CC BY
93
через величину прилагаемой нагрузки и размеры исследуемого объекта [3]. После реализации соответствующих математических операций [4] определили величину трещиностойкости материала К1С . Расчеты показывают, что в исходном состоянии величина вязкости разрушения материала составляла и 45,7 МПа м1/2; термическая обработка привела к незначительному ее увеличению: К1С и 48,5 МПа м1/2. Трещиностойкость материала существенно повысилась в результате ЭИО образца: К1С и 90,8 МПа м1/2.
Таким образом, эволюция пластической области в целом у вершины трещины нормального отрыва происходит неоднородно как в пространстве образца, так и во времени приложения нагрузки. Причиной наблюдаемой картины, очевидно, является известный факт неоднородного протекания процесса пластической деформации вообще. Наблюдаемое распространение границы зоны пластичности близко по своей природе к известным полосам Людерса. Что касается неоднородности фронта распространения пластической деформации, существенно отличающейся от плоского фронта полос Людерса при растяжении, то это, по-видимому,
является следствием более сложного напряженного состояния в вершине трещины.
На рис. 5 представлено пространственное распределение радиальной компоненты В rr [4] для материала в состоянии поставки. Здесь мы наблюдаем упорядоченную пространственно-периодическую систему очагов локализованных сдвигов с расстоянием между максимумами ~ 2.. .3 мм. Такое поведение пластически деформированного материала легко укладывается в рамки автоволновой модели развития пластической деформации [5].
ЛИТЕРАТУРА
1. Джоунс Р., Уайкс К Голографическая спекл-интерферометрия. М.: Мир, 1986. 327 с.
2. Ирвин Дж., Пэрис П. // Разрушение. Т. 3. М.: Металлургия, 1976. С. 17.
3. Справочник по коэффициентам интенсивности напряжений / Под ред. Ю. Мураками. Т. 1. М.: Мир, 1990. С. 54.
4. Пластическое течение в зоне трещины при деформации малоуглеродистой стали / Нариманова Г.Н., Зуев Л. Б., Данилов В.И. // Механика летательных аппаратов и современные материалы: Докл. VI Всероссийской науч.-техн. конф. молодежи. Январь, 2000. Томск: Изд-во ТГУ, 2000.
5. Zuev L.B., Danilov V.I // Int. J. Solid Structures. 1997. Т. 34. № 29. P. 3795.
УДК 669.018.25
ВЛИЯНИЕ НА ПРОЧНОСТЬ И ПЛАСТИЧНОСТЬ КОМПОЗИЦИОННЫХ СПЛАВОВ ОСТАТОЧНЫХ ТЕРМИЧЕСКИХ НАПРЯЖЕНИЙ НА ГРАНИЦЕ РАЗДЕЛА ФАЗ
© В.А. Быстров
Россия, Новокузнецк, Сибирский государственный индустриальный университет
Bystrov V.A. Influence on strength and plasticity of composite alloys of retained thermal stresses at the boundary of phase division. The wear - resistance of composite alloys is determined by the strength of solids bond with matrix and retained thermal stresses at the boundary of phase division. The holographic method of speckle - photography is used to define the retained thermal stresses. It is shown that the heating of composite alloys up to 400oC brings about relaxation of the retained thermal stresses. The strength of solids bond with matrix increases which brings about increase of wear - resistance.
Применение композиционных сплавов (КС) для наплавки быстроизнашивающихся деталей металлургического оборудования позволяет многократно увеличить их срок службы в условиях интенсивного высокотемпературного абразивного износа. Износостойкость КС определяется свойствами твердых карбидных частиц и прочностью сцепления твердых частиц с матрицей, которая зависит от степени растворения твердых карбидных частиц в сплаве-связке и остаточных термических микронапряжений на границе раздела твердая частица - матрица. Ответственной за прочность сцепления твердой частицы в матрице КС является поверхность раздела твердая частица - матрица, где образуются продукты химического взаимодействия, определяющие характер разрушения КС.
Существует несколько мнений о причине разрушения КС по межфазной границе. М.Г. Лошак считает, что разрушение по межфазной границе ТЮ - связка
свидетельствует лишь о том [1], что связка является более прочным звеном, чем межфазная граница, на которой обычно выделяются хрупкие структурные составляющие. При низком содержании связки в КС при растяжении основную нагрузку воспринимает карбидный каркас из твердых частиц. Разрушение межзе-ренных границ ведет к разрушению КС в целом или к выкрашиванию твердых частиц из матрицы, что резко снижает износостойкость КС. Для твердых сплавов с массовым содержанием связки не более 15-20 % величина предела текучести, как правило, совпадает с величиной предела прочности. С увеличением в КС доли связующей фазы резко уменьшается связность и смежность карбидных зерен, поэтому разрушение границ ТІС - связка вызывает более значительные деформации прослоек связки, что проявляется в макроскопической пластической деформации образца, в нашем случае ТН 20 + 6Х14Н75С3Р3. С увеличением содержания связки
Таблица 1
Температурная зависимость прочностных характеристик КС
Составляющие КС
Значения ов, МПа, при температурах оС
Сплав-связка Твердая частица 20 400 500 600 700 800
ТН 20 476 563 505 517 419 287
6Х14Н75С3Р3 ТН 30 375 482 472 418 377 231
(колмоной) КНТ 16 387 493 471 402 364 228
Сплав-связка 162 456 382 322 280 224
ТН 20 466 550 478 472 362 257
У30Х28Н4С4 ТН 30 324 417 382 363 325 207
(сормайт-1) КНТ 16 338 423 394 372 295 206
Сплав-связка 224 375 315 248 225 164
ТН 20 291 405 323 287 168 96
ТН 30 305 489 423 330 241 154
МНМц 20-20 (мельхиор) КНТ 16 392 486 417 321 240 148
Сплав-связка 221 392 381 242 123 112
Таблица 2
Прочностные характеристики исследуемых КС
Марка композиционного сплава ТН 20 + Ов при 400 оС, МПа Остаточные напряжения и деформации Рас- четная Оmax, МПа Данные для расчета
^max 10-5 Оmax, Мпа МПа Ет, ГПа ат 10-6
Колмоной 563 88 228,3 112,4 39,03 196 11,5 0,23
Сормайт-1 550 105 271,4 124,6 49,6 217 8,8 0,23
Мельхиор 405 72 188,6 64,7 99,5 178 13,7 0,31
ТН 20 417 7,42 0,21
межфазные прослойки становятся способными тормозить развитие и распространение трещин за счет релаксации напряжений, разрушение сплава происходит лишь тогда, когда исчерпывается способность к упрочнению связующей фазы. Максимальная прочность КС ТН 20 + 6Х14Н75С3Р3 при растяжении и изгибе реализуется в том случае, когда разрушение происходит одновременно в обеих фазах, что позволяет полностью использовать ресурс прочности [2]. До настоящего времени не выяснена окончательная роль термических
микронапряжений в ресурсе прочности и износостойкости КС. Приложение внешней растягивающей нагрузки меняет характер микронапряжений. В твердой частице спеченного карбида TiC вначале уменьшаются напряжения сжатия, а затем возникают напряжения растяжения. В связке напряжения растяжения растут вначале линейно, а затем при определенной внешней нагрузке рост замедляется, что объясняется процессом течения в сплаве-связке.
По мнению Г. С. Креймера [3], наибольшие значения термических напряжений относятся к переходной зоне твердая частица - матрица, примыкающей к меж-фазовой границе. Термические напряжения реально влияют на прочность межфазовой границы и не влияют на прочность сплава, если разрушение проходит внутри частиц одной или обеих фаз, в нашем случае ТН 20 + У30Х28Н4С4, где наблюдался хрупкий скол. Изменение в спеченном твердом сплаве ТН 20 величины зерна TiC существенно влияет на термические напряжения в фазах. Увеличение dTiC ведет к уменьшению напряжения растяжения в связке и росту напряжения сжатия в зернах TiC, что приводит к росту суммирующей величины напряжения на границе раздела твердая частица - матрица.
Исследованиями А.Ф. Лисовского [4] установлено, что миграция расплава матрицы в твердые частицы вызывает разупрочнение поверхностного слоя частицы на глубину проникновения расплава. Результаты исследования показывают, что процесс миграции жидкой фазы сплава-связки вызывает глубокие структурные изменения в композициях, перестройку тугоплавкого скелета твердых частиц, изменение химического содержания металла. Наиболее глубокие структурные изменения возникают в композиции при совместном действии обоих механизмов массопереноса - миграции расплава в твердую частицу и диффузии компонентов твердой частицы в матрицу, что экспериментально подтверждено микрорентгеноспектральным анализом, выполненным на микроанализаторе системы Link «Stereoscan» [5]. В нашем случае ТН 20 + МНМц 20-20, где миграция компонентов матрицы в ТН 20 составила 50 мкм, однако значительного разупрочнения КС это не вызвало.
Метод измерений остаточных термических напряжений, возникающих в КС на границе раздела твердая частица - матрица, более подробно рассмотрен автором в источниках [6-8]. В исследованиях для измерений остаточных температурных деформаций в КС использовался метод спекл-фотографии в сочетании с тепловым способом нагружения. Метод реализуется посредством двойного экспонирования на голографическую фотопластинку картины пятнистой структуры участка поверхности до и после теплового нагружения объекта. В результате образуется сдвоенная пятнистая картина, используя дифракционные свойства которой, можно измерять величину и направление векторов перемещения точек поверхности. При длине волны когерентного лазерного источника излучения X = = 0,6328 мкм чувствительность метода в экспериментах оценивалась размером спеклов (точек) D = 1,2X F = = 1,5 мкм. Относительные деформации в* и ву по осям, равные соответственно д и/ дх и д и/ д у, оценивались разностями компонентов векторов перемещений dx и dy для соседних точек, деленными на расстояния между точками. Максимальные напряжения, возникающие
в макроструктуре КС в направлении осей Ох и Оу (ох и оу соответственно), рассчитываются по формуле (1), учитывающей максимальную деформацию и дифференцированный модуль упругости Ес.
а х( а у) = є х( є у)*Ес = є тахЕтЕ,1(угЕт + УтЕг)
(1)
где Ет, Ег и Ут, Уг - модуль упругости и объемная доля соответственно матрицы и твердой частицы.
Максимальные деформации на границе раздела определяли нелинейным интерполированием к границе раздела величин, замеренных в соседних точках, т. е. в твердой частице и матрице.
Уравнение Хэзлетта и Макгерри (2) помогает понять механизм образования остаточных термических напряжений:
(а т - а г )АТЕ т
я
(1 + Д т ) + (1 + Д г )(Ет/Ег ) 2 г ^ \2'
+ 1
я
2$ -Е
(2)
где и аг - коэффициенты термического расшире-
ния, соответственно матрицы и твердой частицы; Ет и Ег - модули упругости матрицы и твердой частицы; цт и |іг - коэффициенты Пуассона, АТ - температура нагрева образца оС; Я - радиус частицы, мм; Е - расстояние от точки измерения до центра частицы, мм; 2$ -расстояние между центрами 2-х частиц, мм.
Анализ остаточных термических напряжений для случая, когда не менее трех зерен твердого сплава соприкасаются или почти соприкасаются друг с другом, показал, что компонента напряжения аг является сжимающей в матрице и растягивающей в твердой частице, если ат > аг , и картина резко меняется, если зерна твердого сплава соприкасаются друг с другом и образуют сплошной каркас. Благодаря упрочняющему действию твердых частиц, в качестве которых использовался спеченный твердый сплав на основе карбида титана - типа ТН 20, прочность композиционного сплава оказалась выше, чем прочность отдельно сплава-связки (без твердых частиц). Значения аг и ат приведены в табл. 1.
При комнатной температуре композиционные сплавы имеют пониженный предел прочности по сравнению с его значениями при 400 оС вследствие остаточных термических напряжений на границе раздела твердая частица - матрица. После непродолжительного отжига при 400 оС временное сопротивление разрыву
повышается. Особенно сильно этот эффект проявляется для КС ТН 20 + 6Х14Н75С3Р3, что, по-видимому, обусловлено выделением избыточных дисперсных фаз №3В из пересыщенного твердого раствора матрицы. Наличие фазы №3В после отжига было подтверждено данными микрорентгеноспектрального анализа. С повышением температуры от 400 до 800 оС временное сопротивление разрыву уменьшается в результате процессов «возврата», вследствие чего понижается плотность дислокаций, а также количество вакансий и точечных дефектов, наблюдается коагуляция включений и более равномерное распределение элементов по объему сплава за счет сложных диффузионных процессов.
Проведенные исследования по определению временного сопротивления разрыву при 400 оС, остаточных термических напряжений с использованием спекл-фотографии и выполненные расчеты по формуле 2 показаны в табл. 2.
Сопоставив данные табл. 1 и табл. 2, нетрудно заметить, что усредненные значения остаточных термических напряжений аср релаксируются нагревом образца до 400 оС.
Исследования фрактографии разрушения КС, проведенные с использованием растрового электронного микроскопа, показали, что разрушение КС происходит по нескольким параллельно или последовательно протекающим механизмам разрушения по мере продвижения трещины по сечению образца: в сплавах с матрицей колмоной и мельхиор разрушение идет по межфаз-ной границе, в сплаве с матрицей сормайт-1 разрушение протекает по трещинам, возникающим в твердой частице вследствие высоких остаточных напряжений. Таким образом, все результаты проведенных исследований были использованы при разработке износостойких композиционных сплавов.
ЛИТЕРАТУРА
1. Лошак М.Г. Прочность и долговечность твердых сплавов. Киев: Наук. Думка, 1984. 328 с.
2. Быстров В.А., Анохина Н.К., Веревкин В.И. // Изв. вузов. Черная металлургия. 1994. № 8. С. 39-42.
3. Креймер Г.С. Прочность твердых сплавов. М.: Металлургия, 1971. 248 с.
4. Лисовский А.Ф. Миграция расплавов металлов в спеченных композиционных телах. Киев: Наук. Думка, 1984. 256 с.
5. Быстров В.А., Веревкин В.И. // Изв. вузов. Черная металлургия.
1990. № 12. С. 52-55.
6. Быстров В.А., Веревкин В.И. и др. // Автомат. сварка. 1988. № 9. С. 62.
7. Быстров В.А., Анохина Н.К., Веревкин В.И. // Изв. вузов. Черная металлургия. 1994. № 8. С. 39-42.
8. Быстров В.А., Веревкин В.И., Анохина Н.К // Пластическая деформация материалов в условиях внешних энергетических воздействий: Тез. докл. / Всесоюзный семинар. Новокузнецк: СМИ,
1991. С. 115-116.
а г --
X
X
Е
