книги / Структура и усталостное разрушение металлов

на эффективность поверхностного наклепа связано с раз­ личной способностью той или иной структуры к дефор­ мационному упрочнению и разупрочнению, деформа­ ционному старению, релаксации напряжений и зарожде­ нию микротрещин. На усталостные характеристики заметное влияние оказывает также степень однородно­ сти структуры и субструктуры в пределах пластически деформированного поверхностного слоя.

ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ

ОБРАБОТКА

Термомеханическая обработка (ТМО) относится к числу наиболее эффективных способов воздействия на структуру с целью получения параметров структуры и субструктуры, обусловливающих высокий комплекс ме­ ханических свойств сталей и сплавов. По мнению М. Л. Бернштейна [208], в процессе ТМО усиливаются все известные способы упрочнения. По-видимому, основ­ ной вклад в повышение прочностных характеристик свя­ зан с ростом плотности дислокаций, образованием дис­ персных и равномерно распределенных по объему час­ тиц второй фазы, измельчением размеров кристалла и пакета мартенсита. Как показано в гл. IV и V, эти фак­ торы упрочнения существенно влияют на усталостные свойства материалов.

В. С. Иванова с сотр. для повышения усталостных свойств сталей успешно использовала механико-терми­ ческую обработку (МТО). В результате циклическая прочность стали, например типа 1Х18Н9Т, при комнат­ ной и повышенных температурах возросла на 50% [209]. Такое благоприятное влияние МТО обусловлено созда­ нием в результате МТО полигональной структуры. По данным 3. Г. Фридмана и М. Г. Вейцмана, наибольший эффект от применения ТМО достигается при дробной пластической деформации, вызывающей формирование в стали ячеистой структуры с минимальным размером ячеек.

Влияние различных схем ТМО на циклическую проч­ ность конструкционных сталей рассмотрено в моногра­ фии М. Л. Бернштейна [208]. Отмечается благоприятное влияние ВТМО на распределение остаточных напряже­ ний в поверхностном слое. Величина растягивающих на­ пряжений в поверхностном слое снижается, а иногда

кручения, выполняли из условия получения после отпус­ ка при 200° С максимального прироста пластичности при испытаниях на статическое кручение. Из табл. 20 сле­ дует, что после ВТМО целесообразна обкатка, сущест­ венно повышающая циклическую прочность стали 45ХН2МФА при пульсирующем кручении.

ТАБЛИЦА 20. ВЛИЯНИЕ КОМПЛЕКСНОЙ ОБРАБОТКИ НА ПРЕДЕЛЫ УСТАЛОСТИ И ПРОПОРЦИОНАЛЬНОСТИ СТАЛИ 45ХН2МФА

(W= 107 ЦИКЛОВ, Тм и н =5 кгс/мм2) [211]

	Режим обработки	хт	1 тпц	Режим обработки	хш 1	тпц
		кгс/мм*			кгс/мм*
	КЗ + С	85	115	В Т М О + С .	100	115
	У З + С .	90	120	В Т М О + С + 3	108	154
	УЗ + С + З	96	155	В Т М О + С + О .	и з	128
	УЗ + С + О	113	130	В Т М О + С + З + О	117	146
	У З + С + З .	118	146	в т м о + с + о + з	ПО	160
	У З + С + О + З	100	160	в т м о + с + з * +	134	174
				+ о + с + з * + с
	П р и м е ч а н и е .	КЗ — контрольная закалка; С —старение				при
	200° С; УЗ — ускоренная		закалка;	3 — заневоливание;	О — обкатка.
	* /(=0,7, в остальных случаях 0,4.			К — коэффициент заневоливания.

Исключительно высокий уровень циклической проч-

200° С; УЗ — ускоренная закалка; 3 — заневоливание; О — обкатка.

ВТМО+заневоливание (К— 0,7) +обкатка+старение+ заневоливаниё (/(=0,7) -j-старение. Рекордный уровень Тго (134 кгс/мм2) сочетается с высоким уровнем тПц, что имеет большое значение для надежной работы пружин­ ных элементов.

Эффективно применение ВТМО также для низкоугле­ родистых сталей. В работе [83] исследовано влияние за­ калки с отдельного нагрева и ВТМО (е=35% ) на предел усталости высокопрочной строительной стали 14Х2ГМР (в обоих случаях 1-ч отпуск проводили при 650°С). ВТМО по сравнению с обычной закалкой повышает уро­ вень awс 43 до 54 кгс/мм2, т. е. на 25%. Повышение уров­ ня awсвязано с существенным влиянием ВТМО на струк­ туру стали. После ВТМО структура мартенсита отлича­ ется большей дисперсностью пластинок реечного мартен­ сита, большей плотдостью и более равномерным распре­

делением дислокаций, а также повышенной дисперснос­ тью карбидов.

Применение НТМО заметно повышает как статичес­ кую, так и циклическую прочность. Борик и др. (1963 г.) с помощью НТМО повысили предел усталости стали НИ до 117 кгс/мм2. Омори Майязиро и др., исследуя влияние ТМО (типа НТМО) на усталостные свойства пружин­ ной марганцевохромистой стали с бором (SUP 11), уста­ новили, что повышение ow связано с уменьшением рас­ стояния между карбидами X, согласно выражению Ow—

= сгШп+сХ-1/2, где ow = 8 кгс/мм2 и С =0,6 кгс/мм3^-

ТМО — эффективный способ повышения циклической прочности мартенситностареющих сталей. В работе [213] улучшения усталостных свойств в условиях повторного растяжения стали 18Ni (350) (18,51% Ni; 11,89% Со: 4,67%Мо; l,53%Ti; 0,09%А1; 0,008%С) достигали после термической обработки по режимам: 1 — прокатка при комнатной температуре несостаренного мартенсита (деформационное старение); 2 — горячая прокатка метастабильного аустенита, т. е. прокатка выше температуры превращения аустенита в мартенсит (аусформинг)1. Ука­ занная обработка одинаково влияет на циклическую прочность стали (табл. 21), однако ТМО в условиях про­ катки аустенита при 399° С приводит к меньшему рассеи­ ванию значений циклической прочности и с этой точки зрения имеет преимущество перед упрочнением с помо­ щью деформационного старения.

Повышенное сопротивление усталости стали после ТМО обусловлено повышенной плотностью дислокаций и укрупнением частиц упрочняющей дисперсной ф азы . В стали, не подвергавшейся ТМО, преобладают пруткообразные выделения №з(Мо/П), зарождающиеся пре­ имущественно на дислокациях, и, в меньшей степени, присутствуют частицы ферротитановой фазы (сг-ф азы ) гомогенно выделившиеся в матрице.

Деформация при ТМО, предшествуя старению, ге­ нерирует повышенную плотность дислокаций и в резуль­ тате способствует выделению исключительно частиц Ni3(Mo, Ti). При этом размер частиц №з(Мо,Т1) несколь­ ко больше, чем в случае стали, не прошедшей упрочняю­ щую обработку. Авторы работы [213] считают, что уве­ личение размера частиц приводит, во-первых, к потере

» По терминологии, принятойв отечественной литературе,НТДОО

Та б л и ц а н . в л и я н и е р е ж и м о в т м о н а ц и к л и ч е с к у ю

ПРОЧНОСТЬ НА БАЗЕ 10' ЦИКЛОВ МАРТЕНСИТНО-СТАРЕЮЩЕИ СТАЛИ

18 Ni (350) [213]
			Циклическая	Повышение цикличе-
Режим обработки			прочность а ,	ской прочности ow
			кгс/мм2	после ТМО, %
Исходное состояние*			70,3	—
Деформационное старение:
деформация	на	25%	при	17,6
24° С			82,7
деформация	на	70%'	при
24° С			89,6	27,5
Аусформинг:		25%	при
деформация	на
399° С . .			82,7	17,6
деформация	на	70%'	при	27,5
399° С			89,6
* После всех	режимов обработки[ следует старение			при 510° С, 3 ч.

когерентности между частицей и матрицей, и, во-вторых, к изменению механизма преодоления дислокациями час­ тиц второй фазы: от механизма перерезания частиц к механизму поперечного скольжения дислокаций. Изме­ нение механизма пластической деформации способству­ ет большей степени однородности циклической деформа­ ции, задерживая зарождение и рост на стадии I усталост­ ных трещин. В результате существенно возрастает цик­ лическая прочность мартенситностареющей стали 18Щ350).

Исключительно благоприятное влияние оказывает ТМО на усталостные свойства алюминиевых сплавов, повышение сопротивления усталости в которых обуслов­ лено увеличением сопротивления зарождению усталост­ ной трещины и ее распространению на стадии кристал­ лографического роста [214]. После ТМО заметно сни­ жается структурная неоднородность и прежде всего су­ щественно ограничивается ширина обедненных зон вдоль границ зерен. Сами границы становятся более порожи­ стыми с повышенной плотностью дислокаций вдоль гра­ ниц зерен. Тем самым ограничивается способность спла­ вов к локализации пластической деформации, а соответ­ ственно тормозится процесс зарождения и роста

усталостной трещины на стадий кристаллографическою роста. В делом пластическая деформация приобретает более однородный характер. ТМО сплавов систем А1— Mg—Si—Mn, А1—Zn—Mg и А1—Mg способствует также изменению микромеханизма разрушения на стадии II роста трещины: от транскристаллитного хрупкого скола к вязкому чашечному.

ПОКРЫТИЯ, ОТПУСК ПОД НАПРЯЖЕНИЕМ

ИДРУГИЕ СПОСОБЫ ПОВЫШЕНИЯ

ЦИКЛИЧЕСКОЙ п р о ч н о с т и

ИДОЛГОВЕЧНОСТИ МАТЕРИАЛОВ

Покрытия. Известно несколько способов нанесения покрытий: электроосаждение из раствора, плазменное на­ пыление и т. д. Наибольший прирост усталостных свойств материалов с покрытиями характерен для многоцикло­ вой области усталости, в которой основная долговеч­ ность связана с процессами зарождения и роста уста­ лостных трещин на стадии I. Максимуму упрочнения со­ ответствует оптимальная толщина покрытия. В общем случае при соответствующем подборе покрытия повыше­ ние усталостных свойств достигается вследствие действия нескольких факторов: повышения напряжения начала микропластической деформации, снижения склонности дислокаций к поперечному скольжению, появления сжи­ мающих напряжений в поверхностных слоях материала, снижения отрицательного влияния среды и т. д.

В ряде случаев покрытие, существенным образом из­ меняя характер пластической деформации, влияет и на долговечность сплава в малоцикловой области усталос­ ти. В этом отношении интересны результаты испытаний на малоцикловую усталость монокристаллов меди с пок­ рытиями из серебра и никеля [215]. Покрытия толщиной 1—2,5 мкм заметно изменяют усталостную долговечность монокристаллов меди (рис. 74). Это объясняется тем, что покрытие обусловливает изменение топографии по­ лос скольжения на поверхности образцов. В свою оче­ редь изменение характера полос скольжения связано с изменением ЭДУ в металле покрытия. При одной и той же амплитуде деформации трещины, зарождающиеся в полосах скольжения, появляются сначала на образцах с никелевым покрытием, затем на меди без покрытия и, наконец, на образцах с серебряным покрытием. ЭДУ

серебра (21,6 эрг/см2) ниже, чем у меди (55 эрг/см2), й еще меньше, чем у никеля (225 эрг/см2). Как следствие этого скольжение на поверхности монокристаллов меди с покрытием серебром по сравнению с медью без покры­ тия более кристаллографично и обратимо. Для монокрис­ таллов с никелевым покрытием наблюдается обратная зависимость. Интересно, что само по себе покрытие (в данном случае медное) практически не влияет на мало­ цикловую усталостную долговечность (рис. 74).

Отпуск под напряжением. Этот способ повышения циклической прочности основан на интенсивном протека­ нии релаксационных процессов в сталях и сплавах, ис­ пытывающих фазовое превращение. Он эффективен для низкоотпущенных сталей. Отпуск под напряжением ши­ роко используется для повышения служебных свойств пружинных сталей: предела упругости, релаксационной стойкости и циклической прочности.

О. Н. Романив и Н. А. Деев [170] указывают на воз­ можность релаксации напряжений у опасных неметал­ лических включений, особенно в поверхностном слое. В результате очагами зарождения трещин становятся ана­ логичные по размерам и природе включения в более глу­ боких слоях материала. Считается, что более интенсив­ ная релаксация напряжения в приповерхностных слоях металла — прямое следствие близости свободной поверх­ ности. Одним из преимуществ применения отпуска под напряжением как способа повышения усталостных свойств является одновременный рост прочностных и

	пластических характеристик				Ае /2 %
	стали, в том числе вязкости				р	'
	разрушения		[170]. В широ­
	ком диапазоне нагрузок ни­
	же (То,2	после отпуска		под
	напряжением		наблюдается
	прирост уровня (Jo,2 при со­
	хранении исходной пластич­
	ности.	Под действием		рас­
	тягивающих		напряжений
	упрочнение возникает за ко­				Рис. 74. Связь между амплитудой
	роткий	промежуток време­
					пластической деформации Др^/2			и
	ни. Наибольший прирост ао,2				числом циклов		до разрушения	Nf
	происходит за первые 3 мин,				монокристаллов		меди без покрытия
					(/), с медным покрытием (2), се­
	затем темп		повышения	(То,2	ребряным покрытием (3) и никеле­
	заметно падает.				вым	покрытием толщиной 1 мкм
						(4) и 2,5	мкм (5) [215]

Контролируемая обработка холодом предложена [170] как способ повышения циклической прочности среднеуглеродистых конструкционных сталей. Максиму­ му циклической прочности отвечает оптимальный размер участков остаточного аустенита. В стали с размером участков остаточного аустенита, соизмеримым с разме­ рами мартенситных кристаллов, облегчена релаксация напряжений у вершины растущей усталостной трещины.

Циклическая тренировка. Программируемое нагру­ жение (тренировка) как способ упрочнения, влияние ре­ жимов нагружения на субструктуру и сопротивление по­ следней механическим и тепловым воздействиям подроб­ но рассмотрено в работах Р. И. Гарбера, И. А. Гиндина и других исследователей. Этот способ упрочнения приме­ ним к широкому кругу металлов, сталей и сплавов с по­ вышенной и ограниченной пластичностью. Монотонная циклическая тренировка низкоотпущенных сталей обес­ печивает повышение предела усталости на 25% [170]. Повышение уровня низкотемпературной циклической прочности (Т= 77 К) армко-железа на 16% достигнуто [24] в результате создания при циклической тренировке (на уровне ow) при комнатной температуре устойчивой субструктуры.

Б И Б Л И О Г Р А Ф И Ч Е С К И Й С П И С О К

1. Трощенко В. Т. Усталость и неупругость металлов. Киев, «Наукова думка», 1971. 268 с. с ил.

2. Методы исследования сопротивления металлов деформирова­ нию и разрушению при циклическом нагружении. Киев, «Наукова думка», 1974. 257 с. с ил. Авт.: В. Т. Трощенко, Б. А. Грязнов,

В.А. Стрижало и др.

3.Grosskreutz J. С. — «Met. Trans.», 1972, v. 3, № 5, р. 1225—

1262.

4.Прочность при малоцикловом нагружении. Основы методов расчета и испытаний. М., «Наука», 1975. 288 с. с ил. Авт.: С. В. Се­ рвисен, Р. М. Шнейдерович, А. П. Гусенков и др.

5.Прочность материалов и конструкций. Киев, «Наукова думка», 1975. 384 с. с ил.

6.Иванова В. С., Терентьев В. Ф. Природа усталости металлов.

М., «Металлургия», 1975. 456 с. с ил.

7. Мэнсон С. Температурные напряжения и малоцикловая уста­ лость. Пер. с англ. М., «Машиностроение», 1974. 344 с. с ил.

8.Пелло Р. М. — В ки.: Сверхмелкое зерно в металлах. Пер. с англ. М., «Металлургия», 1974, с. 220—232.

9.Роней М. — В кн.: Разрушение. Т. 3. Пер. с англ. М., «Мир», 1976, с. 473—527.

10. Трощенко	В. Т., Хамаза Л. А., Цыбанев Г В .— «Пробле­
мы прочности», 1976, № 6, с. 3—9.
И. Ргос. 1971	International conference on mechanical behavior of

materials, Kyoto, 1972, v. 11, The Society of Materials Science, Japan.

640	p.,	il.
p.	12.	Grosskreutz		J. C. — «Phys. stat.	sol.»,	1971,	v.	47,	№ 11,
	11—31.		R.	W. — «Achievement
	13.	Landgraf			of High	Fatigue		Resistance
in Metals and Alloys», ASTM STP, Ия 467, p. 3—36.
	14.	McEvily	A. J. — In: Microstruct.		and Des. Alloys. Proc. 3rd.
Inf. Conf.», Cambridge, 1973, v. 2, s. 1, p. 204—225.
	15.	Coffin L.	F. — «Annual review		of materials		science»,		1972,

v.2, p. 313—348.

16.Коцаньда С. Усталостное разрушение металлов. Пер. с польск. М., «Металлургия», 1976. 455 с. с ил.

17.Фридман Я. Б. Механические свойства металлов. Т. I и 2. М., «Машиностроение», 1974. 780 с. с ил.

18. Broek D. — «Intern, metall reviews», Review 185, 1974, v. 19, p. 135— 160.

19. Терентьев В. Ф., Коган И. С., Орлов Л. Г. — ФММ, 1976,

т.42, вып. 6, с. 1273— 1280.

20.Фрактография, прокаливаемость и свойства сплавов. Киев, «Наукова думка», 1966. 311 с. с ил. Авт.: М. П. Браун, Ю. С. Веселянский, О. С. Костырко и др.

21.Утевский Л. М. Отпускная хрупкость стали. М., «Металлур­ гия», 1961. 101 с. с ил.

22.Финкель В. М. Физика разрушения. М., «Металлургия», 1970. 376 с. с ил.

23.	Nageswararao М., Kralik	G., Gerold V. — «Z. Metallkunde»,
1975, Bd 66, Ия 8, S. 479—485.
24.	Иванова В С., Орлов Л. Г	Горицкий В. М. — «ФММ», 1974.
т. 37, вып. 3, с. 599—612.