CC BY
21
УДК 669.539.43
О ПРОЧНОСТИ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ С ЧАСТИЦАМИ ТВЕРДОЙ ФАЗЫ В СТРУКТУРЕ
© 2018 Д. В. Колмыков1, В. И. Колмыков2, Н. А. Костин3
1канд. техн. наук, доцент кафедры общетехнических дисциплин и безопасности жизнедеятельности e-mail: d. v. kolmykov@gmail. com 2докт. техн. наук, профессор кафедры машиностроительных технологий и оборудования
3канд. техн. наук, декан индустриально-педагогического факультета
1 3Курский государственный университет 2Юго-Западный государственный университет
Проведено исследование прочностных показателей металлических материалов, содержащих в структуре частицы твердой фазы различного генеза. Определены зависимости прочностных показателей таких материалов от модуля упругости, размеров частиц твердой фазы и плотности скопления дислокаций между твердыми частицами
Ключевые слова: прочность металла, металловедение, твердая фаза, структура стали, химико-термическая обработка, модуль упругости
Металлические материалы, содержащие в структуре твёрдые частицы (карбиды, нитриды, бориды и др.), можно отнести к металлическим композитам, свойства которых во многом определяются типом твердых частиц, их количеством и распределением в структуре. Включения твердых фаз, присутствующие в структуре металлических композитов, в одном случае, когда их мало, способствуют повышению предела текучести пластичной матрицы, в другом случае, при большом содержании твёрдых частиц, они являются основой материала, придавая ему зачастую уникальные свойства. В последнем случае функция матрицы сводится к удержанию твёрдых частиц и приданию по сути твёрдым и хрупким материалам некоторой доли вязкости.
В качестве примера так называемых естественных металлических композитов можно привести сфероидизированные стали и белые износостойкие чугуны [1]. Кроме того, к таким материалам относятся диффузионные слои на сталях, легированные хромом, полученные интенсивным науглероживанием в высокоактивных карбюризаторах. Карбидные включения в таких слоях имеют относительно равноосную форму и находятся в окружении твердорастворной матрицы (рис. 1).
Рис. 1. Микроструктура (*500) стали 35Х3Г2Ф, цементированной в высокоактивном сажевом карбюризаторе (900°С, 5 часов)
Количество карбидов в диффузионных слоях цементованных сталей можно измерить путём изменения степени легирования их хромом и другими карбидообразующими элементами, а также изменением режимов цементации. При этом свойства диффузионных слоев (в частности, прочность и износостойкость) изменяются в широких пределах.
Разрушению композитов с твердыми частицами в пластичной матрице предшествуют процессы пластического деформирования матрицы и растрескивания частиц. Возможно также отделение частиц от матрицы по межфазным границам. Эти процессы определяют прочность и износостойкость естественных композитов, их износостойкость, устойчивость к циклическим нагрузкам и другие эксплуатационные свойства.
Растрескивание карбидной частицы в композите может наступить тогда, когда запасенная в ней упругая энергия, вызванная деформированием материала, окажется больше поверхностной энергии зарождения трещины, образующейся в этой частице. Дж. Гурланд [1] показывает, что разрушение частицы наступит, когда по всему массиву композита будет приложено следующее напряжение:
1
i
f
а = — х 1
Ех у
2
V
d J , (1)
где п - коэффициент концентрации напряжений; Е - модуль упругости частицы; у -поверхностная энергия разрушающей трещины; d - средний размер частицы. На концентрацию напряжений в окрестностях частицы влияет её форма и ориентация этой частицы по отношению к действующему напряжению, а также разница в модулях упругости частицы и окружающей её матрицы, то есть
1=1ф х1е , (2)
где пф - компонента, учитывающая форму частицы, 1е - компонента, учитывающая модули упругости частицы и матрицы.
Для частиц сферической формы, которые присутствуют в двухфазных цементованных слоях (см. рис. 1), 1ф=1. Коэффициент концентрации напряжений,
связанный с различием модулей упругости карбидной частицы и металлической матрицы можно оценить по выражению
%. (3)
где Ек и Ем - соответственно модули упругости твердого включения (карбида) и матрицы; т - показатель степени, определяемый экспериментально (для частицы сферической формы т=3) [2].
Второй сомножитель в уравнении (1) представляет условие разрушения твердой частицы в композите. Поверхностная энергия трещины, разрушающей хрупкую частицы карбида, может быть подсчитана по формуле
_ Е^. х в
7 = (4)
где в - вектор Бюргерса решетки карбида.
С учетом вышеизложенного, окончательное выражение для расчета напряжения, которое надо приложить к материалу, чтобы разрушилась находящаяся в нем одиночная карбидная частица, примет вид
1 1 /.,_,
а =
Е
Е К
Е
Vе м
3
V ЕКХв
(5)
Е ^ х в
30
Это выражение можно использовать для анализа основных характеристик округлых включений и окружающей их матрицы на склонность карбидов в композите, полученном цементацией легированных сталей в высокоактивных карбюризаторах.
Принимаем действительные величины компонентов, входящих в выражение (5), а именно: модуль упругости матрицы Ем=213*109 Па; модуль упругости карбида (цементита) Ек=220*109 Па; вектор Бюргерса решетки цементита в=3*Ш"9 м; диаметр цементитной частицы ё=3х10"6 м.
Расчет по принятым значениям показывает, что при напряжении в ферритной матрице отф=155 МПа (предел текучести феррита) напряжение в цементитном зерне составит Оц=8280 МПа. Экспериментальные данные [1] дают значения прочности цементита от 0,75*106 фунт/дюйм2 до 1,116 фунт/дюйм2 (оц=3930...7695 МПа). Как можно видеть, значение прочности цементита, вычисленное по выражению (5), вполне удовлетворительно совпадает с экспериментальными значениями, поэтому названное выражение правомерно использовать для анализа условий, при которых возможно разрушение цементитных частиц в металлическом композите.
Надо отметить, что карбидные частицы, как это показано в экспериментальных работах [3; 4] на примере сфероидизированных сталей, разрушаются, при этом размер разрушенных частиц, по наблюдениям авторов этой работы, превышал 2,5 мкм.
Нами были подсчитаны напряжения, которые необходимо приложить к композиционному материалу для того, чтобы разрушились частицы карбидов разного типа и размеров, присутствующие в его структуре. Результаты расчетов представлены на рисунке 2.
При увеличении модуля упругости карбидов, которые могут встретиться в цементованных слоях легированных сталей, интенсивно увеличивается напряжение в композите, необходимое для разрушения этой частицы.
100 300 500 700 900
Модуль упругости карбида Ек-10'\ МПа
Рис. 2. Зависимость напряжения, разрушающего твердые включения диаметром 5 мкм, от модуля упругости этих включений
Как видно из рисунка 2, в ферритной матрице (в незакаленной стали) могут растрескиваться все типы карбидов, присутствующие в легированных сталях, за исключением карбида вольфрама. В мартенситной матрице может быть разрушен и этот карбид, однако для этого необходимо создать довольно высокое напряжение (в 2,5 раза выше, чем для разрушения цементитных частиц).
Размер карбидных частиц также заметно влияет на величину напряжения, которое необходимо приложить к композиту, чтобы произошло её растрескивание. Это влияние можно проанализировать с помощью уравнения (1), которое по сути представляет собой энергетический критерий хрупкого разрушения Гриффится (рис. 3).
400
cd С
» S
I зоо
g п s
g ю
Ä О. СО CS
Ы <ц
О)
3
2 СЗ
_ э
СЗ
X й-
со я Си
<и Я
я
<D £ К
а.
200
100
м атрица - ( >еррит
0 2 4 6 8 10
Диаметр карбидной частицы d (2С), мкм
Рис. 3. Зависимость напряжения, которое необходимо приложить к композиту с ферритной матрицей для разрушения одиночной цементитной частицы, от размеров этой частицы
Можно видеть, что уменьшение размеров карбидных частиц в двухфазном материале требует значительного увеличения напряжения, прилагаемого к такому материалу, вызывающего растрескивание частиц карбидов, имеющихся в его структуре. При наличии ферритной матрицы разрушения карбидных частиц размерами менее 1,5 мкм вообще происходить не будет, поскольку напряжение, необходимое для их растрескивания. будет превышать предел прочности феррита. Разрушение такого материала будет происходить по участкам матрицы между карбидными зёрнами.
Отделение твёрдых частиц от матрицы (разрушение по межфазным границам) происходит под действием локальных напряжений на поверхности раздела. Этот процесс в металлических композитах совершенно не изучен, однако есть некоторые экспериментальные данные [1], свидетельствующие о том, что при достаточно большом течении матрицы (при напряжениях. значительно превышающих её предел текучести) разрушение может происходить по границам частиц, имеющих равноосную форму (сферическую или близкую к сферической). Если частицы имеют удлиненную форму, то вероятнее разрушение самой частицы, чем отделение её от матрицы.
Сказанное выше относится к одинокой частице, расположенной в бесконечной матрице, то есть когда на карбидную частицу не действуют силовые поля расположенных рядом частиц. Если же содержание твердых частиц в двухфазной структуре достигает 30.50 %. необходимо учитывать влияние дисперсных частиц друг на друга.
Исследователями [5] представлено несколько моделей, учитывающих это влияние, согласно которым концентрация напряжений в окрестностях частиц связана с длиной свободного скольжения дислокаций в матрице (т.н. «модель скопления дислокаций»). Применительно к скольжению дислокаций в металлической матрице между твердыми частицами в композите может быть использовано выражение,
учитывающее размеры твёрдых частиц и расстояние между этими частицами:
1 _ _1 "а Л: " "
=
Ь + й
2
2ув
тт(1 -V) Ь
(6)
где Те - эффективное касательное напряжение, необходимое для растрескивания цементитного барьера на пути скольжения дислокаций по разные стороны барьера; а - ширина цементитного барьера (диаметр частицы); Ь - длина для локационного скопления (расстояние между частицами); у - поверхностная энергия трещины; G - модуль сдвига матрицы; V - коэффициент Пуассона. Для расчетов по уравнению (6) примем следующие действительные значения факторов: у=0,1 Ов (для ферритной матрицы 0=1.05*105 МПа; в=3*10"10м); длина дислокационного скопления Ь, равная расстоянию между карбидами в структуре, и размеры карбидных частиц будут варьироваться от 1 до 20 мкм (см. микрофотографию на рис. 1), т. е. Ь=(1...20)х10"6 м, ¿=(1 ... 20)х10"6 м; коэффициент Пуассона V=0,3. Результаты расчетов представлены на рисунке 4.
Расчетные величины напряжений, которые могут возникнуть в окрестностях карбидных включений от скопления дислокаций у их границ, соответствуют пределу
текучести сталей 0т=220. . .1000 МПа с содержанием углерода до 0,85% (после термообработки). Удовлетворительное совпадение расчетных и экспериментальных данных подтверждает справедливость модели скопления дислокаций, согласно которой напряжение разрушения цементитных частиц в металлическом композите определяется степенью блокирования дислокаций в матрице между этими частицами. Блокирование резко возрастает при некотором критическом расстоянии между частицами (критической длине скопления дислокаций), равном по расчетам ~ 1 мкм.
х
* J2
X ш
f- ^
о
1> 3
О- 3
* Я
о ?
m £
<U з-=
(L> о
^ =
й ч О. Я
С ^
153
— га
3U bä
1000
800
600
400
ч 1 2 3 4
5 10 15
Расстояние между карбидами L, мкм
20
Рис. 4. Напряжение сдвига, необходимое для растрескивания цементитных частиц в стали в зависимости от длины дислокационных скоплений между частицами и от размеров карбидных частиц в композите: 1-ё=1 мкм; 2^=5 мкм; 3^=10 мкм; 4^=20 мкм
При таких малых расстояниях между карбидами, то есть при большом скоплении карбидов в структуре, дислокации в матрице не могут сдвинуться со своих первоначальных мест и пластическая деформация матрицы становится невозможной. При увеличении внешней нагрузки весь объем композита с большим содержанием карбидов (более 50 %) будет разрушаться хрупко, однако для такого рода разрушения потребуется значительно большая (в 3 ... 4 раза) нагрузка, чем для разрушения такого же материала с относительно малым (менее 30 %) содержанием карбидных частиц.
Наконец, надо отметить и такой аспект, что в сталях в процессе термообработки возникают структурные радиальные сжимающие напряжения вследствие различия в коэффициентах термического расширения карбидов и металлической матрицы [6]. При этом наибольшие сжимающие напряжения возникают при наличии в структуре композита карбидов ванадия (осжУС=770 МПа), при наличии в структуре карбидов железа сжимающие напряжения значительно меньше (осжре3С=140 МПа).
Следовательно, если в поверхностных слоях стальных изделий содержатся избыточные карбиды в больших количествах, в том числе зернистый цементит, получаемый интенсивным науглероживанием стали, то в них формируются сжимающие напряжения, работающие против внешних растягивающих напряжений. Это свидетельствует о малой вероятности разрушения таких слоёв как по механизму растрескивания частиц, так и по механизму отделения их от матрицы при эксплуатационных нагрузках (при напряжениях ниже общего предела текучести для материала детали).
Библиографический список
1. Гурланд Дж. Разрушение композитов с дисперсными частицами в металлической матрице // Разрушение и усталость. М.: Мир, 1978. С. 58-105.
2. Rawal L. P., Gurland J. Observation on the effect of cementite particles on the facture toughness of spheroidized carbon steel // Met. Trans. 1977. A.8. №5- P. 691-698.
3. Anand L., Gurland J. Effect of internal boundaries on the yield strengths of spheroidized steel // Met. Trans. 1976. A.7. №2. P. 191-197.
4. Jindal P. G., Gurland J. On relation of hardness and microstructure of tempered and spheroidized carbon steels // Met. Trans. 1974. A.5. №7. P. 1649-1653.
5. Liu C. T., Gurland J. // Trans. Met. Soc. AJME, 1969. 224. P. 1535-1542.
6. Kolmykov D.V., Kolmykov V.I., Romanenko D.N., Abyshev K.I., Bedin V.V. Efficiency of surface hardening by carburizing steel objects operating under abrasive wear conditions // Chemical and petroleum engineering. 2015. №1. P. 353-361.
