1.7 раза.
1. Введение
Многочисленные изделия, машины и конструкции эксплуатируются в условиях циклических знакопеременных деформаций, приводящих к разрушению в области мало- и многоцикловой усталости. Соответственно этому усталостная прочность и долговечность являются важнейшими критериями оценки работоспособности и ресурса деталей. Выявлению закономерностей накопления повреждений при усталости и физической природе явления на разных его стадиях посвящены многочисленные теоретические и экспериментальные работы [1-4]. Однако следует сказать, что до сих пор, несмотря на многовековую историю развития этого направления материаловедения, нет и, по-видимому, не может быть получено окончательного решения проблемы циклической прочности промышленных материалов. С другой стороны, не менее важной проблемой усталости является возможность восстановления ресурса материала, его долговечности и работоспособности за счет внешних энергетических воздействий. Одним из методов воздействия на конструкционные металлические материалы является импульсная токовая обработка, получившая название «электропластификации» материалов [5-7]. В настоящее время данный, несомненно перспективный, метод находится на стадии накопления фактического материала с целью разработки физической основы и спосо-
ба управления структурно-фазовым состоянием обрабатываемых материалов.
Настоящая работа посвящена анализу результатов, полученных при исследовании эволюции дефектной субструктуры и фазового состава зоны усталостного роста трещины предварительно закаленной высокоуглеродистой стали в условиях промежуточного электростимулирования.
2. Материал и методика исследования
Исследования проводили на образцах стали 60ГС2 [8]. Предварительная термическая обработка — аусте-нитизация при 800-820 °С, 1.5 ч, закалка в воду + низкотемпературный отпуск (250-280 °С, 5 ч). Образцы для усталостных испытаний имели форму параллелепипеда с размерами 8x15x145 мм. Имитация трещины осуществлялась надрезом в виде полуокружности радиуса 10 мм. Усталостные испытания проводились на специальной установке по схеме циклического симметричного консольного изгиба. Поведение материала при испытаниях контролировали, используя ультразвуковую диагностику [9, 10]. Измерения скорости ультразвука (V) производили на разгруженном образце. Токовая обработка образцов (электростимулирование) выполнялась после N = -1.2 • 105 циклов нагружения, что соответствовало началу третьей стадии на кривой V(N).
© Иванов Ю.Ф., Соснин О.В., Сучкова Е.Ю., Громов В.Е., Козлов Э.В., 2003
Исходное состояние
► N2 (разрушение)
1^ + ЭС
N3 (разрушение)
Рис. 1. Последовательность усталостного нагружения образцов: ЭС— электростимулирующее воздействие; Nl = -1.2 • 105; К2 = = -1.42 • 105; N = -2.46 • 105
Электростимулирование стали осуществляли переменным электрическим током частотой 70 Гц в течение 15 с. Последовательность усталостных испытаний образцов представлена на рис. 1. Исследования дефектной субструктуры и фазового состава стали осуществляли методами дифракционной электронной микроскопии тонких фольг (прибор ЭМ-125), используя широко апробированные методики [11, 12]. Фольги готовили путем электролитического утонения пластинок, вырезанных электроискровым способом из приповерхностного слоя материала (зона усталостного роста трещины) параллельно продольной оси образца.
3. Результаты и их обсуждение
3.1. Аттестация стали перед усталостными испытаниями
Закалка стали привела к формированию смешанной пакетно-пластинчатой мартенситной структуры, содержащей -8-10 % остаточного аустенита. Последующий низкотемпературный отпуск способствовал, во-первых, снижению скалярной плотности дислокаций с -1011 см-2
(состояние закалки) до -4.3 • 1010 см-2; во-вторых, выделению и росту частиц цементита, расположенных внутри (пластинчатый мартенсит) и по границам (пакетный
мартенсит) кристаллов. В первом случае частицы имели игольчатую форму, во втором — форму тонких прослоек. В-третьих, низкотемпературный отпуск вызывал релаксацию дальнодействующих полей напряжений. Объемная доля остаточного аустенита практически не изменилась.
3.2. Структурно-фазовое состояние разрушенной стали
После -1.42 • 105 циклов усталостного нагружения образцы были разрушены. Основным структурным элементом в объеме материала, прилегающего к зоне разрушения (-75 %), являются, как показали электронно-микроскопические дифракционные исследования, субзерна (рис. 2). Субзерна имеют изотропную форму, их средние размеры составляют -1.7 ± 0.03 мкм. Внутри субзерен наблюдается клубково-сетчатая дислокационная структура ((р) = 2.8 • 1010 см-2).
По состоянию карбидной фазы субзерна можно условно разделить на два типа. Для субзерен первого типа характерно расположение частиц цементита исключительно на границах раздела и в их стыках (рис. 2, а). В субзернах второго типа частицы цементита присутствуют также и внутри объема (рис. 2, б). В этом случае они часто располагаются параллельными рядами, пересекая субзерно от границы до границы. Можно предположить, что субзерна первого типа образовались в результате эволюции кристаллов пластинчатого мартенсита, субзерна второго типа — в результате парной коа-лесценции кристаллов пакетного мартенсита, заключающейся в рассыпании малоугловых границ, разделяющих соседние кристаллы. Характерное электронно-
Рис. 2. Электронно-микроскопическое изображение субзеренной структуры стали 60ГС2. Стрелками указаны частицы цементита
Рис. 3. Электронно-микроскопическое изображение пакета мартенсита (а) стали 60ГС2 вблизи поверхности разрушения; гистограммы поперечных размеров кристаллов пакета мартенсита в исходном ^ = 112.0 ± 10.7 нм) (б) и разрушенном ^ = 262.2 ± 14.9 нм) (в) состояниях
микроскопическое изображение пакета на промежуточной стадии протекания процесса парной коалесценции приведено на рис. 3, а; результаты статистического анализа размерной однородности кристаллов мартенсита пакета стали исходного состояния и зоны усталостного разрушения представлены на рис. 3, б, в. Отчетливо видно, что пакеты, сохранившиеся в разрушенном образце, сформированы кристаллами, поперечные размеры которых различаются в 5-10 раз. Это проявляется не только в существенном расширении спектра размеров кристаллов, но и в формировании второй моды гистограммы.
В отдельных случаях в стыках зерен разрушенного образца обнаруживаются области, имеющие трехфазную структуру, т.е. состоящие из кристаллов мартенсита, прослоек и островков остаточного аустенита и нано-размерных частиц цементита (рис. 4, г-е). Очевидно, что структура данных объемов материала сформировалась в результате а^у^а мартенситного превращения. На промежуточной стадии нагружения в стыках зерен наблюдались области, содержащие сравнительно высокую объемную долю частиц цементита (рис. 4, а-в). Следовательно, а^у-превращение протекает по эвтек-тоидной реакции, условие старта которой выполняется в данных областях стали. Очевидно, что формирующиеся в стыках зерен области материала, содержащие кристаллы мартенсита и обладающие вследствие этого высокими прочностными свойствами, могут явиться места-
ми зарождения микротрещин, способствующих разрушению образца. Еще одной причиной разрушения образца могут быть крупные частицы цементита, располагающиеся в стыках зерен рекристаллизации (рис. 5).
Таким образом, проведенные электронно-микроскопические микродифракционные исследования показывают, что одной из причин разрушения стали 60ГС2 при усталостных испытаниях, связанной с динамической рекристаллизацией материала, может быть образование в стыках зерен объемов материала с высоким содержанием частиц карбидной фазы, либо мартенситной структуры, формирующейся при а^у^а-превращении данных объемов.
3.3. Электроимпулъсная пластификация стали
Электростимулирование в течение 15 с образцов, подвергнутых усталостным испытаниям, приводит к существенному преобразованию структуры стали. Это выражается, во-первых, в релаксации дефектной субструктуры стали: фрагментации кристаллов мартенсита, уменьшении скалярной и избыточной плотности дислокаций, снижении амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки; во-вторых, в выделении частиц карбидной фазы (местами расположения частиц являются дислокации и внутрифазные границы); в-третьих, в частичном а^у^а мартенситном превращении. В областях, расположенных в стыках зерен динамической рекристаллизации, формируется трехфазная структура,
1 ^ \ 7—-—
-X —
XX/ \ / х ^
т^р/4
/ о - (113)а-Ре
?\у#-(115)а-Ре
У х-(114)у-Ре
Рис. 4. Электронно-микроскопическое изображение структуры стали 60ГС2, формирующейся на промежуточной стадии усталостных испытаний (а-в) и в разрушенном состоянии (г-е); а, г — темные поля, полученные в рефлексах [002^е3С и [113]у-Ре соответственно; б, д — микроэлект-ронограммы к рисункам (а) и (г), стрелкой указаны рефлексы темного поля; в, е — схемы индицирования микроэлектронограмм
состоящая из кристаллов пластинчатого мартенсита, островков остаточного аустенита и наноразмерных частиц цементита. В объеме частично разрушенных пакетов кристаллы вновь образующегося мартенсита могут располагаться как поперек исходного кристалла мартенсита, так и вдоль его границ. Вновь образованные кристаллы мартенсита весьма малы. Так, поперечные размеры кристаллов пластинчатого мартенсита изменяются в пределах от 80 до 160 нм, кристаллов пакетного мартенсита — от 40 до 80 нм. Это обусловлено, по всей видимости, малыми размерами объемов, в которых происходит мартенситное превращение.
Рис. 5. Электронно-микроскопическое изображение структуры стали 60ГС2 вблизи поверхности разрушения (стрелками указаны частицы цементита)
Рассмотренные преобразования (за исключением мартенситного превращения) пластифицируют структуру стали, что должно способствовать повышению ресурса усталостной долговечности материала. Действительно, как показали проведенные усталостные испытания образцов, электростимулированных на промежуточной стадии нагружения, ресурс работоспособности материала увеличился в 1.7 раза.
3.4. Структурно-фазовое состояние зоны разрушения электростимулированной стали
Повторное усталостное нагружение электростимули-рованного образца привело к повсеместному а^у^а-превращению с образованием кристаллов пакетного и пластинчатого мартенсита (рис. 6). Обнаруживаются субзерна, содержащие лишь кристаллы пакетного мартенсита; кристаллы пластинчатого мартенсита и, наконец, кристаллы пакетного и пластинчатого мартенсита. Морфология мартенсита определяется (при прочих равных условиях) концентрацией углерода в стали [13]. Следовательно, присутствие субзерен с различающейся морфологически структурой мартенсита свидетельствует о неоднородном распределении углерода в стали, связанном с протеканием процессов рекристаллизации. В [14] показано, что концентрационная область образования кристаллов пакетного мартенсита в нелегированных сталях не превышает 0.15 вес. % С, смешанной пакетно-пластинчатой мартенситной структуры — 0.15-0.8 вес. % С, структура только лишь пластинчатого
Рис. 6. Электронно-микроскопическое изображение структуры, сформировавшейся в разрушенном образце электропластифицированной стали на расстоянии -6 (а) и - 2 мм (б) от поверхности разрушения
мартенсита формируется в стали с концентрацией углерода, превышающей 0.8 вес. %. Следовательно, усталостное нагружение стали приводит к формированию субзерен, концентрация углерода в которых может различаться в несколько раз. Соответственно этому в десятки раз, если принять во внимание и субзерна, не претерпевшие мартенситного превращения, будут различаться их прочностные характеристики [15-17]. Формирование столь разнопрочной субзеренной структуры, по всей видимости, и является причиной усталостного разрушения электропластифицированной стали.
Вновь образовавшийся мартенсит подвергается динамическому старению. Это приводит к полигонизации дислокационной субструктуры кристаллов мартенсита, а в отдельных случаях и к рассыпанию малоугловых границ кристаллов пакетного мартенсита, релаксации дальнодействующих полей напряжений и образованию частицы цементита (рис. 6, б). Степень динамического старения структуры стали существенным образом зависит от расстояния до поверхности разрушения образца. Проведенные исследования показывают, что уже на расстоянии -5-6 мм от поверхности разрушения влияние
теплоты деформации на структуру электропластифици-рованной стали минимально (рис. 6).
Таким образом, усталостное разрушение электро-пластифицированной стали сопровождается повсеместным а^у^а-превращением с образованием кристаллов мартенсита. Наблюдается существенное различие морфологии мартенсита, что может быть обусловлено концентрационной неоднородностью стали по углероду.
4. Заключение
Установлено, что усталостное разрушение стали: 1) сопровождается динамической рекристаллизацией с формированием субзеренной структуры; 2) приводит к существенно неоднородному распределению углерода, с образованием в стыках зерен динамической рекристаллизации областей с повышенной объемной долей частиц цементита субмикронных размеров (последние, по всей видимости, являются причиной разрушения стали при обычной схеме нагружения); 3) способствует в отдельных случаях (в областях материала, расположенных в стыках зерен), при обычном нагружении, и повсеместно, в электропластифицированном материале, а^у^а мартенситному превращению. Электростимулирование стали, приводя к релаксации дислокационной субструктуры и способствуя растворению частиц цементита, расположенных в стыках зерен динамической рекристаллизации, увеличивает усталостную долговечность стали в -1.7 раза.
Литература
1. Иванова В.С., Терентьев В.Ф. Природа усталости металлов. -М.: Металлургия, 1975. - 456 с.
2. Иванова В.С., Шанявский A.A. Количественная фрактография. Усталостное разрушение. - Челябинск: Металлургия, 1988. -400 с.
3. Коцаньда С. Усталостное растрескивание металлов. - М.: Металлургия, 1990. - 622 с.
4. Терентьев В.Ф. Усталость металлических материалов. - М.: Наука, 2002. - 248 с.
5. Громов В.Е., Зуев Л.Б., Козлов Э.В., Целлермаер В.Я. Электро-стимулированная пластичность металлов и сплавов. - М.: Недра, 1996. - 293 с.
6. Электростимулированная малоцикловая усталость / Под ред. О.В. Соснина, В.Е. Громова, Э.В. Козлова. - М.: Недра коммю-никейшенс ЛТД, 2000. - 208 с.
7. Соснин О.В. Эволюция структурно-фазовых состояний аусте-нитных сталей при усталости. - Новосибирск: Наука, 2002. -211 с.
8. Марочник сталей и сплавов / Под ред. В.Г. Сорокина. - М.: Машиностроение, 1989. - 640 с.
9. Приборы для неразрушающего контроля материалов и изделий: В 2-х т. / Под ред. В.В. Клюева. - М.: Машиностроение, 1976. -456 с.
10. Муравьев В.В., Зуев Л.Б., Комаров К.Л. Скорость звука и структура сталей и сплавов. - Новосибирск: Наука, 1996. -283 с.
11. Эндрюс К., Дайсон Д., Киоун С. Электронограммы и их интерпретация. - М.: Мир, 1971. - 256 с.
12. ЧернявскийК.С. Стереология в металловедении. - М.: Металлургия, 1977. - 280 с.
13. Курдюмов В.Г., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. - М.: Наука, 1977. - 236 с.
14. ИвановЮ.Ф., Конева H.A., Козлов Э.В. Структурно-концентрационные диаграммы мартенситных превращений в сплавах железа и сталях // МиТОМ. - 1989. - № 2. - С. 2-4.
15. Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. - М.: Металлургия, 1979. - 208 с.
16. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей. - М.: Металлургия, 1982. - 184 с.
17. Norstrom L.A. On the yield strength of quenched low-alloy lath martensite // Scandinavian J. of Met. - 1976. - V. 5. - No. 4. -P. 159-165.
Softening of hardened carbon steel during pulsed electric treatment
Yu.F. Ivanov, O.V Sosnin1, E.Yu. Suchkova1, V.E. Gromov1, and E.V. Kozlov2
Institute of High Current Electronics SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 1 Siberian State Industrial University, Novokuznetsk, 654007, Russia
2 Tomsk State Architecture-Building University, Tomsk, 634003, Russia
Methods of diffraction electron microscopy of thin foils are used to investigate the defect substructure and phase composition of the prehardened steel 60MnSi2 subjected to high-cycle fatigue testing. It is shown that one of the reasons for fatigue fracture of the steel is the dynamic aging with the formation of submicron cementite particles in grain junctions as well as the a^y^a martensitic transformation. The mechanisms of steel softening due to pulsed electric treatment, which favors a 1.7-fold increase in the service life of the material, are revealed.
