CC BY
28
УДК 539.4.015: 539.43: 669.14 С. А. Беженов, В. Ю. Коцюба, С. Н. Пахолка, А. И. Беженов, Т. Д. Соболевская
ОСОБЕННОСТИ МОРФОЛОГИИ И ПРОЧНОСТЬ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ
Представлены результаты исследования особенностей морфологии конструкционных сталей на разных масштабных уровнях. Приведена качественная зависимость коэффициента т, как одной из основных параметров сопротивления усталости, от структуры конструкционных сталей.
Введение
Несмотря на многочисленные исследования последних десятилетий, направленных на изучение механизмов разрушения материалов под действием циклических нагрузок и определяющих их факторов, пока не удалось создать общепринятую теорию этого сложного процесса. Остается проблема прогнозирования количественных характеристик сопротивления усталости материалов в реальных конструкциях, которая имеет разные аспекты, что отражается в различных гипотезах усталости [1]. Один из основных таких аспектов объединяет гипотезы [2, 3], основанные на неоднородности структуры поликристаллического материала. Поэтому актуальными остаются исследования особенностей строения конструкционных материалов, обуславливающие кинетику их деградации, что позволяет прогнозировать их работоспособность в условиях многоцикловой усталости.
Постановка задачи
В работе [4] показано, что всякий пластический сдвиг связан с локальным структурным превращением в нагруженном кристалле и должен классифицироваться как локальный структурно-фазовый переход, возникновение которого возможно в условиях наличия критического объема неравновесных состояний. При этом должен образовываться зародыш новой «фазы» со структурой генерируемого деформационного дефекта. Одноуровневый подход предполагает, что пластическая деформация протекает под действием средних приложенных напряжений материала, который в среднем сохраняет термодинамическую стабильность. Поэтому исследовать механизм пластической деформации в рамках одноуровневого подхода теории дислокаций или механики сплошной среды в принципе невозможно.
Многоуровневый подход к исследованию процессов деформации и разрушения твердого тела основывается на принципе суперпозиции процессов, протекающих в деформируемом материале на разных структурных уровнях. В работе [5] показано, что твердое тело составляют подсисте-
мы разных масштабных уровней, обладающие разной возбудимостью под действием внешней нагрузки. Структуры меньшего масштабного уровня обладают большей возбудимостью при меньшей амплитуде колебаний напряжений и имеют большую частоту. Следовательно, чем выше масштабный уровень структуры, тем больше неоднородность распределения напряжений в локальных объемах, которая является результатом действия напряжений на каждом масштабном уровне. Поэтому в зонах растягивающих нормальных напряжений могут возникать локальные объемы неравновесных состояний при сохранении термодинамической стабильности в среднем по кристаллу.
В последнее время различными исследователями [6, 7] в твердом теле выделяются структурные уровни, которые определяются размерами конечных объемов, то есть какими-то масштабными параметрами (размер зерна, блока, расстояния между включениями и т.д.). С позиций такого подхода деформация материала определяется его структурными уровнями, то есть перемещениями и поворотами определенных структурных элементов. При этом деформация на более низком структурном уровне обуславливает деформацию на более высоком уровне. Каждый масштабный структурный уровень характеризуется только ему присущими инвариантами. Поскольку на механические свойства материалов сильное влияние оказывает их структура, следует знать строение материалов на всех масштабных уровнях, начиная с атомной структуры, и заканчивая геометрией конструкции. Как отмечается в работе [8], с помощью квантовой механики принципиально возможно установить строение любого агрегата атомов. Однако, фактические достижения в этом направлении еще далеки от уровня основ теории. Точные решения имеются лишь для очень простых атомов и молекул. Следовательно, для полного представления механизма пластического течения кристаллических тел недостаточно рассматривать процессы деформации только на одном структурном уровне. В принципе, необходимо рассматривать всю иерархию
© С. А. Беженов, В. Ю. Коцюба, С. Н. Пахолка, А. И. Беженов, Т. Д. Соболевская, 2009
возможных структурных уровней деформации твердого тела. Однако, в связи со сложностью применения такого подхода в настоящее время для описания разрушения материала достаточно успешно применяется механическая макромодель областей, состоящих из нескольких зерен (порядка 10-2 см). В последнее время большие успехи достигнуты в теории дислокаций в материале на микроуровне (10-5 см и меньше). Область, охватывающая объемы размером от 10-5 см до 10-2см (область мезо-механики) только начинает осваиваться.
В работе исследуются особенности структуры конструкционных сталей на разных масштабных уровнях и их связь со структурно зависимыми характеристиками усталостного разрушения конструкционного материала.
Материал и методика испытаний
Как известно, основным металлическим материалом промышленности является углеродистая сталь, на свойства которой сильно влияет содержание углерода. Условно углеродистые стали в зависимости от содержания углерода делятся на низкоуглеродистые (менее 0,25 % углерода), сред-неуглеродистые (с содержанием углерода от 0,3 до 0,5 %) и высокоуглеродистые стали. Известно также, что металл можно упрочнить, легируя его малыми добавками растворимых в нем элементов, которые вызывают в окрестности его атомов искажения кристаллической решетки, что приводит к появлению полей напряжений, препятствующих генерации и трансляции дислокаций. Легирующие элементы повышают устойчивость мартенсита против отпуска и задерживают коагуляцию карбидов, что обусловливает более высокую прочность легированным сталям по сравнению с углеродистыми. Одним из наиболее распространенных легирующих элементов является хром, повышающий прочность и снижающий пластичность сплава. Сталь 40Х обладает повышенной прочностью и применяется для изготовления нагруженных деталей (коленчатых валов, осей, шестерен и др.). Для изготовления деталей сложной конфигурации, особенно для деталей, подвергающихся ударным нагрузкам, применяют стали, содержащие никель.
В работе исследовались образцы из доэвтек-тоидных углеродистых сталей с различным содержанием углерода (стали 20, 45, У7А), а также малолегированных сталей с различным содержанием легирующих элементов (стали 40Х и 40ХН2МА) в состоянии поставки (после нормализации) и после упрочняющей термической обработки (закалки и отпуска). После испытаний на усталость образцы окончательно разрушались на разрывной машине УММ-10, после чего из зоны усталостной трещины изготовлялись микрошлифы для металлографических исследо-
ваний на световом микроскопе МИМ-8М и растровом электронном микроскопе 18М-6360ЬЛ.
Результаты исследований и их обсуждение
Структура исследованных сталей на масштабном уровне зерна аустенита (при 500-кратном увеличении) показана на рис. 1. Видно, что после нормализации структуры образцов исследованных сталей принципиально не отличаются и представляют собой пластинчатый перлит и феррит в разных соотношениях. Поскольку твердость перлита существенно выше, чем твердость феррита, то структуру двухфазных углеродистых сталей можно рассматривать как мягкую матрицу феррита, в которой распределены небольшие близко расположенные твердые частицы перлита. В работах [2, 3] предел выносливости двухфазных сталей определяется толщиной мягкой фазы, разделяющей перлитные пакеты, в соответствии с формулой Петча-Холла
о+> (1)
где <Лф — характерный размер мягкой фазы.
Однако при 500-кратном увеличении снимков структуры этих сталей характерный размер
<Лф определить весьма проблематично. Структуры малолегированных сталей 40Х и 40ХН2МА на масштабном уровне зерна аустенита представляют собой после нормализации сорбитообраз-ный перлит, морфология которого с описываемых позиций также плохо определима.
На рис. 2 показаны микроструктуры сталей 45, У7А, 40Х и 40ХН2МА на масштабном уровне зерна аустенита после закалки и отпуска (ТО). Структура образца стали 45 классифицируется как бейнит, а стали У7А — представляет собой сложную комбинацию феррита, троостита и малоуглеродистого мартенсита. Структуры сплавов 40Х и 40ХН2МА после закалки в масло с последующим отпуском имеют практически одинаковый характер и классифицируются как отпущенный мартенсит. Однако при таком увеличении достаточно определенно установить особенности структуры исследованных конструкционных сталей с позиций механики деформируемого гетерогенного твердого тела также не представляется возможным. Возникает необходимость рассмотрения этих структур на более низком масштабном уровне (при большем увеличении).
На рис. 3 показаны микроструктуры образцов исследованных сталей при увеличении х 5000 в состоянии поставки (после нормализации), из которых видно, что с повышением содержания углерода и легирующих элементов характер среды существенно изменяется. В стали 20 структура в основном ферритная, в которой хаотично рас-
д
Рис. 1. Микроструктура образцов в состоянии поставки, х 500:
а — сталь 20; б — сталь 45; в — сталь У7А; г — сталь 40Х; д — сталь 40ХН2МА
положены образования разных размеров твердой фазы (перлита), способствующие скоплению ансамблей дислокаций. Структура стали 45 представляет собой практически одинаковые пакеты перлита, неравномерно распределенные в феррите примерно в соотношении 1:1 при некотором превышении феррита. Микроструктура стали У7А представляет собой уже в основном перлитные образования с небольшими промежутками и островками феррита, что существенно затрудняет движение дислокаций. Структуры сталей 40Х и 40ХН2МА заметно отличаются степенью дисперсности сорбитообразного перлита, распределенного
г
Рис. 2. Микроструктура образцов после термообработки, х 500:
а — сталь 45; б — сталь У7А; в — сталь 40Х; г — сталь 40ХН2МА
в феррите. Структура стали 40Х представляет собой перлитные колонии, вытянутые в одном направлении, что повышает уровень анизотропии материала, прочность которого зависит от направления приложенного напряжения. Структура стали 40ХН2МА — глобулярная, мелкодисперсная, равномерно распределенная по границам зерен аус-тенита. Такое распределение перлитных образований несколько снижает характеристики сопротивления усталости, но и уменьшает рассеивание их значений.
На рис. 4 показаны микроструктуры образцов исследованных сталей при увеличении х 5000 после термообработок. Видно, что после закалочных процессов структуры углеродистых сталей состоят из разного характера пластинчатых и игольчатых образований из твердых элементов в виде перлита и мартенсита с незначительными включениями мягких структур феррита или остаточного аустенита. Структуры малолегированных сталей представляют крупноигольчатый мартенсит с остатками аустенита, которого в стали 40ХН2МА больше, чем в стали 40Х. Из этого следует, что практически после любого комплекса термообработок углеродистых сплавов с достаточно высоким содержанием углерода, в который входит закалка, образуются сложные структуры, вследствие чего проблематично установить не только характерный размер мягкой фазы <Лф , но и распределение ее по объему.
Анализ особенностей морфологии исследованных сталей при 5000-кратном увеличении позволяет объяснить отличия характеристик сопротивления усталости с позиций дислокационной теории прочности. В работах [8-10] показано, что если материал содержит равномерно распределенную совокупность небольших близко расположенных твердых частиц, то вокруг них тормозятся и скапливаются дислокации, тормозящие вновь генерируемые дислокации, которые не смогут проходить сквозь твердые частицы, а будут продавливаться в свободные области между ними. Следовательно, прочность такого материала определяется критическим касательным напряжением, приводящим в действие источник Франка-Рида с критической длиной расстояния между лесами дислокаций, образованных вокруг твердых частиц. Тогда для оценки прочности таких сплавов можно применить известную формулу расчета напряжения для продавливания дислокаций между твердыми дисперсными частицами:
к =
О • Ь
I '
(2)
где к — упрочняющее напряжение, О — модуль сдвига, Ь — вектор Бюргерса, I — ширина области, в которую продавливаются дислокации.
Рис. 3. Микроструктура образцов в состоянии поставки (х 5000):
а — сталь 20; б — сталь 45; в — сталь У7А; г — сталь 40Х; д — сталь 40ХН2МА
а
в
д
г
Рис. 4. Микроструктура образцов после термообработки (х 5000):
а — сталь 45; б — сталь У7А; в — сталь 40Х; г — сталь 40ХН2МА
Следует отметить, что конструкционные сплавы представляют собой поликристаллический агломерат, состоящий из большого числа небольших кристаллов разных размеров и неправильной формы, называемых зернами или кристаллитами. Размеры и ориентация кристаллитов в макрообъеме сплава варьируются случайным образом. Кроме того, конкретный сплав является сложной физико-механической системой, состо-
ящей из отдельных отграниченных однородных составных частей, называемых фазами. Таким образом, прочность поликристалла с позиций механики деформируемого твердого тела на микроуровне определяется прочностью элементов различных фаз, формой и размерами кристаллитов, их ориентировкой относительно действующей нагрузки, а также размерами распределением различных фаз в кристалле. Естественно, разработка адекватной модели прочности поликристалла, учитывающей такое многообразие влияющих факторов, является задачей архисложной. Значительно упрощает решение задачи определения работоспособности материала в условиях многоцикловой усталости структурно-детерминистский подход к исследованию процесса усталости [11], согласно которому одним из основных параметров, характеризующих сопротивление усталости, является показатель степени т в уравнении кривой усталости, комплексно учитывающий влияние всех структурных особенностей материала на его способность сопротивляться усталости.
Сравнительный анализ проведенных металлографических исследований и полученных ранее [12—14] характеристик сопротивления усталости исследованных материалов показывает существование связи между структурой углеродистых сталей и коэффициентом т в уравнении кривой усталости. Такая качественная картина зависимости коэффициента т от традиционной классификации структуры материала показана на рис. 5. Видно, что чем выше дисперсность структуры и чем больше концентрация твердой фазы в мягкой матрице, тем больше значение коэффициента т . Кроме того, коэффициент т игольчатых мартенситных структур существенно больший, нежели перлитных образований.
типы структур
Рис. 5. Зависимость параметра т от типов структур конструкционных сталей
Выводы
На масштабном уровне зерна аустенита морфология конструкционных сталей количественно плохо определима. Удовлетворительная количественная оценка особенностей морфологии конструкционных сталей возможна на мезоуровне (от 10-6 м до 10-5 м). При этом специфика морфологии исследованных материалов позволяет установить механизмы их разрушения с позиций механики деформированного твердого тела, а также определять характерный размер мягкой фазы, входящего в формулу Петча-Холла. Показана качественная зависимость коэффициента m, характеризующего способность материала сопротивляться циклическим нагрузкам, от типов структуры конструкционных сталей.
Перечень ссылок
1. Коцаньда С. Усталостное растрескивание металлов / С. Коцаньда; [пер. с польск. под ред. С. Я. Яремы]. - М.: Металлургия, 1990. - 622 с.
2. Вагапов Р. Д. Вероятностно-детерминистская механика усталости / Р. Д. Вагапов — М. : Наука, 2003. — 254 с.
3. Котречко С. А. Статистическая модель хрупкого разрушения феррито-перлитных сталей / С. А. Котречко // Металлофизика и новейшие технологии. — 2001. — 23, № 1. — С. 103— 122.
4. Панин В. Е. Физическая мезомеханика деформируемого твердого тела как многоуровневой системы. III. Неупругий предвестник зарождения пластического сдвига / В. Е. Панин, Д. Д. Моисеенко, П. В. Максимов, А. В. Панин // Физическая мезомеханика. — 2006. — 9, № 5. — С. 5—15.
5. Сильновозбужденные состояния в кристаллах / [В. Е. Егорушкин, В. Е. Панин, Е. В. Са-вушкин, Ю. А. Хон] // Известия вузов. Физика. — 1987. — № 6. — С. 9—33.
6. Структурные уровни деформации твердых тел / [В. Е. Панин, Ю. В. Гриняев, Т. Ф. Елсукова, А. Г. Иванчин] // Известия вузов. Физика. — 1982. - № 6. - С. 5-27.
7. Конева Р. А. Физическая природа стадийности пластической деформации /Р. А. Конева, Э. В. Козлов // Известия вузов. Физика. — 1990.-№ 2.-С. 89-106.
8. Макклинток Ф. А. Деформация и разрушение материалов / Ф. А. Макклинток, А. С. Аргон ; пер. с англ. - М.: Мир, 1970. - 443 с.
9. Новиков И. И. Дефекты кристаллического строения металлов / И. И. Новиков - М. : Металлургия, 1983. - 232 с.
10. Хирт Дж. Теория дислокаций / Дж. Хирт, И. Лоте; [пер. с англ. под ред. Э. М. Надгорно-го и Ю. А. Осипьяна]. - М.: Атомиздат, 1972. -599 с.
11. Беженов С. А. Некоторые аспекты теории усталостного разрушения металлических материалов / С. А. Беженов // Deformation & Fracture of materials - DFM2006 : Book of articles, ed. by Yu. K. Kovneristiy et al. - Moscow: Interkontakt Nauka, 2006. - С. 58-61.
12. К вопросу оценки характеристик сопротивления усталости конструкционных материалов / [С. А. Беженов, А. И. Беженов, В. Ю. Коцюба, С. Н. Пахолка] //Вестник двигателест-роения. - 2004. - № 4. - С. 66-71.
13. Методологические аспекты оценки характеристик сопротивления усталости малолегированных конструкционных сталей / С. А. Бе-женов, В. Ю. Коцюба, С. Н. Пахолка, А И. Беженов // Вестник двигателестроения. - 2006. -№ 2. - С. 49-53.
14. Беженов С. А. К вопросу о связи химического состава и структуры углеродистых сталей с характеристиками сопротивления усталостному разрушению / С. А. Беженов, Т. Д. Соболевская // Нов1 матер1али та технологи в ме-талурги та машинобудувант. - 2007. - № 1. -С. 20-26.
Поступила в редакцию 27.05.2009
Представлеш резулътати досл1дження особливостей морфологи конструкцшних сталей на ргзних масштабних ргвнях. Наведено якгсну залежшстъ коефщента m, як одного i3 основних параметргв опору втомленостг, eid структури конструкцшних сталей.
The results of investigation of the peculiarities of the morphology of structural steels on the various scale levels have been presented. The qualitative dependence of the factor m, like the one of the main fatigue fracture characteristics, on the structure of the structural steels has been given.
