Характеристики локального разрушения порошковой стали в зависимости от температуры и пористости Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»

УДК 621.762:62-405.8:53.096

ХАРАКТЕРИСТИКИ ЛОКАЛЬНОГО РАЗРУШЕНИЯ ПОРОШКОВОЙ СТАЛИ В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ТЕМПЕРАТУРЫ И ПОРИСТОСТИ

© А.В. Сибилев, В.М. Мишин

Ключевые слова: порошковая сталь; хладноломкость; пористость; низкие температуры; метод конечных элементов.

Количественно определено и разделено влияние степени пористости и температуры испытаний на критическое локальное растягивающее напряжение в зоне локального разрушения.

Детали, изготовленные из порошковых сталей, как правило, не испытывают высоких нагрузок при эксплуатации. В то же время известно, что понижение температуры в значительной степени охрупчивает стали и сплавы и снижает разрушающую нагрузку.

Расширение областей использования деталей из порошковых сталей, в т. ч. при пониженных температурах, ставит задачу изучения физической природы трещиностойкости изделий из порошковых сталей.

Полагали, что подход, основанный на использовании критериев локального разрушения, позволит установить связь характеристик сопротивления зарождению и развитию трещины с параметрами, характеризующими структуру порошковой стали при кратковременном нагружении при пониженных температурах.

Опыт последних десятилетий свидетельствует о высокой эффективности применения порошковых материалов для производства изделий конструкционного назначения в различных областях техники. Коэффициент использования материала при изготовлении изделий из порошковых материалов достигает 0,95-1,00, что, в свою очередь, кроме значительной экономии материала обеспечивает высокий уровень экологичности производства. Однако механические свойства изделий из порошковых легированных сталей ниже, чем из стального проката аналогичного химического состава, что связано с пониженной плотностью, гетерогенностью структуры и большей загрязненностью неметаллическими включениями [1]. Поэтому до последнего времени спеченные изделия применялись в основном в случае малых рабочих нагрузок. Дальнейшее расширение области применения конструкционных деталей, изготовленных методами порошковой металлургии, обеспечивается использованием современных технологий получения порошковых материалов, их легированием, термообработкой, снижением уровня пористости.

Однако кроме методов, позволяющих улучшить свойства спеченных сталей, необходимо использовать обоснованные критерии оценки получаемых свойств, уметь прогнозировать работоспособность деталей, полученных методами порошковой металлургии, в различных условиях эксплуатации.

Цель работы - изучение влияния пониженных температур и различной степени пористости на макро- и

микромеханические характеристики сопротивления хрупкому разрушению и закономерностей процесса разрушения спеченных легированных сталей, полученных на основе частично-легированных порошков.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ

Исследования проводили на среднелегированной стали, полученной в результате спекания частичнолегированного порошка марки ПЖН4Д2М. Технологическая схема получения частично-легированного порошка представлена на рис. 1.

Частично-легированный порошок получали из механической смеси железного водораспыленного порошка ПЖР 2.200.26 порошкообразными оксидами меди (СиО) и молибдена (Мо02) с последующим диффузионно-восстановительным отжигом. Смешивание железного порошка с оксидами легирующих добавок осуществляли в смесителе типа «Турбула» в течение 40 мин.

Рис. 1. Технологическая схема получения частично-легированного порошка

Диффузионно-восстановительный отжиг проводили в шахтной печи СШВЛ - 12,5/25 в контейнерах из жаропрочной стали на поддонах при 850 °С в течение 2 ч в среде проточного водорода с точкой росы (-30 —50) °С. По окончании выдержки порошок охла-

1643

ждали со скоростью 10-20 град/мин. до температуры не выше 80 °С. Температурный режим отжига контролировался термопарой. Спеки частично-легировавнных порошков подвергали двухстадийному измельчению: дроблению на щековой дробилке и размолу в лабораторном дезинтеграторе Д-41 при скорости вращения ротора 2-5 тыс. об./мин. От измельченных порошков отсеивали рабочую фракцию размером менее 200 мкм.

В качестве заключительной операции при получении частично-легированного порошка ПЖН4Д2М осуществляли смешивание частично-легированного медью и молибденом железного порошка с порошком карбонильного никеля в смесителе типа «Турбула» в течение 20 мин. Полученный порошок имел следующий химический состав и технологические свойства: 0,013 % С; 4,02 % N1; 0,53 % Мо; 1,49 % Си; 0,007 % Б; 0,009 % Р; 0,158 % О; уплотняемость 6,82 г/см3 при 6 т; прочность прессовки 9 МН/м2 при 7 г/см3; насыпная плотность 2,98 г/см3.

Полученный порошок имел неправильную форму частиц (рис. 2, 3).

Рис. 2. Форма частиц частично-легированного порошка ПЖМ4Д2М

Рис. 3. Форма частиц Си и N в частично-легированном порошке ПЖН4Д2М

Положение частиц карбонильного никеля не фиксировано, поэтому они располагаются как на поверхности частиц порошка основы, так и вне контакта с ним. В месте контакта частиц меди и молибдена с поверхностью железного порошка с помощью рентгеноструктурного микроанализа (РСМА) выявлены зоны диффу-

зионного взаимодействия размером 1-2 мкм для молибдена и 2-4 мкм для меди. Микроструктура порошков представляет собой феррит с микротвердостью приблизительно 1600 Н/мм2.

Исследование свойств материалов, полученных на основе частично-легированного порошка ПЖН4Д2М, проводилось на стандартных призматических образцах с острым надрезом и цилиндрических образцах диаметром 5 мм. Для изготовления образцов были получены спеченные цилиндрические заготовки по следующей технологии:

- смешивание исходных порошков с 0,5 % графита в смесители типа «пьяная бочка» в течение 20 мин.;

- гидростатическое прессование заготовок диаметром 25 мм и длиной 180 мм проводили при давлениях 900, 2000, 3000, 4000, 5000 атм;

- спекание заготовок в шахтной печи в течение 2 ч при температуре 1140 °С.

Формовка заготовок методом гидростатического прессования была выбрана с целью обеспечения равномерного распределения пористости во всем объеме прессовки независимо от масштабного фактора и формы изделий, т. к. компактирование методом двухстороннего прессования неизбежно приводит к разно-плотности.

Микроструктура спеченных сталей представляет собой смесь упрочняющих составляющих (бейнита и мартенсита), окруженных пластичным и вязким остаточным аустенитом, расположенным в основном в области межчастичных границ (рис. 3).

По данным рентгеноструктурного анализа (РСА), доля остаточного аустенита составляет 5-8 %. По данным металлографического анализа, РСМА и ОЖЕ-спектроскопии, значительное влияние на структурооб-разование в стали из частично-легированного порошка оказывает концентрация никеля, которая изменяется в широких пределах (от 0 до 30 %) вследствие незавершенности диффузионных процессов при спекании. При охлаждении после спекания микрообъемы исследуемой стали 45Н4Д2М, содержащие более 8 % N1, не претерпевают фазовых превращений и остаются в виде твердого раствора переменного состава с Н - 2000-3200 (8-30 % N1, 2-5 % Си, менее 12 % Мо и менее 0,2 % С). Понижение концентрации никеля менее 8 % обусловливает мартенситное превращение с Н - 48005000, а менее 2 % бейнитное превращение Н - 37004200. Содержание молибдена, меди и углерода в мартенсите и бейните, соответственно, менее 6; 0,5-2,0 и

0,2-0,5 %. При этом наблюдается совпадение характера распределения никеля, меди и молибдена. Температура аустенитизации составляла 850 °С. Закалку с целью предотвращения растрескивания проводили в масло. Температура отпуска составила 600 °С.

Одним из основных факторов, резко отличающих спеченные материалы от компактных, который оказывает существенное влияние на закономерности формирования механических свойств при понижении температуры испытаний, является пористость.

С целью изучения поведения спеченного материала различной пористости от 10 до 30 % при изменении температуры был проведен комплекс испытаний на растяжение и статический изгиб цилиндрических образцов диаметром 5 мм и призматических образцов 10x10x55 мм с острым надрезом. Локальные напряжения в зоне зарождения трещины определяли с помощью метода конечных элементов по методике [2].

1644

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Результаты испытаний на растяжение при различных температурах представлены на рис. 4-11. Во всем диапазоне исследуемых температур происходит монотонное снижение предела текучести и предела прочности с ростом температуры испытания, что аналогично поведению компактных материалов.

Рис. 4. Зависимости предела прочности порошковой стали 45Н4Д2М от степени пористости при температурах испытаний: 1 - 77 К, 2 - 293 К

Рис. 5. Зависимости предела прочности порошковой стали 45Н4Д2М от температуры испытаний. Пористость: 1 - 9,8; 2 -16,1; 3 - 18,0; 4 - 21,0; 5 - 29,0 %

Рис. 6. Зависимости номинального разрушающего напряжения от температуры испытаний порошковой стали с различной степенью пористости. Сталь 45Н4Д2М. Пористость: 1 -9,8; 2 - 16,1; 3 - 18,0; 4 - 21,0; 5 - 29,0 %

Немонотонный характер зависимости пластичности от пористости и наличие минимума при 14 % пористости, полученные в работе [3], обнаружены не были. Следует отметить, что в более позднем исследовании [4] наличие этого минимума не подтвердилось.

Рис. 7. Зависимость предела текучести от пористости порошковой стали 45Н4Д2М при 293 К

МН/м2 N I

800

700

600 '■'-V V

500 і . 1 с г

-200

-100

Т,иС

Рис. 8. Зависимости предела текучести от температуры испытаний порошковой стали 45Н4Д2М. Пористость: 1 - 9,8; 2 -16,1; 3 - 18,0 %

С ростом пористости величина предела текучести и предела прочности спеченной стали снижается (рис. 4, 7), что можно объяснить снижением живого сечения образца из-за более высокой пористости. Кроме того, скопления закрытых пор являются заметными микроскопическими концентраторами напряжений, способными к взаимодействию с матрицей и между собой. Изменение эффективной площади поперечного сечения было доказано посредством металлографического анализа в работе [5].

Рис. 9. Зависимости критического максимального локального растягивающего напряжения от температуры испытаний порошковой стали 45Н4Д2М. Пористость: 1 - 9,8; 2 - 16,1; 3 -18,0 %

1645

На рис. 9 и рис. 10 представлены зависимости критических максимальных локальных растягивающих напряжений от пористости порошковой стали и температуры испытаний. Из рис. 9 видно, что понижение температуры испытаний порошковой стали повышает критическое максимальное локальное растягивающее напряжение, т. е. напряжение зарождения трещины.

Установлено, что повышение пористости ведет к снижению уровня критических максимальных локальных растягивающих напряжений.

ентов интенсивности напряжении для соответствующих пористостей.

Рис. 10. Зависимости критических максимальных локальных растягивающих напряжений от пористости порошковой стали

Известно, что критическое максимальное локальное растягивающее напряжение для сталей мало зависит или не зависит от температуры. Таким образом, имеет место существенное отличие поведения порошковой стали от обычных сталей при хрупком разрушении, заключающееся в повышении критического максимального локального растягивающего напряжения с понижением температуры испытаний.

На рис. 11 представлены зависимости критического коэффициента интенсивности напряжений от температуры испытаний порошковой стали. Из рис. 11 видно, что понижение температуры от 20 до -25 °С приводит к резкому снижению критического коэффициента интенсивности напряжений.

Рис. 11. Зависимости критического коэффициента интенсивности напряжений от температуры испытаний порошковой стали 45Н4Д2М. Пористость: 1 - 9,8; 2 - 16,1; 3 - 18,0 %

Дальнейшее понижение температуры испытаний до -193 °С не изменяет величин критических коэффици-

Рис. 12. Зависимости критического коэффициента интенсивности напряжений от степени пористости порошковой стали 45Н4Д2М: 1 - 293 К; 2 - 77 К

Поскольку критический коэффициент интенсивности напряжений характеризует сопротивление трещины ее развитию, следовательно в диапазоне температур -193 ^ -25 °С условия перехода трещины к катастрофическому росту не зависят от температуры. Увеличение пористости порошковой стали как при комнатной, так и при температуре -193 °С приводит к снижению критического коэффициента интенсивности напряжений (рис. 12).

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

1. Установлено и разделено влияние пониженных температур и степени пористости на характеристики локального разрушения порошковой стали.

2. Показано, что применение метода конечных элементов для расчета критических локальных напряжений в зоне локального разрушения порошковых сталей является эффективным методом исследования, позволяюшим перенести результаты испытаний стандартных образцов к расчету реальных деталей с концентраторами напряжений.

3. Установлены немонотонные зависимости критического локального растягиваюшего напряжения от степени пористости и температуры испытаний порошковой стали.

4. Показано, что существует диапазон температур в котором трещиностойкость порошовой стали не зависит от температуры. В то же время от температур около -20 °С резко возрастает критический коэффициент интенсивности напряжений.

ЛИТЕРАТУРА

1. Пумянская Т.А., Буланов В.Я., Зырянов В.Г. Атлас структур порошковых материалов на основе железа. М.: Наука, 1986. 262 с.

2. Мишин В.М. Структурно-механические основы локального разрушения конструкционных сталей: монография. Пятигорск: Спецпе-чать, 2006. 226 с.

3. Фирстов С.А., Подрезов Ю.Н., Жердин А.Г. и др. Влияние пористости на пластичность и механизм вязкого разрушения порошкового железа / // Порошковая металлургия. 1987. № 10. С. 91-96.

4. Фирстов С.А., Подрезов Ю.Н., Жердин А.Г. и др. Особенности вязко-хрупкого перехода порошковых материалов на основе железа // Порошковая металлургия. 1988. № 1. С. 69-73.

5. Slesar M., Miskovic V., Salak A., Dubrova E. // Int. Conf. on Powder Metallurgy CSSR. Hohe Tatra, 1974. P. 111.

1646

БЛАГОДАРНОСТИ: Экспериментальная часть исследований проведена в Институте качественных сталей ЦНИИчермет г. Москва благодаря поддержке директора института качественных сталей ЦНИИчермет д.т.н., проф. Филиппова Г.А.

Поступила в редакцию 10 апреля 2013 г.

Sibilev A.V., Mishin V.M. LOCAL DATA DESTRUCTION CHARACTERISTICS OF POWDER STEEL DEPENDING ON TEMPERATURE AND POROSITY

The influence of the degree of porosity and temperature tests on critical of the local tensile stress in the area of local failure is numerically identified and separated.

Key words: powder steel; cold brittleness; porosity; low temperatures; finite element method.

УДК З39.3

ВЕРОЯТНОСТНО-СТАТИСТИЧЕСКАЯ МОДЕЛЬ ДВОЙНИКОВАНИЯ РОМБОЭДРИЧЕСКИХ И ГЕКСАГОНАЛЬНЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ МОНОКРИСТАЛЛОВ ПРИ ЛОКАЛЬНОМ ДОЗИРОВАННОМ ДЕФОРМИРОВАНИИ ИХ ПОВЕРХНОСТИ

© О.М. Остриков

Ключевые слова: двойникование; монокристалл; пластическая деформация; индентирование.

Разработана вероятностно-статистическая модель формирования ансамблей клиновидных двойников, возникающих у отпечатка индентора на индентируемой поверхности монокристалла с ромбоэдрической или гексагональной кристаллической решеткой. Показано, что для определения вероятности зарождения двойников у отпечатка индентора целесообразно использование трехмерного нормального распределения двойников по длинам, ширине у устья и количеству.

В исследованиях особенностей пластической деформации монокристаллических материалов широкое распространение получил метод локального дозированного деформирования поверхности различной формы инденторами [1-3]. При индентировании поверхности монокристаллов с ромбоэдрической или гексагональной кристаллической решеткой у отпечатка инден-тора возникает ансамбль двойников, число которых и место образования у индентора являются случайными. Это обусловливает целесообразность использования в математическом моделировании эволюции деформационной картины у отпечатка индентора вероятностностатистических методов.

Целью данной работы стала разработка вероятностно-статистической модели механического двойнико-вания ромбоэдрических и гексагональных монокристаллов при индентировании их поверхности.

Типичная картина ансамбля клиновидных двойников, наблюдаемых у отпечатка индентора на поверхности (111) монокристалла висмута с ромбоэдрической структурой, представлена на рис. 1. Аналогичный вид имеет деформационная картина у отпечатка индентора Виккерса на поверхности металлических монокристаллов с гексагональной кристаллической решеткой.

Распределение количества двойников, возникающих у отпечатка индентора, может быть описано распределением Пуассона, Стьюдента или нормальным распределением.

В случае использования закона Пуассона вероятность возникновения у отпечатка индентора N двойников может быть найдена по формуле [4]:

N

PN ='

N!

(1)

где а - параметр закона Пуассона (а > 0) [4].

Основанием применимости закона Пуассона является необходимость выполнения равенства [5]:

mN = Dn = a,

(2)

где шх - математическое ожидание; Бх - дисперсия.

Если условие (2) не выполняется, то целесообразно использование распределения Стьюдента, которое может быть представлено в виде [6]:

Г((

n +

1)2 (1+1

2 )4n+1 )/2

(3)

где Г - гамма-функция; п - число исследуемых отпечатков индентора; г = (м - N )/Бп (здесь N - среднее число двойников, возникающих у отпечатков инденто-

ра;

При п > 30 распределение (3) переходит в нормальное распределение [6], плотность которого задается формулой [4]:

(ж-mN )

f (ж )=

Dn 42%

(4)

a

1

1641