CC BY
54
Мезоскопическая субструктура и электроимпульсное подавление
усталостного разрушения
Ю.Ф. Иванов, Д.В. Лычагин, В.Е. Громов1, В.В. Целлермаер1, О.В. Соснин1, В.В. Коваленко1, С.В. Коновалов1
Томский государственный архитектурно-строительный университет, Томск, 634003, Россия 1Сибирский государственный индустриальный университет, Новокузнецк, 654007, Россия
Методами оптической, растровой и просвечивающей электронной дифракционной микроскопии на мезоуровне исследовано изменение структуры, фазового состава и типа изломов стали 08Х18Н10Т в условиях малоцикловой усталости. Выяснены причины повышения ресурса и подавления усталостного разрушения электроимпульсной обработкой в момент перехода к третьей критической стадии зависимости скорости ультразвука от числа циклов нагружения. Обращено внимание на протекание процессов собирательной рекристаллизации, изменение кинетики самоорганизации дислокационной субструктуры и двойникования и инициирования распада твердого раствора.
Проблема усталостного разрушения сталей и сплавов является актуальной и в настоящее время несмотря на многолетнюю историю ее исследования [1-5]. Это связано с тем, что многие конструкции и изделия ответственного назначения эксплуатируются в таких режимах, а их разрушение происходит внезапно без заметных предшествующих признаков. Работы последних лет, подчеркивающие сложную природу явления усталости, связывают развитие усталостных повреждений с самоорганизацией внутри- и межструктурных уровней пластической деформации [5-8]. Деформируемое твердое тело, являющееся неравновесной синергетической системой, стремится включить максимально эффективные каналы диссипации энергии. Согласно современным представлениям усталостное разрушение связано с эволюцией мезоскопической субструктуры [9-11]. При этом в местах локализации пластической деформации возникают мощные мезоконцентраторы напряжений, обуславливающие включение мезоскопических механизмов деформации.
Разрушение представляется заключительным этапом эволюции мезоструктуры, наступающим после исчерпания материалом своих аккомодационных возможностей.
Ранее был предложен ультразвуковой метод диагностики критической стадии наступления усталостных повреждений, когда на кривой зависимости скорости ультразвука V от числа циклов нагружения N отмечается рез-
кий спад [12-15] (рис. 1). Этому предшествует длительная подготовительная стадия процесса с незначительным постепенным накоплением микроповреждений. Для предотвращения усталостного разрушения необходимо подавить зарождение мезоскопической субструктуры и ослабить ее распространение через материал за счет снижения степени локализации деформации и запрещения формирования мезоконцентра-торов напряжений. Этого можно достичь обработкой материалов мощными токовыми импульсами оптимальных параметров по частоте, амплитуде и времени воздействия [13-17]. Важным в этой схеме является то, что максимальный эффект повышения ресурса выносливости разных сталей до 20-30 % достигается при электроимпульсной обработке на критической стадии ЫД) (рис. 1) [13-15].
Одной из наиболее вероятных причин возрастания ресурса является залечивание зародышевых субмикро-трещин за счет локальных разогревов материала в области концентрации линий тока у их концов, затупления последних вследствие релаксации напряжений и соответствующего снижения уровня концентрации напряжений в этих зонах. Отмечается и снижение общего уровня внутренних напряжений [14, 15].
Рост выносливости материала в условиях электро-стимулированных усталостных испытаний связывается нами и с активной ролью компоненты подвижных дис-
© Иванов Ю.Ф., Лычагин Д.В., Громов В.Е., Целлермаер В.В., Соснин О.В., Коваленко В.В., Коновалов C.B., 2000
0 4 8 12 16 м 10з
Рис. 1. Относительное изменение скорости ультразвука от числа циклов нагружения для стали 08Х18Н10Т: обычное нагружение (1), электроимпульсная стимуляция при N = 9 000 (2); А — диапазон обычного разрушения; Б — после электростимуляции
локаций, когда локализация деформации определяется пассивной компонентой, т. е. закрепленными дислокациями [18, 19].
Предварительная обработка стали электрическими импульсами, когда мезоскопическая субструктура ее не сформировалась, не приводит к увеличению работоспособности образцов [20]. Совершенно очевидно, что для целенаправленного использования данного метода необходимо знание закономерностей воздействия токовых импульсов на эволюцию дефектной дислокационной субструктуры и фазового состава обрабатываемых сталей.
В настоящей работе это сделано на стали 08Х18Н10Т в состоянии поставки. Размеры образцов, схема малоциклового нагружения, параметры электростимулирования не отличались от описанных ранее в [13-15]. Дефектную структуру, фазовый состав, картину разрушения исследовали методами современного физического материаловедения [21, 22].
В исходном состоянии анализируемая сталь имеет анизотропные зерна (коэффициент анизотропии ~4.1), средний размер которых составляет 16 микрон. Внутри зерен наблюдается субструктура, сформированная в результате предварительной термомеханической обработки: отмечаются зерна, содержащие хаотическую (рис. 2, а) и сетчатую (рис. 2, б) дислокационные субструктуры, а также субзерна (рис. 2, в, г). Субзерна, в свою очередь, содержат либо хаотически распределенные дислокации (рис. 2, в), либо сетки (рис. 2, г).
Интересной особенностью дислокационной структуры исследуемой стали является наличие в исходном состоянии большого количества дислокационных петель вакансионного типа (рис. 2, д). Как правило, петли наблюдаются в зернах с хаотической дислокационной субструктурой.
Исследования фазового состава стали выявили следующее. В материале в исходном состоянии в результате предварительной обработки образовались частицы сложного карбида типа М23С6 - ^еСг)23С6 и карбида титана состава ТЮ. Частицы карбида М23С6 имеют форму сфероида (рис. 3, а, б), располагаются внутри и по границам зерен, а также формируют микролик-вационные строчки. Частицы карбида ТЮ в основном располагаются внутри зерна — на дислокациях и субграницах (границах субзерен), имеют округлую форму (рис. 3, в). Установлено, что частицы карбида М23С6 значительно крупнее частиц карбида ТЮ, однако объемная доля их ниже. Средние размеры карбидных частиц, расположенных в микроликвационных строчках, составляют 1.3 микрона, а по границам зерен — 0.5 микрона. В отдельных случаях наблюдаются частицы, размеры которых достигают ~6.5 микрон.
Электростимулирование исходного образца, как показали металлографические исследования, практически не изменяя форму зерен, увеличивает их средний размер в поверхностном слое стали, доводя его до величины 26 мкм. Рост зерен сопровождается изменением распределения их по размерам: практически полностью исчезают зерна, размеры которых менее 10 мкм. Изменение функции распределения зерен по размерам свидетельст-
Параметры дефектной субструктуры стали 08Х18Н10Т
Таблица 1
Состояние Ру/(р), х109 см-2 <р), х109 £п,нм Рп. х109
стали 1 2 3 4 см-2 см-3
Исходное Электро-стимулированное 0.8/1.5 0.6/1.4 0.05/1.1 0.05/4.0 0.1/8.4 0.2/4.2 0.05/3.2 0.15/9.2 1.8 3.1 52 29 7.4 0.16
Примечание: 1 и 2 — зерна и субзерна (соответственно) со структурой дислокационного хаоса; 3 и 4 — зерна и субзерна (соответственно) с сетчатой субструктурой; Ру — объемная доля дислокационной субструктуры; (р) — скалярная плотность дислокаций, рп — объемная плотность дислокационных петель; ПД — средний размер петель.
>
вует о том, что в процессе электростимулирования в анализируемой стали возможно протекает собирательная рекристаллизация. Однако этот процесс носит незавершенный характер. Границы зерен в большинстве случаев искривлены, что указывает на их неравновесное состояние.
В исходном состоянии многие зерна содержат двойники отжига. Объемная доля таких зерен--0.28 структуры материала. Электростимулирование сопровождается интенсивным двойникованием стали. Объемная доля зерен с двойниками увеличивается до -0.7. При этом отмечается как увеличение средних размеров двойников, так и количества зерен, содержащих двойники. Следовательно, электростимулирование способствует двойникованию стали путем роста старых и образования новых двойников.
Рис. 2. Электронно-микроскопические изображения субструктуры стали 08Х18Н10Т в исходном состоянии: а — дислокационный хаос; б — сетчатая; в, г — субзеренная с хаотически распределенными дислокациями (в) и дислокационными сетками (г); д — дислокационные петли. X 27 700 (а, б, д); 21 600 (в, г)
Электростимулирование не приводит к качественной перестройке дислокационной субструктуры — в обработанном импульсным током материале наблюдаются те же самые субструктуры, что и в исходном состоянии, однако изменяется их относительное содержание. Из представленных в таблице 1 результатов следует, что в результате электростимулирования снижается доля субструктуры дислокационного хаоса и увеличивается доля сетчатой субструктуры.
Упорядочение дислокационной субструктуры при электростимулировании сопровождается некоторым изменением величины плотности дислокаций (табл. 1). Плотность дислокаций в сетчатой субструктуре, расположенной в зернах, снижается; в сетчатой субструктуре, расположенной в субзернах, увеличивается; плотность дислокаций в структуре дислокационного хаоса практи-
Рис. 3. Вторые фазы в стали 08Х18Н10Т: а, 6 — частицы карбида М23С6, расположенные на границах (а) и внутри (6) зерен; в-д — частицы карбида КС, расположенные на дислокациях и субграницах (в), дислокационных петлях (г, д); е — е-мартенсит (стрелками обозначена микротрещина). а—в — исходное состояние; г, д — после электростимулирования исходного материала; е — зона разрушения исходного образца. а-г, е — светлопольные изображения; д — темное поле в рефлексе [002] КС. X 8 600 (а); 17 000 (6-е)
чески не изменяется. При этом величина скалярной плотности дислокаций в среднем по материалу при токовом воздействии незначительно увеличивается от
9 —2 9 —2
2.3X10 см в исходном состоянии до 3.3X10 см . Электростимулирование приводит к снижению средних размеров петель и их количества в единице объема материала. При этом если средние размеры петель уменьшаются менее чем в два раза, то плотность петель — в -46 раз (табл. 1).
Электростимулирование стали сопровождается распадом у-твердого раствора на основе железа. Это при-
водит к увеличению средних размеров частиц карбидных фаз и их объемной доли (табл. 2). Наряду с этим, обнаруживается особенность токового воздействия: образование частиц карбида ТЮ на дислокационных петлях (рис. 3, г, д). Обнаружить данные частицы удается лишь с помощью метода темнопольного анализа (рис. 3, д). На светлопольном изображении частицы окружены характерными кольцевыми (дугообразными) экстинкционными контурами, что указывает на когерентную связь кристаллических решеток матрицы и карбида. Существенное снижение плотности петель в
Таблица 2
Параметры карбидной фазы стали 08Х18Н10Т
Карбид Ы2зС6 Карбид ТЮ
Состояние стали 1, нм 8, % субграницы дислокации петли
d, нм d, нм 8, % d, нм 8, % d, нм 8, %
Исходное 120 110 1.2 23 1.9 26 1.4 Нет Нет
Электро-стимулированное 135 86 1.9 33 2.9 40 1.4 15 1.4
Примечание: I — длина частицы; d — поперечный размер; 8 — объемная доля.
процессе электростимулирования (см. табл. 1) обусловлено, таким образом, выделением на них частиц карбида титана.
Таким образом, электростимулирование сложным образом влияет на пластические свойства стали: рекристаллизация пластифицирует материал, перестройка дислокационной субструктуры и образование микродвойников несколько увеличивают прочность стали, распад твердого раствора и возможный уход атомов углерода из атмосфер Коттрелла пластифицируют сталь, выделение дисперсных частиц второй фазы — упрочняет. Следовательно, эффект воздействия электростимулирования на механические свойства стали будет определяться сочетанием вышеперечисленных механизмов и может быть как положительным (упрочнение), так и отрицательным (разупрочнение). Токовое воздействие не только не снижает разномасштабности структуры исследуемого материала, но и усиливает ее.
В процессе малоциклового нагружения происходит завершение формирования и эволюции мезоскопичес-кой субструктуры, являющееся критерием усталостного разрушения. При выбранных схеме нагружения, типе образцов и уровне прикладываемой нагрузки (80 МПа) образцы выдерживали в среднем 13 500 циклов нагружения (рис. 1). Фрактографический анализ поверхности разрушения выделил три зоны: зона стабильного роста трещины, зона ускоренного роста трещины и зона доло-ма. Вся поверхность зоны стабильного роста покрыта усталостными микрополосами, ориентированными преимущественно нормально траектории распространения трещины. Среднее расстояние между бороздками, характеризующее пробег трещины за цикл испытания, в исходном образце составляет 2.6 мкм. На поверхности разрушения наблюдается большое количество вторичных микротрещин. Зарождение их происходит по внутрифазным (границам зерен) и межфазным (границам раздела "карбид - матрица") границам. Расстояние между данными микротрещинами в исходном образце составляет 17 мкм.
Зона ускоренного роста трещины характеризуется смешанным микрорельефом. На поверхности разрушения присутствуют веерообразные микрополосы, участки с псевдобороздками и ямки; последние формируют транскристаллитные фасетки скола.
Сильная локализация деформации на внутри- и межфазных границах и завершение формирования мезоско-пической трансляционно-ротационной субструктуры являются завершающим этапом жизни диссипативной системы, связанным с выходом диссипативного процесса на более высокий макроуровень [6-8].
Стимуляция исходного материала токовыми импульсами в начале третьей стадии зависимости и(Щ увеличивает число циклов до разрушения на -20 %. Это достаточно заметный эффект. Как и при обычном нагру-жении на поверхности разрушения отмечаются те же три зоны. Однако количественные данные свидетельствуют об увеличении вязкости стали. В пользу этого говорит меньшее расстояние между усталостными бороздками (1.9 мкм) и вторичными микротрещинами (7 мкм) в электростимулированном образце по сравнению с исходным. Следовательно, при электростимулировании уменьшается масштаб локальной неоднородности пластической деформации, что предотвращает формирование мезоконцентраторов напряжений.
Анализ методами дифракционной электронной микроскопии зоны разрушения исходного образца и образца, электростимулированного в начале третьей стадии зависимости о(Ы), выявил следующее. Во-первых, электростимулирование приводит к замедлению процесса самоорганизации дислокационной субструктуры — в зоне разрушения в исходном образце наблюдается ячеистая субструктура, в электростимулирован-ном — переход от сетчатой субструктуры к ячеистой остался незавершенным. Во-вторых, электростимулирование подавляет процесс мартенситного у ^ е -превращения, протекающий в зоне разрушения исследуемого материала (рис. 3, е). Подавление у ^ е -превращения пластифицирует сталь. Поскольку в электро-
стимулированном образце е-мартенсит присутствует в меньших количествах и на фоне ячеисто-сетчатой дислокационной субструктуры, то устойчивость к зарождению микротрещин в последнем естественно выше, чем в исходном материале. В-третьих, электростиму-лированный образец разрушается при более высоких значениях скалярной плотности дислокаций и плотности изгибных экстинкционных контуров, меньшем количестве микротрещин и меньшей величине кривизны кручения кристаллической решетки по сравнению с исходным образцом.
Таким образом, эффект повышения ресурса стали 08Х18Н10Т при малоцикловой усталости носит на ме-зоуровне многофакторный характер и связан (кроме отмечавшихся в [13-16, 23] причин) с протеканием процессов собирательной рекристаллизации, изменением кинетики самоорганизации дислокационной субструктуры, инициированием распада твердого раствора с выделением частиц карбида титана и, наконец, с подавлением мартенситного у ^ е превращения.
Авторы считают своим приятным долгом выразить признательность Л.Б. Зуеву, Э.В. Козлову за стимулирующий интерес к работе и критические замечания, а Л.Н. Игнатенко и Н.А. Поповой за помощь в проведении экспериментов.
Литература
1. Иванова B.C., Терентьев В.Ф. Природа усталости металлов. - М.:
Металлургия, 1975. - 456 с.
2. Головин C.A., Пушкар A.A. Микропластичность и усталость метал-
лов. - М.: Металлургия, 1980. - 239 с.
3. Трощенко В.Т. Деформирование и разрушение металлов при многоцикловом нагружении. - Киев: Наукова думка, 1981. - 341 с.
4. Махутов H.A., Буран М.И., Гаденин М.М. и др. Механика малоциклового разрушения. - М.: Наука, 1986. - 264 с.
5. Панин В.Е., Елсукова Т.Ф. Деформация и разрушение поликристаллов при знакопеременном нагружении как диссипативный процесс // Синергетика и усталостное разрушение металлов. -М.: Наука, 1989. - С. 113-138.
6. Панин В.Е. Основы физической мезомеханики // Физ. мезомех. -
1998. - Т. 1. - № 1. - С. 5-22.
7. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов: В 2 т. / Под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука,
1995. - Т. 1 - 298 с., Т. 2. - 320 с.
8. Панин В.Е., Гриняев Ю.В., Данилов В.И. и др. Структурные уровни
пластической деформации и разрушения. - Новосибирск: Наука, 1990. - 252 с.
9. Елсукова ТФ., Жукова К.П., Веселова О.В. и др. Структурные уровни деформации и разрушения поликристаллов при различных видах нагружения // Изв. вузов. Физика. - 1990. - № 2. - С. 69-88.
10. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Елсукова Т.Ф. и др. Трансляционно-ротационные вихри, дисклинационная субструктура и механизм усталостного разрушения поликристаллов // ДАН СССР. - 1991. -Т. 316. - № 5. - С. 1130-1132.
11. Елсукова Т.Ф., Панин В.Е. Эволюция структурных уровней деформации и самоорганизация мезоскопической субструктуры в поликристаллах // Изв. РАН. Металлы. - 1992. - № 2. - C. 73-89.
12. Муравьев В.В., ЗуевЛ.Б., Комаров К.Л. Скорость звука и структура сталей и сплавов. - Новосибирск: Наука,1996. - 280 с.
13. Зуев Л.Б., Соснин О.В., Чиракадзе Д.З., Громов В.Е. Акустический контроль долговечности стальных образцов и восстановление их ресурса // ПМТФ. - 1998. - Т. 39. - № 4. - С. 180-184.
14. Зуев Л.Б., Соснин О.В., Громов В.Е., Трусова Г.В. О возможности залечивания усталостных повреждений // Металлофизика и новейшие технологии. - 1997. - Т. 19. - № 8. - С. 80-82.
15. Громов В.Е., Семакин Е.В., Целлермаер В.Я., Соснин О.В. Элект-ростимулированное восстановление ресурса выносливости сварных соединений // Изв. РАН. Сер. физич. - 1997. - №5. - С. 10191023.
16. Громов В.Е., Зуев Л.Б., Козлов Э.В., Целлермаер В.Я. Электрости-мулированная пластичность металлов и сплавов. - М.: Недра. -
1996. - 280 с.
17. Sprecher A.F., Mannan S.L., Conrad H. On the mechanisms for the е1еС:шрЫйс effect in metals // Acta Met. - 1986. - V. 3. - No. 7. -P. 1145-1162.
18. Петрунин В.А., Чиракадзе Д.З., Целлермаер В.Я., Громов В.Е. Синергетика электростимулированного усталостного разрушения // Изв. вузов. Черная металлургия. - 1997. - № 6. - C. 46-49.
19. Петрунин В.А., Целлермаер В.Я., Громов В.Е., Соснин О.В. Мезо-скопический уровень пластической деформации в условиях элект-ростимулированного усталостного разрушения // Физ. мезомех. -1999. - Т. 2. - № 4. - С. 91-93.
20. СтепановГ.В., БабуцкийА.И. Влияние импульсного тока высокой плотности на усталостную долговечность стального образца с концентратором // Проблемы прочности. - 1995. - № 5. - С. 74-78.
21. Чернявский К.С. Стереология в металловедении. - М.: Металлургия, 1987. - 208 с.
22. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. - М.: Металлургия, 1973. - 584 с.
23. Финкель В.М. Физические основы торможения разрушения. - М.: Металлургия, 1977. - 270 с.
