CC BY
125
Влияние ультразвуковой ударной обработки на структуру и сопротивление усталости сварных соединений высокопрочной стали ВКС-12
В.Е. Панин, Е.Н. Каблов1, B.C. Плешанов, В.А. Клименов,
Ю.Ф. Иванов2, Ю.И. Почивалов, В.В. Кибиткин, А.А. Напрюшкин,
О.Н. Нехорошков, В.И. Лукин1, C.B. Сапожников
Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия 1 Всероссийский институт авиационных материалов, Москва, 105005, Россия 2 Институт сильноточной электроники СО РАН, Томск, 634055, Россия
Работа посвящена исследованию структурно-фазового состояния и механических характеристик сварных соединений высокопрочной стали ВКС-12, подвергнутых поверхностному пластическому деформированию путем ударного ультразвукового воздействия. Показано, что в приповерхностном слое материала толщиной до 40 мкм при этом протекают процессы фрагментации кристаллов и образования субзеренной структуры с большеугловой разориентацией субзерен. Установлена связь наноструктурирования поверхностного слоя материала шва и зоны термического влияния с повышением сопротивления усталостному разрушению сварных соединений.
Effect of ultrasonic shock treatment on the structure and fatigue strength of welded joints of high-strength steel VKS-12
V.E. Panin, E.N. Kablov1, V.S. Pleshanov, VA. Klimenov, Yu.F. Ivanov2, Yu.I. Pochivalov,
V.V. Kibitkin, A.A. Napryushkin, O.N. Nekhoroshkov, V.I. Lukin1, and S.V Sapozhnikov
Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634021, Russia 1 All-Russian Scientific Research Institute of Aviation Materials, Moscow, 105005, Russia 2 Institute of High Current Electronics SB RAS, Tomsk, 634055, Russia
The paper is devoted to studying the structural-phase state and mechanical characteristics of welded joints of high-strength steel VKS-12 subjected to surface plastic deformation by shock ultrasonic treatment. It is shown that crystal fragmentation and formation of a subgrain structure with high-angle subgrain misorientation take place in the subsurface material layer up to 40 ^m thick. Nanostructuring of the surface layer of a weld and heat affected zone is found to cause an increase in the fatigue fracture strength of the welded joints.
1. Введение
Расчет устойчивости сварных конструкций к рабочим нагрузкам в большинстве случаев проводят на основе характеристик статической прочности или сопротивления однократным динамическим воздействиям, учитывая при этом параметры хрупкой прочности (температуру хрупкости, вязкость разрушения и др.). Однако одним из главных эксплуатационных требований к сварным металлоконструкциям является обеспечение высокой долговечности в условиях переменных нагрузок.
При статическом нагружении сварные соединения часто не уступают по механическим свойствам основному металлу, но в условиях усталости они являются причиной существенного снижения предела выносливости [1, 2]. Это связано с неблагоприятными остаточными напряжениями, концентраторами напряжений, обусловленными формой шва и технологическими дефектами, а также сильно выраженным градиентным (почти ступенчатым) характером изменения структуры и механических характеристик на границах раздела основной ме-
© Панин В.Е., Каблов Е.Н., Плешанов В.С., Клименов В.А., Иванов Ю.Ф., Почивалов Ю.И., Кибиткин В.В., Напрюшкин А.А., Нехорошков О.Н., Лукин В.И., Сапожников С.В., 2006
талл - зона термического влияния - шов. На сопротивление усталости сварных соединений оказывает влияние большое число независимых факторов: состав и структура исходного материала, форма и размеры деталей, состояние поверхности, режимы обработки (термической, механической), активность окружающей среды, параметры термодеформационного цикла сварки, схема нагружения и др. [3-5].
Наряду с термической и химико-термической обработками эффективным способом повышения сопротивления усталостному разрушению является поверхностное пластическое деформирование металлических материалов, осуществляемое при температурах, меньших температуры рекристаллизации. Оно позволяет повысить усталостную прочность (в том числе в коррозионно-активных средах), износостойкость, чистоту поверхности обрабатываемых деталей, их прирабатываемость за счет изменения физико-механических характеристик приповерхностного слоя металла [6-13]. Кроме традиционных и успешно применяемых методов поверхностного пластического деформирования (дробеструйная обработка, обкатка роликами, проковка и др.) следует отметить перспективный и активно развиваемый в последние 20-25 лет метод ультразвуковой ударной обработки бойками [14-16]. Его использование для сварных соединений ряда сталей и сплавов приводит в поверхностном слое к значительному уменьшению среднего размера зерна и размытию границы раздела шов - зона термического влияния, уменьшению концентрации напряжений, перераспределению сварочных остаточных напряжений с растягивающих на сжимающие, что влечет увеличение циклической долговечности [17-20]. Так, после ультразвуковой ударной обработки сварных соединений феррито-перлитной стали 12Х1МФ их долговечность повысилась более чем в 4 раза [20]. Представляет интерес использование данной технологии для сварных соединений сталей с высокими значениями предела прочности (более 2 000 МПа), однако такие сведения в литературе отсутствуют.
В настоящей работе поставлена задача исследовать влияние ультразвуковой ударной обработки на структурное состояние и механические свойства (в первую очередь, сопротивление усталостному разрушению) сварных соединений высокопрочной стали типа ВКС-12.
2. Материал и методы исследования
Работа основана на концептуально новом подходе физической мезомеханики материалов, согласно которому поверхностные слои являются важной функциональной подсистемой в деформируемом твердом теле. Их можно классифицировать как автономный мезоскопический структурный уровень деформации, определяющий развитие пластического течения и разрушения нагруженного материала в целом [21-26]. В основе
такого подхода лежит рассмотрение деформируемого твердого тела как многоуровневой системы. Управляя структурой и процессами деформации в поверхностных слоях, можно в значительной степени изменять макро-механические характеристики материала и элементов конструкций.
В качестве объекта исследования в работе использовали стыковые сварные соединения высокопрочной конструкционной стали ВКС-12, выполненные аргонодуговой сваркой. После закалки и отпуска сталь ВКС-12 имеет следующие механические характеристики: модуль Юнга 200 ГПа, предел пропорциональности 1370^ 1500 МПа, предел текучести (а0 2) 1800^1870 МПа, предел прочности 2100^2300 МПа, относительное удлинение 8^12 %. Эта сталь предназначена для изготовления деталей авиационных конструкций ответственного назначения, когда требуется сочетание высоких значений статической и циклической прочности изделий. Изучение структурно-фазового состояния сварных соединений проводили с использованием методов оптической металлографии (Axiovert 25CA), рентгеноструктурного анализа (ДРОН-4), растровой (SEM-515 «Philips», Tesla BS-300) и просвечивающей (ЭМ-125) электронной микроскопии; микротвердость измеряли при нагрузке 200 г (ПМТ-3). Исследование механических характеристик проводили при статическом растяжении со скоростью 10 -4c-1 (Schenck Sinus-100.40). Усталостную прочность изучали в малоцикловой области по схеме циклического растяжения при асимметричном цикле с коэффициентом асимметрии Ra = 0.1 (Schenck Sinus-100.40), при этом прикладываемое напряжение изменялось по гармоническому закону
a(t) = a 0 + a m + sin(2 nfi),
где a0 = 440 МПа, am = 360 МПа, f = 1c-1. Форма и размеры образцов приведены на рис. 1, поперечный сварной шов располагался в средней части образца. С целью осуществления поверхностного пластического деформирования сварных соединений использовали комплекс оборудования для ультразвуковой ударной обработки, включающий генератор УЗГ-06/27 с выходной мощностью 630 В • А и рабочий инструмент. Последний преобразует электрические колебания в механические и осуществляет с помощью бойков обработку поверхности сварного шва и околошовной зоны. Частота и амплитуда колебаний инструмента составляли соот-
Н20 Шов
\Г г J о1 со
1
( \
т40ш
170
S = 4.0 мм
Рис. 1. Форма и размеры образцов
ветственно 27 • 103c-1 и 20 мкм, статическая сила прижима инструмента к поверхности обрабатываемых образцов — 200 Н.
3. Структура и механические свойства сварных соединений
В результате металлографических исследований и рентгеноструктурного анализа установлено, что структура основного металла и сварного шва представляет
Рис. 3. Структура зоны термического влияния вблизи шва. х100
собой высокодисперсный пакетный и пластинчатый мартенсит с размером пластин < 1.5^2.0 мкм (рис. 2). Мартенсит стали ВКС-12 имеет тетрагональную решетку с a = 0.28762 нм, b = 0.28942 нм, с = 0.29636 нм. В зоне термического влияния вблизи шва в процессе сварки средний размер зерна увеличивается до 30^50 мкм (рис. 3). Области сварного шва в глубину существенно различаются по макроструктуре: облицовочный шов имеет дендритную структуру, корневой — отпущенную квазиоднородную структуру (рис. 4). Установлено, что по всей глубине сварного шва наблюдается разупрочнение материала, причем наиболее существенно это выражено для корневого шва (рис. 5). Так, значения микротвердости Hц для основного металла, облицовочного и корневого швов составляют соответственно 5400, 5220 и 4660 МПа.
Диаграммы растяжения стали ВКС-12 при отсутствии и наличии сварного шва представлены на рис.6. Видно, что наличие сварного шва снижает прочность и пластичность образцов в целом, при этом механические характеристики сварного соединения (предел текучести а0.2 = 1 445 МПа, предел прочности aB = 1 897 МПа, относительное удлинение 8 = 3-^4 %) определяются свойствами шва.
Различие структурных и механических характеристик в областях основного металла, зоны термического влияния и шва определяет особенности циклической
Рис. 4. Макроструктура сварного шва на глубине h от поверхности образца: а — облицовочный шов (h = 0); б — корневой шов (h = = 3.9 мм). х50
Рис. 5. Распределение микротвердости Hц поперек сварного шва: облицовочный шов (1), корневой шов (2)
0 3 6 9
8, %
Рис. 6. Зависимость напряжения течения о от относительного удлинения 8: образец без шва (1), образец со швом (2)
прочности сварных соединений. В работе [27] было показано, что усталостное разрушение сварных соединений стали ВКС-12 связано с мезомасштабными процес-
Рис. 7. Фрактограмма излома шва вблизи зоны термического влияния. Х5000
сами локализации деформации и нарушения сплошности в зоне термического влияния и шве. Проведенные в настоящей работе исследования позволили однозначно установить, что зарождение и развитие усталостных трещин в сварных соединениях стали ВКС-12 в большинстве случаев локализовано в области макроконцентратора напряжений — границы раздела шов - зона термического влияния. Фрактограмма поверхности разрушения в этой области имеет характер вязкого ямочного излома (рис. 7). Формирование трещин в средней части шва происходит обычно при наличии в материале шва технологических дефектов (пор, шлаковых включений и др.). Поскольку процессы накопления усталостных повреждений, как правило, начинаются в поверхностном слое материала, для повышения циклической долговечности сварных соединений необходимо изменить свойства поверхности шва и зоны термического влияния. С этой целью в работе была проведена ультразвуковая ударная обработка поверхностей данных областей сварных соединений на обеих сторонах образцов (то есть облицовочного и корневого швов).
4. Изменение структуры после ультразвуковой ударной обработки и сопротивление усталости сварных соединений
Исследования металлографической структуры шва и зоны термического влияния после ультразвуковой ударной обработки показали, что в тонком поверхностном слое толщиной 40^50 мкм структура после травления не выявляется (рис. 8), а значения микротвердости возрастают на 20^25 % (рис. 9). Для аттестации этого
Рис. 9. Распределение микротвердости И по толщине образца £ от корневого (£ = 0) до облицовочного (£ = 4 мм) шва
«белого» приповерхностного слоя были проведены систематические исследования с использованием растровой и просвечивающей электронной микроскопии.
Электронно-фрактографический анализ изломов проводили после ударного разрушения образцов с острым надрезом (гн = 0.2 мм). Фрактограмма излома, соответствующая приповерхностной зоне середины облицовочного шва, представлена на рис. 10, а. Видно, что поверхность разрушения в целом характеризуется наличием двух областей материала, испытавших и не испытавших воздействие ультразвуковой ударной обработки, с явно выраженной границей раздела между ними. До глубины примерно 40 мкм от поверхности образца наблюдается хрупкий камневидный (стекловидный) излом
(рис. 10, б). Эта структура характерна для материала, подвергнутого ультразвуковой ударной обработке, и она остается приблизительно постоянной по всей глубине воздействия. Граница раздела структур имеет ширину в пределах 4^6 мкм и соответствует зоне перехода от хрупкого к вязкому разрушению с наличием обеих этих составляющих на фрактограмме (рис. 10, в). На глубине 45^50 мкм поверхность излома приобретает вязкий ямочный характер (рис. 10, г). При дальнейшем увеличении глубины сохраняется ямочный характер излома, но с более развитой поверхностью (рис. 10, д), что соответствует более вязкому разрушению.
Структурно-фазовое состояние материала сварного шва и зоны термического влияния после ультразвуковой ударной обработки изучали с использованием метода просвечивающей электронной микроскопии.
Рис. 10. Фрактограмма излома шва (а) и ее участки на глубине h от поверхности образца: 20 (б), 40 (в), 50 (г), 60 мкм (д)
Pto. 11. Элeктpoннo-микpocкoпичecкиe изoбpaжe-ния cтpyктypы, фopмиpyющeйcя в cвapнoм швє: такетный мapтeнcит (а), нлacтинчaтый мapтeнcит (б), cyбзepнa а-фaзы (в), микpoэлeктpoнoгpaммa (г)
Элeктpoннo-микpocкoпичecкий микpoдифpaкциoн-ный aнaлиз cтpyктypнo-фaзoвoгo cocтoяния фoльг, нpи-гoтoвлeнныx из мaтepиaлa oблицoвoчнoгo cвapнoгo швa, выявил ^доут^^ие в cтaли а- и Y-фaз (фaзы нa ocнoвe жeлeзa c OЦK и ГЦK кpиcтaлличecкими peшeткaми co-oтвeтcтвeннo) и чacтиц кapбиднoй фaзы.
Фopмиpoвaниe а-фaзы пpoиcxoдит в peзyльтaтe мap-тeнcитнoгo у ^ а-нpeвpaщeния. Ocнoвнoй мopфoлoги-чecкoй cocтaвляющeй мapтeнcитa являeтcя нaкeтный мapтeнcит (pиc. 11, а), нлacтинчaтый мapтeнcит шблю-дaeтcя знaчитeльнo peжe (pиc. 11, б). Kpиcтaллы мap-тeнcитa фpaгмeнтиpoвaны, что ocoбeннo xapaктepнo для нaкeтнoгo мapтeнcитa. Kpoмe этoгo, нaблюдaютcя o6-лacти мaтepиaлa, имєющиє cyбзepeннoe cтpoeниe (p^. 11, в) c paзмepoм cyбзepeн 100^200 нм. Элeктpoнo-гpaммa, нoлyчeннaя c тaкoгo yчacткa фoльги, имєєт кга-зикoльцeвoe cтpoeниe (pиc. 11, г). Ш^еднее yкaзывaeт нa бoльшeyглoвyю paзopиeнтиpoвкy cyбзepeннoй CTpy^
тypы (cpeдняя величин aзимyтaльнoй cocтaвляющeй нoлнoгo yглa paзopиeнтaции cyбзepeн cocтaвляeт 3.5°^ 4.0°).
Ocтaтoчный aycтeнит (Y-фaзa) нaблюдaeтcя в видє тoнкиx нpocлoeк, pacнoлoжeнныx вдoль гpaниц Rp^-тaллoв нaкeтнoгo мapтeнcитa (p^. 12, а) и в видє ocr-poвкoв cyбмикpoнныx paзмepoв, pacнoлoжeнныx вдoль гpaниц зepнa, нaкeтa кpиcтaллoв мapтeнcитa, a тaкжe в cтыкax дaнныx гpaниц (pиc. 12, в). бедует oтмeтить, чтo в нeкoтopыx мecтax cвapнoгo швa ocтaтoчный aycre-нит мeтoдaми дифpaкциoннoй элeктpoннoй микpocкo-нии oбнapyжить не yдaeтcя. Этo мoжeт cвидeтeльcт-вoвaть либo o вecьмa нeoднopoднoм pacнpeдeлeнии ocтaтoчнoгo aycтeнитa в cтpyктype oбpaзцa, либo o мa-лoй oбъeмнoй дoлe дaннoй фaзы.
Чacтицы втopoй фaзы, выявленные в cтpyктype cвap-нoгo швa, paзнooбpaзны нo мopфoлoгии, фaзoвoмy co-cтaвy и paзмepaм.
Pиc. 12. Элeктpoннo-микpocкoпичecкиe изoбpaжeния ocтaтoчнoгo aycтeнитa, pacнoлoжeннoгo в виде ^o^oex вдoль гpaниц кpиcтaллoв нaкeтнoгo мapтeнcитa (а) и в виде ocтpoвкoв (в): а, в — темные толя, нoлyчeнныe в peфлeкce [200]y-Fe; б, г — микpoэлeктpoнoгpaммы (cтpeлкaми yкaзaны peфлeкcы темтого нoля); нa (а) и (в) ^ел^ми yкaзaнa y-фaзa
Pto. 13. Элeктpoннo-микpocкoпичecкиe изoбpaжeния чacтиц кapбиднoй фaзы глoбyляpнoй мopфoлoгии, нaблюдaющиxcя в зoнe cвapнoгo швa: cвeтлoe толе (а), темные нoля (б, г), толученные в peфлeкcax [002]VC и [022]V2C cooтвeтcтвeннo, микpoэлeктpoнoгpaммы (в, д) (cтpeлкaми yкaзaны peфлeкcы тeмнoгo толя)
Bo-пepвыx, этo чacтицы глoбyляpнoй фopмы, pac-нoлoжeнныe xaoтичecки в cтpyктype мapтeнcитa (pиc. 11, 13, чacтицы oбoзнaчeны cтpeлкaми). Пocлeд-нее yкaзывaeт нa иx нepвичнoe нpoиcxoждeниe, то ееть чacтицы oбpaзoвaлиcь нpи aycтeнитизaции cтaли и ш-cлeдoвaлиcь мapтeнcитными кpиcтaллaми. Paзмepы дaнныx чacтиц изменяются в пpeдeлax oт 30 дo 150 нм. Mикpoдифpaкциoнный aнaлиз пoкaзывaeт, чтo дaнныe
чacтицы являютcя кapбидaми вaнaдия cocтaвa VC (pиc. 13, б, в) и V2C (pиc. 13, г, д). Cлeдyeт oтмeтить, чтo дaнныe чacтицы pacнoлaгaютcя в cтaли нepaвнo-мepнo, oбнapyживaютcя yчacтки, нa кoтopыx oraoc^ тeльнaя oбъeмнaя дoля чacтиц мoжeт oтличaтьcя в не-cкoлькo paз (cм. микpoфoтoгpaфии, нpивeдeнныe нa pиc. 11 и 13). Это, видимo, cвязaнo c ликвaциoннoй нeoднopoднocтью элeмeнтнoгo cocтaвa cвapнoгo швa.
я. •
'Л
V.
V*
Pиc. 14. Элeктpoннo-микpocкoничecкиe изoбpaжeния чacтиц кapбиднoй фaзы, нaблюдaющиxcя в зoнe cвapнoгo швa: темные нoля (а, в), пoлyчeнныe в peфлeкcax [101]V2C и [hkl] кapбиднoй фaзы cooтвeтcтвeннo; микpoэлeктpoнoгpaммы (б, г) (cтpeлкaми yкaзaны peфлeкcы тeмнoгo нoля). Ha (а) и (в) cтpeлкaми oбoзнaчeны чacтицы втopoй фaзы
Рис. 15. Электронно-микроскопические изображения структуры зоны термического влияния: пакетный мартенсит (а), пластинчатый мартенсит (б), субзерна а-фазы (в)
Во-вторых, это частицы округлой формы, либо в виде тонких прослоек, расположенные вдоль границ кристаллов мартенсита (рис. 14, а). Данные частицы имеют размеры ~ 5нм. Индицирование микроэлектро-нограммы, представленной на рис. 14, б, позволяет сказать, что данные частицы являются карбидом ванадия состава У2С.
В-третьих, это частицы второй фазы, расположенные на дислокациях в объеме кристаллов мартенсита и на границах фрагментов (рис. 14, в). Размеры частиц составляют 2^3 нм. На микроэлектронограммах, полученных с участков фольги, содержащих данные частицы, вблизи рефлексов а-фазы наблюдаются размытые тяжи и сателлиты, что свидетельствует о начальных ста-
диях распада твердого раствора с образованием частиц второй фазы (рис. 14, г). Определить фазовый состав данных выделений не удается. Следует отметить, что частицы этой морфологии в некоторых местах сварного шва не обнаружены. Это указывает на то, что в данной области сварного шва процессы отпуска прошли стадию распада твердого раствора с образованием частиц карбидной фазы и наблюдается следующая за ней стадия — стадия коагуляции частиц. Поэтому в данном месте возрастает объемная доля частиц глобулярной морфологии.
Структурно-фазовое состояние стали в зоне термического влияния после ультразвуковой ударной обработки подобно изложенному выше для сварного шва. В качестве примера на рис. 15-17 приведены изобра-
Рис. 16. Электронно-микроскопические изображения остаточного аустенита, расположенного в зоне термического влияния в виде прослоек вдоль границ кристаллов пакетного мартенсита (а) и в виде островков — вдоль границы зерна (в, г): а, г — темные поля, полученные в рефлексе [200]у^е; б, д — микроэлектронограммы (стрелками указаны рефлексы темного поля); в — светлое поле
ВНВИ! М1И
10 нм
н
Рис. 17. Электронно-микроскопические изображения частиц карбидной фазы, наблюдающихся в зоне термического влияния: темные поля (а, в), полученные в рефлексах [021]У2С и [022]УС соответственно; микроэлектронограммы (б, г) (стрелками указаны рефлексы темного поля). На (а), (в) стрелками указаны частицы карбидной фазы
Рис. 18. Электронно-микроскопические изображения структуры стали, формирующейся в тонком поверхностном слое сварного шва: светлое поле (а); темное поле (б), полученное в рефлексе [002]у-фазы; микроэлектронограмма (в) (рефлекс темного поля обозначен цифрой 1)
жения структуры мартенсита, остаточного аустенита и частиц карбидной фазы, наблюдающиеся в зоне термического влияния.
Представленные выше структуры характерны для области материала сварного шва и зоны термического влияния, расположенной на глубине от 6 до 40 мкм от поверхности образца (так называемый основной слой). Исследование структуры материала на меньшей глубине (от 0 до 6 мкм) показало ее кардинальное отличие. Оно заключается в наличии тонкого поверхностного слоя толщиной 3^4 мкм, имеющего нанокристаллическое строение. На это указывают как малые размеры кристаллитов (30^67 нм), так и характерное (квазикольце-вое) строение микроэлектронограмм (рис. 18). Индици-рование микроэлектронограмм, полученных с поверхностного слоя, свидетельствует о том, что в фазовом отношении слой с нанокристаллической структурой подобен основному слою. Отмечается присутствие аи у-фаз, а также карбидных фаз на основе ванадия. Из анализа микроэлектронограммы, приведенной на рис. 18, в, следует, что кроме дифракционных колец, принадлежащих а-фазе, присутствуют дифракционные кольца, относящиеся к у-фазе. Следовательно, у-фаза (остаточный аустенит) также имеет нанокристаллическое строение.
В поверхностном слое с нанокристаллической структурой присутствуют частицы карбида ванадия,
размеры которых составляют 2^3 нм (рис. 19, а). Судя по расположению частиц, можно предположить, что образовались они в подслое, сохранившем структуру кристаллов мартенсита. В случае, если на микроэлектроно-граммах наблюдаются одновременно рефлексы а-, у- и карбидной фаз, то рефлексы последней являются размытыми. Это может свидетельствовать о том, что в процессе ультразвуковой ударной обработки наблюдается распад твердого раствора на основе у-фазы с последующим выделением частиц карбида ванадия.
Между поверхностным и основным слоями на глубине от 4 до 6 мкм от поверхности образца располагается промежуточный слой со структурой пакетного
Рис. 19. Электронно-микроскопические изображения частиц карбидной фазы, наблюдающихся в поверхностном слое сварного шва: темное поле (а), полученное в рефлексе [002]УС; микроэлектронограм-ма (б) (стрелкой указан рефлекс темного поля)
Рис. 20. Электронно-микроскопические изображения частиц карбидной фазы, наблюдающихся в промежуточном слое сварного шва: светлое поле (а); темное поле (б), полученное в рефлексе [021]У2С; микроэлектронограмма (в) (стрелкой указан рефлекс темного поля). На (б) стрелками обозначены частицы карбидной фазы
фрагментированного мартенсита, содержащий большое число частиц карбидной фазы (рис. 20). Частицы имеют округлую форму, их средний размер составляет -10 нм. Данные частицы являются карбидом ванадия. Увеличение объемной доли карбидной фазы в промежуточном слое по сравнению с основным слоем также можно связать с процессами распада твердого раствора на основе у-фазы вследствие ультразвуковой ударной обработки, обусловливающими выделение карбидных частиц.
Таким образом, после ультразвуковой ударной обработки материал сварного шва и зоны термического влияния по структурно-фазовому составу имеет трехслойное строение и характеризуется наличием на поверхности обработки нанокристаллического состояния а- и у-фаз. Это обусловливает замедление формирования в поверхностном слое усталостных повреждений и, тем самым, способствует увеличению циклической долговечности сварных соединений.
Результаты испытаний на усталостную прочность показали, что сварные соединения в исходном состоянии разрушались в 90 % случаев при числе циклов нагрузки N = 33 000^3 8 500, а после ультразвуковой ударной обработки — при N = 48 500^68 500. Распределения
1,-1 1 1 1 } \ 1
- 11' -
- |1 -
- 1 1 _ 1 1 \ 2 -
1 1 \ I \ У ч I-:'- 1 1 -
30 50 70
N, 103
Рис. 21. Зависимость плотности вероятности разрушения Ж от числа циклов нагрузки N образцов до (1) и после (2) ультразвуковой ударной обработки
плотности вероятности разрушения образцов от числа циклов нагрузки '№(К), построенные на основе экспериментальных данных, представлены на рис. 21. Видно, что после ультразвуковой ударной обработки сопротивление усталости сварных соединений увеличивается в 1.5^1.6 раза.
Следует обсудить также такой важный аспект, как место усталостного разрушения образцов. Как уже отмечалось выше, сварные соединения в исходном состоянии разрушаются в основном вблизи границы раздела шов - зона термического влияния в средней части образца (рис. 22, а). В ходе циклического нагружения в этой области образца интенсивно протекают процессы накопления усталостных повреждений, что проявляется в формировании сильно выраженного деформационного рельефа поверхности (рис. 23, а, б). Предварительная ультразвуковая ударная обработка, коренным образом меняющая структурное и механическое состояние поверхностного слоя материала, позволяет блокировать механизмы пластических сдвигов и накопления повреждений. Это проявляется в том, что после обработки в области шов - зона термического влияния не наблюдается появления дополнительного деформационного рельефа в течение всего времени циклического нагружения (рис. 23, в, г), а разрушение сварных соединений происходит в области основного металла в месте перехода рабочей части образца к галтели (рис. 22, б, в). Отмечен-
Рис. 22. Изображения разрушенных образцов до (а) и после (б, в) ультразвуковой ударной обработки: Ы= 38 500 (а), 48 500 (б), 68 500 (в)
Рис. 23. Изображения поверхности зоны термического влияния вблизи шва перед нагружением (а, в) и после разрушения (б, г). Образцы до (а, б) и после (в, г) ультразвуковой ударной обработки. х50
ное обстоятельство также означает, что реальное увеличение сопротивления усталости сварных соединений после ультразвуковой ударной обработки существенно выше указанных выше значений.
5. Заключение
Ультразвуковая ударная обработка сварных соединений стали ВКС-12 в области шва и зоны термического влияния приводит к значительному изменению структурно-фазового состояния приповерхностного слоя толщиной до 40 мкм. В нем происходят процессы фрагментации кристаллов и образования субзеренной структуры с большеугловой разориентацией субзерен, а поверхность разрушения характеризуется хрупким камневидным (стекловидным) изломом.
В целом область материала, испытавшего воздействие ультразвуковой ударной обработки, имеет трехслойное строение. Наиболее кардинальные изменения структуры происходят в тонком поверхностном слое толщиной 3^4 мкм, в котором наблюдается нанокристалличес-кое состояние а- и у-фаз (размер зерен в результате обработки уменьшается до 30^67 нм).
В исходном состоянии сварных соединений поверхностные слои имеют меньшую сдвиговую устойчивость по сравнению с объемом материала. Пластическое течение в них начинается при напряжениях, значительно меньших предела текучести, и развивается более интенсивно на протяжении всего процесса деформирования. В условиях циклического нагружения это приводит к формированию и развитию усталостных трещин в об-
ласти границы раздела шов - зона термического влияния. Создание на поверхности стали в этой области наноструктурного слоя с высокими диссипативными характеристиками значительно повышает напряжение зарождения дефектов структуры на поверхности, блокирует локализацию пластического течения и зарождение усталостных трещин. Это приводит к росту уровня допустимых напряжений и соответственно повышению усталостной прочности. Формирование нанокристалли-ческого состояния в поверхностном слое шва и зоны термического влияния после ультразвуковой ударной обработки позволяет увеличить сопротивление усталостному разрушению сварных соединений высокопрочной конструкционной стали ВКС-12 более чем в 1.5^1.6 раза.
Литература
1. Кудрявцев И.В., Наумченков Н.Е. Усталость сварных конструкций. - М.: Машиностроение, 1976. - 270 с.
2. Трощенко В.Т. Деформирование и разрушение металлов при многоцикловом нагружении. - Киев: Наукова думка, 1981. - 344 с.
3. Лившиц Л. С., Хакимов А.Н. Металловедение сварки и термическая
обработка сварных соединений. - М.: Машиностроение, 1989. -336 с.
4. Земзин В.Н., Шрон Р.З. Термическая обработка и свойства сварных
соединений. - Л.: Машиностроение, 1978. - 367 с.
5. Труфяков В.И. Усталость сварных конструкций. - Киев: Наукова думка, 1973. - 216 с.
6. Патон Б.Е., Труфяков В.И. О повышении несущей способности и долговечности сварных конструкций // Автоматическая сварка. -1982. - № 2. - С. 1-6.
7. Кудрявцев И.В. Внутренние напряжения как резерв прочности в машиностроении. - М.: Машгиз, 1951. - 236 с.
8. Кудрявцев И.В. Современное состояние и практическое применение ППД // Вестник машиностроения. - 1972. - № 1. - С. 35-38.
9. Кудрявцев И.В., Шоков Н.А. Влияние поверхностного пластического деформирования на зарождение трещин усталости в роторной стали // Проблемы прочности. - 1988. - № 4. - С. 15-19.
10. РябченковА.В. Коррозионно-усталостная прочность стали. - М.: Машиностроение, 1953. - 193 с.
11. Семак И.Т. Обкатка роликами деталей самолетов для повышения износостойкости // Упрочнение деталей механическим наклепом. - М.: Наука, 1965. - С. 170-173.
12. Бутенко В.И., Чистяков А.В. Выбор оптимальных режимов ППД при обеспечении износостойкости деталей // Изв. вузов. Машиностроение. - 1987. - № 9. - С. 35-37.
13. Кравчук В.С., Абу Айаш Юсеф, Кравчук А.В. Сопротивление деформированию и разрушению поверхностно-упрочненных деталей машин и элементов конструкций. - Одесса: Астропринт, 2000.- 160 с.
14. Бадалян В.Г., Козанцев В.Ф., Статников Е.Ш. и др. Механизм ультразвуковой ударной обработки сварных соединений // Вестник машиностроения. - 1979. - № 8. - С. 56-58.
15. Клименов В.А., Панин В.Е., Безбородов В.П. и др. Субструктур-ные и фазовые превращения при ультразвуковой обработке мар-тенситной стали // Физика и химия обработки материалов.-1993.- № 6. - С. 77-83.
16. Клименов В.А., Иванов Ю.Ф., Перевалова О.Б. и др. Структура, фазовый состав и механизмы упрочнения аустенитной стали, подвергнутой ультразвуковой обработке бойками // Физика и химия обработки материалов. - 2001. - № 1. - С. 90-97.
17. Михеев П.П., Недосека А.Я., Пархоменко И.В. и др. Эффективность применения ультразвуковой обработки для повышения сопротивления усталости сварных соединений // Автоматическая сварка. - 1984. - № 3. - С. 4-7.
18. Кудрявцев Ю.Ф., Коршун В.Ф., Кузьменко А.З. Повышение циклической долговечности сварных соединений ультразвуковой удар-
ной обработкой // Автоматическая сварка. - 1989. - № 7. -
С. 24-28.
19. Коломийцев Е.В., Серенко А.Н. Влияние ультразвуковой и лазерной обработки на сопротивление усталости стыковых сварных соединений в воздушной и коррозионной средах // Автоматическая сварка. - 1990. - № 11. - С. 13-15.
20. Безбородов В.П., Клименов В.А., Плешанов В.С. и др. Влияние ультразвуковой обработки на структуру и свойства сварных соединений теплостойкой стали 12Х1МФ // Сварочное производство. -2000. - № 7. - С. 17-21.
21. Панин В.Е. Физическая мезомеханика поверхностных слоев твердых тел // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 2. - № 6. - С. 5-23.
22. Панин В.Е. Поверхностные слои нагруженных твердых тел как мезоскопический структурный уровень деформации // Физ. мезо-мех. - 2001. - Т. 4. - № 3. - С. 5-22.
23. Панин В.Е., Елсукова Т.Ф., Ангелова Г.В. Динамика локализации деформации в поверхностном монокристаллическом слое плоских поликристаллических образцов алюминия при циклическом нагружении // Физ. мезомех. - 2000. - Т. 3. - № 4. - С. 79-88.
24. Панин А.В., Клименов В.А., Почивалов Ю.И., Сон А.А. Влияние состояния поверхностного слоя на механизм пластического течения и сопротивления деформации малоуглеродистой стали // Физ. мезомех. - 2001. - Т. 4. - № 4. - С. 85-92.
25. Панин В.Е., Фомин В.М., Титов В.М. Физические принципы ме-зомеханики поверхностных слоев и внутренних границ раздела в деформируемом твердом теле // Физ. мезомех. - 2003. - Т. 6. -№2. - С. 5-14.
26. Панин В.Е., Панин Л.Е. Масштабные уровни гомеостаза в деформируемом твердом теле // Физ. мезомех. - 2004. - Т. 7. - № 4. -С. 5-23.
27. Панин В.Е., Кибиткин В.В., Плешанов В.С. и др. Мезомасштабные закономерности усталостного разрушения сварных соединений высокопрочной стали // Физ. мезомех. - 2004. - Т.7. - Спец. выпуск. - Ч. 1. - С. 385-388.
