CC BY
62
УДК 670.191.33
Масштабные уровни деформации и разрушения и механические свойства стали 25Х1М1Ф до и после неизотермического нагружения
П.В. Ясний, П.О. Марущак, С.В. Панин1, Р.Т. Бищак
Тернопольский национальный технический университет имени Ивана Пулюя, Тернополь, 46001, Украина 1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия
В работе на основании измерения механических характеристик, а также данных оптической и электронной микроскопии исследовали особенности деформации и разрушения при растяжении образцов стали 25Х1М1Ф в исходном состоянии и после термоциклической наработки. Показано, что деформация образцов данной стали в исходном состоянии характеризуется крайне малым деформационным упрочнением и существенным удлинением на этапе формирования шейки. После термоциклической наработки напряжение течения снижается, пластичность заметно возрастает, деформационное упрочнение становится более выраженным. Полученные результаты обсуждаются с использованием данных металлографии. Данные фрактографических исследований свидетельствуют о том, что характер разрушения определяется закономерностями зарождения микропор, их слиянием и образованием центральной макротрещины отрыва. Согласно экспериментальным результатам образец разрушается по смешанному механизму, включающему локальный сдвиг и отрыв. При этом значительное влияние на характер разрушения оказывают вторичные микротрещины и интенсивная внутризеренная пластическая деформация. На основании полученных результатов предлагается схема структурных уровней деформации и разрушения исследованных образцов при статическом растяжении.
Ключевые слова: теплостойкая сталь, термоциклическая наработка, пластическая деформация, структурные уровни, разрушение, механические свойства
Scale levels of deformation and fracture and mechanical properties of 25Cr1Mo1V steel before and after nonisothermic loading
P.V. Yasniy, P.O. Maruschak, S.V. Panin1 and R.T. Bishchak
Ternopil Ivan Pul’uj National Technical University, Ternopil, 46001, Ukraine 1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634021, Russia
In the work, the peculiarities of tensile deformation and fracture of 25Cr1Mo1V steel subjected and not subjected to thermal cycling were studied on the basis of measured mechanical characteristics and optical and electron microscopy. It is shown that the deformation of the steel specimens in the initial state features very low strain hardening and considerable elongation at the stage of necking. After thermal cycling, the flow stress decreases, the plasticity greatly increases, and the strain hardening becomes more pronounced. The results of study are discussed with resort to metallographic data. Fractographic analysis suggests that the character of fracture is governed by the mechanisms of the initiation of micropores, their coalescence and formation of the central opening mode macrocrack. According to the experimental results, the specimen is fractured by a mixed cleavage and local shear mechanism, and the character of fracture is strongly affected by secondary microcracks and severe intragranular plastic deformation. On the strength of the obtained results, a diagram of structural levels is proposed for deformation and fracture of the specimens under static tension.
Keywords: heat-resistant steel, thermal cycling, plastic deformation, structural levels, fracture, mechanical properties
1. Введение
Известно, что ролики являются одним из основных несущих узлов машин непрерывного литья заготовок [1-4]. Они эксплуатируются в условиях термомеханического нагружения, которое приводит к постепенному
исчерпыванию пластичности материала, изменению прочностных свойств. При незапланированных остановках ролики могут перегреваться и получать дополнительные пластические деформации, что уменьшает их ресурс, а также ухудшает качество слябов. Таким обра-
© Ясний П.В., Марущак П.О., Панин С.В., Бищак Р. Т., 2010
зом, при прогнозировании наработки роликов машин непрерывного литья заготовок необходимо учитывать изменение их прочностных свойств, а также параметров трещиностойкости [2, 3].
В литературе, а также в ряде работ авторов изложены результаты исследования влияния температуры на структурную деградацию и растрескивание приповерхностных слоев роликов машин непрерывного литья заготовок [1-7]. Однако, в целом, влияние термоциклической наработки и высоких температур на механизмы деформирования и разрушения материалов роликов машин непрерывного литья заготовок изучено недостаточно. Поскольку несущие элементы машин непрерывного литья заготовок необходимо рассматривать как объекты повышенной ответственности для увеличения эффективности и надежности оборудования, необходимо совершенствовать методы их проектирования и эксплуатации. В связи с этим актуальным является учет влияния эксплуатационных факторов на исчерпание несущей способности и статической трещиностойкости материала на стадии зарождения трещиноподобных дефектов с целью обеспечения эффективной безаварийной эксплуатации машин.
В рамках методологии физической мезомеханики материалов показано, что различие свойств поверхностного слоя и нижележащих слоев может обусловливать формирование осциллирующего (квазипериодического) распределения концентраторов напряжений на границе раздела двух разнородных сред [8]. В результате характер распределения деформации в приповерхностном слое может иметь квазипериодический характер, что проявляется и в характере растрескивания поверхностного слоя [9].
В рамках данной работы проведена оценка влияния температуры испытаний и предварительной термоциклической наработки на микро-, мезо- и макромеханизмы деформации и разрушения образцов теплостойкой стали 25Х1М1Ф, традиционно используемой для изготовления роликов, а также сделана попытка построения феноменологической модели деградации материала ролика при статическом растяжении, учитывающей взаимосвязь развития процессов деформации и разрушения на различных масштабных уровнях.
2. Методика исследований
Исследовали фрагмент ролика машины непрерывного литья заготовок из стали 25Х1М1Ф, который эксплуатировался на металлургическом комбинате им. Ильича (г. Мариуполь, Украина) и был выведен из эксплуатации в результате растрескивания рабочей поверхности. Из ролика вне зоны термического влияния (в районе охлаждающего отверстия, где по структуре и свойствам металл соответствовал состоянию поставки) вырезали
темплет — плоский образец для изучения микроструктуры и механических свойств. Таким образом, под исходным состоянием авторы понимали именно эти образцы, в то время как термоциклированными называли образцы этой партии, подвергнутые последующей термоциклической наработке. Структуру образцов анализировали с использованием металлографического микроскопа Axiovert 40 MAT (Carl Zeiss).
Известно, что поверхность ролика 1 эксплуатируется при циклическом изменении температуры (рис. 1). Внутренние слои 2 ролика машины непрерывного литья заготовок работают в условиях изотермического высокотемпературного нагружения, а около охладительного отверстия 3 температура внутренней поверхности ролика не превышает T = 60 °С [1, 2]. В настоящей работе исследовали влияние высоких температур (T = 600 °С) и термоциклической наработки на несущую способность материала. Цилиндрические образцы для испытаний с диаметром рабочей части 5 мм вырезали на расстоянии 20-30 мм от канала охлаждения ролика, проводили контроль состояния материала по твердости и структуре, аналогичный входному контролю роликов машин непрерывного литья заготовок. Образцы термо-циклировали при размахе температур AT = 13-500 °С с частотой 0.013 Гц в течение 2 500 циклов. Частота нагружения образцов соответствовала эксплуатационной для роликов машин непрерывного литья заготовок. Форма термического цикла — пилообразная. Образцы в исходном состоянии и после термоциклирования испытывали на одноосное растяжение на установках СТМ-100 и ZD-100Pu. Записывали диаграммы деформирования материала.
Для оценки степени локализации деформации в шейке образца использовали параметр истинного сужения [7]
¥ = l п-^0,
Ff
где F0 и Ff — начальная и конечная площадь поперечного сечения образца в шейке соответственно.
Закономерности деформирования и разрушения материала ролика исследовали с помощью растрового электронного микроскопа РЭМ-106И.
Рис. 1. Схема распределения температуры в теле ролика машин непрерывного литья заготовок при эксплуатации: 1 — зона термоциклического нагружения, Т = 375-600 °С; 2 — зона изотермического нагружения, Т - 200-375 °С; 3 — зона охлаждения, Тъ = 40-60 °С
3. Макроскопические особенности деформирования образцов
На рис. 2 приведены диаграммы деформирования исследованных образцов. Видно, что на всех приведенных кривых можно условно выделить два протяженных участка: с возрастающим значением напряжения течения (участок I) и уменьшающимся его значением, что соответствует формированию шейки (участок II). Справедливости ради следует отметить, что в подобном исследовании образцов а-железа в субмикрокристалли-ческом состоянии [10] формирование шейки при визуальном наблюдении фиксировали при уровне внешнего деформирующего напряжениях до достижения предела прочности. Таким образом, формирование шейки может наступать еще до достижения а в. Кроме того, в классических работах по выделению стадийности кривой течения (например [11]) характерные стадии кривой а-е выделяют по зависимости коэффициента деформационного упрочнения от степени деформации и связывают с характерными типами дислокационных субструктур, либо анализ проводится по значению показателя параболичности [12]. В настоящей работе также сделана попытка введения стадийности. Однако по причине недостатка данных о кинетике развития пластической деформации и разрушения методика выделения стадийности несколько отличается от традиционно используемых. Таким образом, в рамках настоящей статьи стадии I пластической деформации соответствуют процессы, имеющие место до достижения предела прочности: при этом формоизменение образца определяется механизмами микро- либо мезомасштабного уровня. Особо отметим, что при испытании образцов в исходном состоянии характерно крайне низкое деформационное упрочнение. Согласно данным ранее проведенных металлографических исследований [5, 7, 9] дисперсные, прежде всего карбидные, включения в образцах в исходном состоянии располагаются преимущественно на границах ферритных зерен (что обеспечивает выполнение основной функции данного материала—жаростойкос-
1
1 1
з
-Л, 41,3
- ^2 'X
0 10 20 8,%
Рис. 2. Диаграммы растяжения стали 25Х1М1Ф при 20 (1) и 600 °С (3) и после термоциклической наработки (2)
ти). Чуть более подробно информация о характерных типах дислокационных субструктур на стадии I пластической деформации будет представлена ниже. Протяженность стадии I пластической деформации составляет е: = 9 %. Стадия II протяженностью е п = 16% (рис. 2, кривая 1) соответствует развитию пластической деформации на стадии макролокализации (или шейко-образования). В этом случае локализация деформаций в шейке сопровождается формированием микропор (связанных с действием ротационных мод деформации), эволюция которых и предопределяет наступление заключительной стадии III процесса — разрушения. Физические механизмы порообразования подтверждаются ранее проведенными исследованиями, а также литературными данными [13].
К сожалению, условия проведения экспериментов не предусматривали микроскопическое наблюдение за образцами в процессе нагружения, что не позволяет на диаграммах нагружения четко выделить границу между концом стадии II пластической деформации и началом разрушения. Однако такой четкой границы и не должно быть: макролокализация деформации в области шейки протекает одновременно с формированием несплош-ностей различных масштабов. По нашему мнению, единая картина, объединяющая все эти механизмы в единый процесс, может быть создана только на основе многомасштабного рассмотрения процессов на различных масштабных уровнях при выделении ключевой роли каждого из них.
Также, согласно литературным данным [14], стадия II соответствует формированию пары сопряженных макрополос локализованной деформации, организованных по схеме «креста» или «диполя». На третьей стадии сформированная в шейке дефектная структура ме-зо- и макроскопического масштаба предопределяла зарождение магистральной трещины и разделение образца на две части в результате статического разрушения. Полученные данные по механическим характеристикам исследованных образцов сведены в табл. 1.
При высокой температуре испытаний на диаграмме деформирования наблюдается площадка текучести (характерная для малоуглеродистой стали), а уровень напряжения течения падает почти в 2 раза (рис. 2, кривая 3). Деформационное упрочнение проявляется наглядно на первой стадии деформирования (при этом деформационное упрочнение, оцениваемое по углу наклона соответствующей касательной линии, существенно выше, чем при испытании образцов в исходном состоянии при комнатной температуре), которая переходит в участок разупрочнения, соизмеримый по длительности с аналогичным участком при испытании образцов при температуре Т = 20 °С. Однако степень разупрочнения (снижение уровня внешнего деформирующего напряжения от предела прочности до напряжения в момент разрушения образца) по сравнению с испытаниями
Таблица 1
Механические характеристики образцов в различных состояниях и при разных температурах
а02, МПа а в, МПа а £Г, МПа Даа, МПа Да£Г, МПа є є I є II ¥
Т = 20 °С 670 690 400 20 290 25 9 16 0.60
Т=600 °С 280 380 300 100 80 22 9 13 1.20
После термоциклической наработки 440 580 360 140 220 30 16 14 0.51
при комнатной температуре в данном случае заметно ниже: Дст& = 80 МПа (рис. 2, кривые 3 и 1, табл. 1).
Уровень напряжения течения на диаграмме нагружения образца термоциклированного материала (рис. 2, кривая 2) заметно выше, чем при температуре 600 °С, но ниже чем при комнатной (рис. 2, кривая 1). Протяженность площадки текучести для образца возросла, увеличилась пластичность материала (величина удлинения образца до разрушения превышает таковую в исходном состоянии (рис. 2, кривые 1 и 2, табл. 1)). В то же время образцы стали 25Х1М1Ф сохраняют достаточно высокую прочность. Подобно испытаниям образцов в исходном состоянии при комнатной температуре заметно деформационное упрочнение (различие между напряжением течения и пределом прочности Дстй = 140 МПа) и существенно разупрочнение при формировании шейки (протяженность этапа, связанного с образованием шейки, составляет более половины от пластического деформирования образца: е п = 14 % при Дст& = 220 МПа).
4. Влияние высоких температур и термо-циклирования на изменение твердости и микротвердость
Твердость материала в шейке образцов в исходном состоянии, испытанных при комнатной температуре, при значении истинного сужения у = 0.35 возросла по сравнению с недеформированным состоянием от 68 до
95 HRB. При последующем нагружении при у = 0.6 твердость превысила 100 HRB, что свидетельствует о значительном упрочнении материала деформированного образца в шейке (табл. 2). Для образцов, испытанных при высокой температуре, при у = 1.2 твердость материала образца также достигает 100 HRB. Таким образом, экспериментально показано, что для одинаковой величины деформации (при одинаковой величине сужения в шейке, в данном случае при у = 0.4) твердость материала образца в исходном состоянии, испытанного при 600 °С, значительно меньше, чем при 20 °С (табл. 2), что, наиболее вероятно, связано с интенсификацией диффузионных процессов при высокой температуре испытаний.
Согласно данным проведенных нами ранее исследований после 2500 термоциклов в поверхностном слое наблюдается повышение микротвердости от 1750 до 2 600 МПа [15]. Одновременно анализ микротвердости по сечению образца показал, что при перемещении от поверхности к сердцевине величина первой монотонно снижается до величины 2250 МПа [16]. Последнее, по нашему мнению, связано с процессами термически индуцированного отпуска. Данные измерения твердости и микротвердости образцов сведены в табл. 2.
Дополнительным подтверждением данного факта является выявление на поверхности термоциклирован-ного образца областей, характеризующихся более выраженным деформационным рельефом по сравнению с рядом расположенными участками. Это свидетельст-
Таблица 2
Изменение твердости и микротвердости образцов стали 25Х1М1Ф до и после термоциклирования и до и после испытаний
Микротвердость, МПа / Твердость HRB До испытаний После испытаний
Поверхность Сердцевина Поверхность Сердцевина
Исходное состояние, Т = 20 °С
Н ц 1800 2600 2600
НЯБ 68 95 (при ¥ = 0.4) / 105 (при ¥ = 0.6)
Исходное состояние, Т = 600 °С
н ц 1800* 2 500 2600
НЯБ 68* 76 (при ¥ = 0.4) / 95 (при ¥ = 1.2)
После термоциклической наработки, Т = 20 °С
Н ц 2 420 2 250
НЯБ 68
* Твердость образца в исходном состоянии, измеренная при Т = 20 °С
вует о развитии процессов зернограничного скольжения (см. ниже рис. 6, б) и локализации деформации. По нашему мнению, именно наличие упрочненного слоя, не имеющего выраженной границы раздела с нижележащими слоями материала, а также разупрочнение материала сердцевины (согласно данным измерения твердости [15]) обеспечивают повышение длительности процесса квазиравномерного деформирования материала до наступления макролокализации деформации и формирования шейки. Этим обстоятельством и обусловлена большая степень удлинения до разрушения образцов после термоциклической наработки по сравнению с таковой в исходном состоянии. В [15, 16] показано, что после 103 термоциклов твердость образцов возрастает от 68 до 80 НИВ, однако после 2.5 • 103 циклов снижается до величины 65 НИВ. Данный результат представляется важным не только с практической точки зрения, как свидетельствующей о постепенном снижении несущей способности материала по мере его термо-циклирования, но и с позиции его физической трактовки, согласно которой причинами снижения твердости являются частичный отпуск материала и накопление структурных дефектов.
5. Особенности микроструктуры образцов
В исходном состоянии образцы стали 25Х1М1Ф имели феррито-перлитную структуру со средним размером зерна 30-50 мкм (рис. 3, а), что обусловливает их высокую прочность и пластичность [17]. Структура недеформированного материала представляет собой феррит, перлитные колонии, расположенные в различных частях ферритных зерен, а также карбидные включения вытянутой и глобулярной формы с характерным размером <1 мкм. В начальном состоянии дислокационная микроструктура стали 25Х1М1Ф имеет ячеистосетчатую слаборазориентированную дислокационную субструктуру [18].
После пластического деформирования феррито-пер-литной стали 25Х1М1Ф с увеличением деформации структура материала до у = 0.35 переходит в клубковую и ячеистую неразориентированную; при у = 0.5 — в ячеистую разориентированную и частично фрагментированную субструктуры; при у = 0.9 образуются отдельные участки полностью фрагментированной дислокационной структуры. Каждой субструктуре материала соответствует определенный диапазон плотности дислокаций [18].
■ ■ □
.
ч ■
! * • -Ж- \ * ..
-;Г Л' Я
, . ,; •* »> „ ▼ Ъ Ч V 4
• £ - * '
ч. >.» -Л. 'г : - зь \ -■ .
* •‘■'■"У
' .
50 мкм I-------------1
Рис. 3. Микроструктура образцов стали 25Х1М1Ф в исходном состоянии (а), после деформирования при 600 °С (б), после 103 (б) и 2.5 • 103 термоциклов (□). Травление производили в спиртовых растворах азотной (5%) и пикриновой кислот (4%)
После проведения испытаний при повышенной температуре (рис. 3, б) было обнаружено, что в процессе высокотемпературного нагружения сохраняется характерная округлая, слегка вытянутая форма структурных элементов. В то же время следует говорить о некотором увеличении их размеров. Отметим, что согласно данным металлографического анализа не удается столь же четко выявить все элементы зеренной структуры (рис. 3, б), наблюдаемые для образцов в исходном состоянии (рис. 3, а). Вероятной причиной этого являются произошедшие в образце структурные изменения и вызванная ими меньшая способность образца к травлению.
В процессе термоциклической наработки, обусловливающей термически-индуцированное нагружение образца, деформирование последнего сопровождается формированием полос скольжения, фрагментацией зерен [15, 16]. При этом следы скольжения могут распространяться через несколько смежных зерен. С увеличением количества термических циклов происходят изменения в морфологии перлита. В частности, на шлифах отмечается размытие границ зерен, повышение структурной неоднородности, сегрегация дисперсных включений в крупные образования, неоднородно распределенные по образцу (рис. 3, в, г), что также подтвержда-
ется данными электронной просвечивающей микроскопии [19].
Пластическое деформирование стали 25Х1М1Ф в исходном и термоциклированном состоянии сопровождается фрагментацией субзерен, уменьшением размера и повышением разориентации структурных блоков [19]. Зернограничные деформации приводят к образованию локальных участков полностью фрагментированной структуры, стойких конфигураций в виде малоугловых границ со значительной разориентацией. Характер формирования дислокационных субструктур свидетельствует о процессах самоорганизации деформированного материала [18].
6. Фрактографический анализ поверхностей разрушения
Анализ фрактографических картин, полученных на образцах после испытаний, показал, что поверхность излома образца в исходном состоянии, разрушенного при комнатной температуре, является типичной для ква-зивязкого характера разрушения (рис. 4, а). В случае испытаний при повышенной температуре поверхность разрушения содержит ямки, наиболее вероятно сформированные вблизи областей концентрации твердых вклю-
Рис. 4. Деформированная боковая поверхность и поверхность разрушения образцов стали 25Х1М1Ф в исходном состоянии (а-в) при испытаниях при 20 (а), 600 °С (б, в) и после термоциклической наработки (2 500 термоциклов) (г). Образец наклонен на 10°-15°, что позволило одновременно наблюдать как излом (А и В), так и боковую грань (В и С). Растровая электронная микроскопия
чений (о чем свидетельствует наличие подобного включения в одной из ямок, на рис. 4, б показано стрелкой). Характер разрушения в пределах отдельных ямок можно охарактеризовать как квазихрупкий. Таким образом, на фоне вязкого характера макроразрушения в отдельных участках излома разрушение протекало достаточно неоднородно. Подобные эффекты наблюдали в работе [10] при растяжении образцов субмикрокристалличес-кого а-железа.
Сопоставительный фрактографический анализ поверхности разрушения А и деформационного рельефа на боковой грани В образца, испытанного при 600 °С (рис. 4), показал, что после деформирования при 600 °С характерна большая, чем при 20 °С, неоднородность поверхности разрушения во внутренних и приповерхностных слоях (рис. 4, б, в). Видно, что на образцах, испытанных при 600 °С, для приповерхностного слоя (рис. 4, в) характерен хрупкий слой (отмечен стрелкой, см. также рис. 5, а). При этом микротвердость материала приповерхностного слоя (Н^ = 2 500 МПа) чуть ниже, чем в сердцевине (Н^ = 2 600 МПа). Напомним, что при 600 °С образцы стали 25Х1М1Ф деформируются при напряжении в ~2 раза меньшем по сравнению с испытаниями при комнатной температуре. Неоднородность деформации на мезомасштабном уровне, по нашему мнению, обусловлена: а) формированием несколько разу-прочненного поверхностного слоя, к тому же характеризующегося квазихрупким механизмом разрушения; б) изменением характера развития деформации в сердцевине при высокой температуре испытаний, что связано со спецификой развития деформации вблизи включений (что отражается в виде формирования соответствующих ямок, рис. 4, б, в); в) совокупностью диффузионно-контролируемых, зернограничных и прочих механизмов микромасштабного уровня, развивающихся в исследованных образцах при высокой температуре испытаний (Т = 600 °С). Все это находит отражение и в характере разрушения [20].
Анализ изломов образцов позволил обнаружить особенности влияния температуры на механизмы разрушения: после испытаний при высокой температуре на поверхности разрушения присутствуют мелкие ямки и частицы в них (рис. 4, б). Вторичное формирование ямок, значительная концентрация микропор и микродефектов свидетельствуют об активационном влиянии температуры на процессы накопления и развития рассеянной повреждаемости. Микрорельеф изломов приповерхностного слоя образца свидетельствует о локальной неоднородности деформирования: в этих местах разрушение происходит преимущественно по сдвиговому механизму [21]. Заметно, что по сравнению с характером разрушения образцов, испытанных при комнатной температуре, при 600 °С количество ямок на одинаковой площади заметно выросло, что подтверждает тезис о сущест-
Рис. 5. Схема развития деформации в образцах из стали 25Х1М1Ф при комнатной температуре (а) и после термоциклирования (б). А-Б — точки фрактографического анализа
венной роли при высокотемпературных испытаниях интенсификации процессов локализации пластической деформации в образцах стали 25Х1М1Ф и обусловленном этим снижении пластичности.
В изломах образцов, испытывавшихся после термоциклической наработки, можно выделить две зоны: приповерхностную С, в которой обнаружены области с выраженной сдвиговой деформацией, и центральную Б, сформированную в результате зарождения пор на зернограничных карбидах и их объединения (рис. 4, г, рис. 5, б) [5, 7, 9]. Граница между этими зонами характеризуется смешанным (ямочным и сдвиговым) механизмами разрушения. Размеры ямок на изломах совпадают с размерами зернограничных карбидов (0.021.6 мкм), а длина участков сдвига соизмерима с размерами ферритного зерна (30-50 мкм) [20]. В центральной зоне образца также преобладают ямочный и сдвиговый типы разрушения. Вблизи внешней поверхности образца наблюдали отдельные вторичные микротрещины, а ямки имели вытянутую форму. Указанные эффекты, наиболее вероятно, вызваны интенсивной пластической деформацией вследствие существенного утонения образца в шейке.
7. Механизмы пластического деформирования
Согласно литературным данным процессы термического возврата, имеющие место при термоциклиро-вании образцов, уменьшают плотность дислокаций в малоугловых границах, увеличивая интенсивность зарождения и объединения пор, по сравнению с исходным материалом, что подтверждается данными анализа изломов образцов [20].
Полученные данные показали, что поверхность разрушения всех исследованных образцов сформирована участками с ямочным рельефом. При этом в процессе термоциклирования наблюдается уменьшение размеров пор в центральной зоне образца [20] (см. область С на
Рис. 6. Деформационный рельеф (гофр) в зоне максимальной локализации напряжений (шейке) разрушенного образца в исходном состоянии (а) и после термоциклирования (б)
рис. 5, б). В то же время несмотря на наличие упрочненного слоя диаграмма нагружения термоциклирован-ного образца ниже, чем диаграмма образца в исходном состоянии, что обусловлено процессами деградации свойств материала. По нашему мнению, внешний слой, упрочненный после термоциклирования, задерживает выход деформации на стадию макролокализации, что в совокупности с разупрочнением материала сердцевины обусловливает увеличение пластичности. Свидетельством неоднородности развития деформации в приповерхностных слоях предварительно термоциклирован-ного образца может служить формирование на поверхности рельефа мезоскопического масштаба в виде протяженных продольных складок (рис. 6, б). Причиной формирования столь выраженного деформационного рельефа, наиболее вероятно, является существенная степень сужения образцов в шейке у = 0.51 (см. табл. 1), на что наложилось формирование в приповерхностном слое в процессе термоциклирования дефектной структуры.
Для термоциклированного образца еще до растяжения на поверхности уже были сформированы зоны концентрации напряжений (локализации деформаций), обусловленные пластическими деформациями в ходе термоциклической наработки. По этой причине в ходе статического нагружения растяжением они накладываются на развитие сдвиговых деформаций, поэтому формирование рельефа происходит менее однородно. Деформационный рельеф, формирующийся на поверхности образца, включает отдельные участки с неоднородно выраженными следами кристаллографических сдвигов, ориентированными в направлении максимальных касательных напряжений.
В работе [10] в рамках методологии физической мезомеханики проанализировано развитие деформации, в том числе в шейке, образцов стали ВКС12, а также образцов а-железа и титана в субмикрокристалличес-ком состоянии. При этом для субмикрокристаллических образцов а-железа были отмечены особенности дефор-
мации, характерные и для исследовавшейся в настоящей работе стали 25Х1М1Ф: а) протяженность стадии формирования шейки выше, чем половина величины пластичности образцов (е п = 1.5 %, е (= 6.25 %); б) формирование симметричной шейки и неоднородность распределения напряженно-деформированного состояния в ней; в) формирование на поверхности излома ямок, внутри которых могут располагаться карбидные частицы; г) распространение трещины путем слияния пор. В то же время в отличие от субмикрокристаллического а-железа, где разрушение происходило вдоль одной из макрополос по механизму среза, в данной работе магистральная трещина распространялась по механизму нормального отрыва. Подобная аналогия деформирования и разрушения позволила нам использовать часть результатов, описанных в [10], для составления схемы структурных уровней деформации и разрушения, представленной в табл. 3.
8. Заключение
В работе исследованы деформационное поведение и закономерности разрушения стали 25Х1М1Ф в исходном состоянии и после термоциклической наработки. Методами сканирующей электронной микроскопии установлено, что термоциклирование влияет на кинетику накопления пор, изменяя при разрушении сопротивление материала сдвигу.
Из данных фрактографического анализа следует, что магистральная трещина зарождается во внутренних слоях материала, развиваясь по механизму вязкого сдвига и отрыва. При этом характер разрушения материала существенным образом определяется интенсивностью внутризеренной деформации и объединением пор.
На основании полученных результатов и литературных данных предложена схема структурных уровней деформации и разрушения, учитывающая как выявленные в настоящей работе закономерности, так и данные об особенностях деформации и разрушения на различных масштабных уровнях.
Таблица 3
Структурные уровни, особенности и механизмы деформации и разрушения образцов стали 25Х1М1Ф при статическом растяжении при различных температурах до и после неизотермического нагружения
Структурные уровни Т = 20 °С Т = 600 °С После термоциклической наработки
и и ц цам р о ф е д й ок с е ч и т с а я и ад т С Микродеформация (уровень дислокаций и их ансамблей) [19] Формирование неразориенти-рованной и частично разориен-тированной дислокационной субструктур [19] То же То же [19]
Мезодеформация (уровень зерен, карбидных включений и пр.) Неоднородность деформации в силу наличия дисперсных включений, малое деформационное упрочнение Дад = = 20 МПа при е г = 9 % Частичная деградация исходной структуры (рост зерен) в совокупности с высокотемпературной деформацией, заметное деформационное упрочнение Даа = 100 МПа при е г = = 9% Деградация структуры, сопровождаемая разупрочнением (до нагружения), максимальное деформационное упрочнение Дай = 140 МПа при ег = 16 %
Макродеформация (уровень образца в целом) Площадка текучести отсутствует Площадка текучести Депт ~ 2 % Площадка текучести Депт ~ 3 %
и и ц ам р о ф е д й ойк с е ч и т с а л п я и ад т С Микродеформация (ведущая роль деформации постепенно передается ме-зоуровню) [19] Формирование частично раз-ориентированной и фрагментированной дислокационной субструктур [19] То же То же [19]
Мезодеформация (локализация в полосах локализованного сдвига, неоднородность деформации в приповерхностном слое и сердцевине) Интенсивная внутризеренная деформация как аккомодационный механизм локализованной деформации в шейке Интенсификация деформации вблизи твердых включений, развитие процессов накопления рассеянной повреждаемости Выраженная деформация сдвига в упрочненном приповерхностном слое; зарождение пор на зернограничных карбидах в сердцевине
Макродеформация (формирование шейки по схеме «креста» [10]) Сужение в шейке у = 0.6, максимальное снижение напряжения течения Да& = 290 МПа при максимальной длительности стадии е п = 16 % Минимальное снижение напряжения течения Да& = = 80 МПа при длительности стадии е ц = 13 %, сужение в шейке у = 1.2, формирование разупрочненного/охрупченного приповерхностного слоя Снижение напряжения течения Да& = 220 МПа при длительности стадии е ц = 14 %, сужение в шейке у = 0.51, различие развития деформации в приповерхностном слое и сердцевине
я и н е ш узр аз р я и ад т С Микроразрушение (формирование микропор и пор) Вязкое разрушение Преимущественно вязкое и квазихрупкое (ямки) разрушение вблизи твердых включений Квазивязкое разрушение в сердцевине и хрупкое в приповерхностном слое
Мезоразрушение (формирование магистральной трещины путем коалес-ценции микропор) Вязкое разрушение по ямочному механизму Сдвиговый механизм разрушения в приповерхностном слое и ямочный в сердцевине Сдвиговый + ямочный механизм разрушения в приповерхностном слое и ямочный (преимущественно) в сердцевине
Макроразрушение (рост магистральной трещины и долом) Существенное удлинение и вязкое статическое разрушение Квазивязкий долом Существенное удлинение и вязкий долом
Изложенный подход позволяет сформулировать практические рекомендации по учету влияния термо-циклирования на несущую способность и статическую трещиностойкость стали 25Х1М1Ф, особенно в области геометрических концентраторов напряжений при нормальных и высоких температурах. Полученные результаты предполагается в дальнейшем использовать в теоретических методах расчета влияния концентраторов напряжений на остаточную долговечность и несущую способность конструкции и прогнозировании зарожде-
ния трещин в роликах машин непрерывного литья заготовок.
Работа выполнена при поддержке совместного проекта РФФИ_УкрФФИ (грант № 09-08-90404-Укр_ф_а), а также гранта Президента РФ по поддержке ведущих научных школ НШ-5242.2010.1.
Авторы выражают искреннюю благодарность научному сотруднику Тернопольского национального технического университета Сорочаку А.П. за помощь в получении фрактографических изображений.
Литература
1. Тимошпольский В.И., Самойлович Ю.А., Горяинов В.А. Тепловые и термомеханические явления в опорных роликах машин непрерывной разливки стали. Часть 1. Математическое моделирование // Изв. НАН Беларуси. Физ.-техн. науки. - 2005. - № 3. - С. 5-12.
2. Тимошпольский В.И., Самойлович Ю.А., Горяинов В.А. Тепловые и термомеханические явления в опорных роликах машин непрерывной разливки стали. Часть 2. Оценка долговечности опорных роликов // Изв. НАН Беларуси. Физ.-техн. науки. - 2005. - № 4. -С. 13-18.
3. Тимошпольский В.И., Самойлович Ю.А., Горяинов В.А. Тепловые и термомеханические явления в опорных роликах машин непрерывной разливки стали. Часть 3. Влияние неметаллических включений на долговечность опорных роликов // Изв. НАН Беларуси. Физ.-техн. науки. - 2006. - № 2. - С. 5-12.
4. Мазур Н.В., Подосян А.А., Огарков Н.Н. Исследования свойств материала роликов МНЛЗ // Процессы и оборудование металлургического производства: Межрегион. сб. науч. тр. / Под ред. О.С. Железкова. - Магнитогорск: Изд-во МГТУ, 2006. - Вып. 7. -С. 48-53.
5. Yasniy P., MaruschakP., Lapusta Y.,Hlado V, Baran D. Thermal fatigue material degradation of caster rolls’ surface layers // Mech. Adv. Mat. Struct. - 2008. - V. 15. - No. 6-7. - P. 499-507.
6. Божидарник В.В., Сулым Г.Т. Элементы теории пластичности и прочности. - Львов: Свп; 1999. - Т. 1. - 527 с.
7. Yasnii P.V., Marushchak P.O., Hlad’o V.B., Baran D.Ya. Correlation of the microdislocation parameters with the hardness of plastically deformed heat-resistant steels // Mater. Sci. - 2008. - V. 44. - No. 2. -P. 194-200.
8. Панин В.Е. Поверхностные слои нагруженных твердых тел как мезоскопический структурный уровень деформации // Физ. мезо-мех. - 2001. - Т. 4. - № 3. - С. 5-22.
9. Yasniy PV, Maruschak P.O., Hlado VB. Hardening of Heat-Resistant Steels under Conditions of Plastic Deformation at Different Temperatures // Computational and Experimental Analysis of Damaged Materials / Ed. by D.G. Pavlou. - Kerala: Transworld Research Network, 2007. - P. 167-181.
10. Деревягина Л.С., Панин В.Е., Гордиенко А.И. Самоорганизация пластических сдвигов в макрополосах локализованной пластической деформации в шейке высокопрочных поликристаллов и
ее роль в разрушении материала при одноосном растяжении // Физ. мезомех. - 2007. - Т. 10. - № 4. - С. 59-71.
11. Структурныге уровни пластической деформации и разрушения / Под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука, 1990. - 255 с.
12. ЗуевЛ.Б., Данилов В.И., Баранникова С.А. Физика макролокализации пластического течения. - Новосибирск: Наука, 2008. - 327 c.
13. Лебедев А.А., Чаусов Н.Г. Новые методы оценки деградации механических свойств металла конструкций в процессе наработки. -Киев: Изд-во ИПП НАНУ, 2004. - 133 с.
14. Панин В.Е., Деревягина Л.С., Дерюгин Е.Е., Панин А.В., Панин С.В., Антипина Н.А. Закономерности и стадии предразруше-ния в физической мезомеханике // Физ. мезомех. - 2003. - Т. 6. -№ 6. - С. 97-106.
15. Марущак П.О., Гладьо В.Б., Бищак Р.Т. Влияние термоциклической наработки на свойства стали 25Х1М1Ф // Труды IV Межд. науч.-техн. конф. «Современные проблемы машиностроения», 2628 ноября 2008 г. - Томск: Изд-во ТПУ, 2008. - С. 246-250.
16. Yasniy P., Maruschak P., Bishchak R., Hlado V, Pylypenko A. Damage and fracture of heat resistance steel under cyclic thermal loading // Theor. Appl. Fract. Mech. - 2009. - V. 52. - No. 1. - P. 22-25.
17. ЯснийП.В., МарущакП.О. Ролики МНЛЗ: Деградация и трещино-стойкость материалов. - Тернополь: Джура, 2009. - 232 с.
18. Yasniy P., Maruschak P., Hlado V. Structure Evolution of Plastically Deformed Heat-Resistance Steel: Strain Localization in Tensile Test // Progressive Technologies and Materials / Ed. by F. Stachowisz. -Rzeszow: OWPR, 2009. - P. 17-23.
19. ЯснийП.В., Гладьо В.Б., МарущакП.О., Бищак Р.Т. Исследование деградации микроструктуры стали 25Х1М1Ф после эксплуатационной наработки // XVII Петербургские чтения по проблемам прочности, посвященные 90-летию со дня рождения профессора А.Н. Орлова, 10-12 апреля, 2007, Санкт-Петербург. - СПб.: СПбГУ, 2007. - С. 82.
20. Марущак П.О., Бищак Р.Т., Пилипенко А.П., Сорочак А.П. Механизмы деформирования и разрушения стали 25Х1М1Ф после термоциклической наработки // Современные методы и приборы контроля качества и диагностика состояния объектов: Матер. 4-й Межд. науч.-техн. конф. - Могилев: Бел.-Рос. ун-т, 2009. - С. 309312.
21. Иванова В.С., Терентьев В.Ф. Природа усталости металла. - М.: Металлургия, 1975. - 456 с.
Поступила в редакцию 17.12.2009 г., после переработки 31.03.2010 г.
Сведения об авторах
Ясний Петр Владимирович, д.т.н., проф., ректор ТНТУ, [email protected] Марущак Павел Орестович, к.т.н., доцент, ТНТУ, [email protected] Панин Сергей Викторович, д.т.н., доцент, зав. лаб. ИФПМ СО РАН, [email protected] Бищак Роман Теодорович, асп. ТНТУ, [email protected]
