книги / Структура и усталостное разрушение металлов

ТАБЛИЦА 13. ИЗМЕНЕНИЕ КОЛИЧЕСТВА ОСТАТОЧНОГО АУСТЕНИТА (ОА), ВЕЛИЧИНЫ МИКРОИСКАЖЕНИИ Ла/а, ПРЕДЕЛА УСТАЛОСТИ а _ Ь

ВЯЗКОСТИ РАЗРУШЕНИЯ К \ СИ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ (ав, а0,2»

6 и Sk) СТАЛЕЙ 50Х; БОХН И ШХ15 В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ТЕМПЕРАТУРЫ

ОБРАБОТКИ СТАЛЕЙ ХОЛОДОМ (ОХ) [169]

Сталь, обработка

Температура ОХ, °С

ств а0,2		б	sk CT- I		СО
				CN	1о
				СО
				2	X
				2
кгс/мм2	%		кгс/мм2 £	о~	<
			><	*	О « И

5 0 Х , отпуск		— 50	235	190	1 6 ,5	6,6	277	96	82	6 ,1	4 ,4 5
150° С			23 7	194	1 4 ,5	6,1	271	102	88	5 ,9	2 ,3
		— 90	238	196	1 3 ,5	4,3	267	104	50	5 ,4	2 ,5 7
		— 196	237	207	1 0 ,0	3 ,2	250	97	83	2 ,2	2 ,9 8
5 0Х Н ,	отпуск	—	230	188	1 9 ,5	7,2	314	92	76	5 ,7	4 ,0 8
150° С		— 7 0	238	20 0	1 3 ,0	5,7	278	99	83	—	—
		— 196	2 3 9	20 6	1 2 ,0	4,2	272	90	73	—	—
Ш Х 15,	отпуск	—	241	198	_ 3,08		—	88	65	1 5 ,8	4 ,2 4
200° С		— 50	243	2 0 6	—	2,97	—	100	75	1 4 ,9	3 ,4 4
		- 9 0	246	2 2 4	—	1,7	—	96	70	1 0 ,5	3 ,9 3
		— 196	2 3 9	2 2 9	—	1,04	—	90	66	8 ,2	4 ,0 1

симальны х

л ок ал ь н ы х р аст я ги в аю щ и х м и к р он ап р яж ен и й в

эт и х

о б ­

л астях. П ов ы ш ен и е

у ст а л о с т н о й

дол гов еч н ости

угл ер оди сты х

стал ей

(0,27 — 1,26%

С ), с о д е р ж а щ и х

остаточны й аустен и т,

п о м нению

Р ич -

мана и

Л а н д г р а ф а ,

св я за н о

с

т ем , что

ф а зо в о е

п ревращ ен и е

о б у ­

словливает

п оя в л ен и е в

ст а л я х

сж и м а ю щ и х н ап р я ж ен и й . П ри

цик ли ­

ческом

д еф о р м и р о в а н и и

эти

стал и п ок азы в аю т

ц иклическое

уп р оч ­

нение.

М ар т ен си т ,

о б р а зу ю щ и й ся

при

циклической

д еф ор м ац и и , в

отличие

от

м ар т ен си та

зак ал к и

отл и ч ается

повы ш енной

п ласти ч ­

ностью .

Э т о

т а к ж е

сп о с о б с т в у е т

повы ш ению

устал остн ы х

свойств

стали,

п оск ол ь к у

в о зм о ж н а

р ел ак сац и я

оп асны х

пиковы х

м и к р он а ­

пряж ений

п о м е х а н и зм у

п л асти ч еск ого течения. В

п роти вном

сл уч ае

не и склю чено п оя в л ен и е

м и к р отр ещ и н .

П о -в и д и м о м у ,

с

п ояв л ен и ем

ост аточ н ого

аустен и та в

о б р а зц а х ,

п одв ер ж ен н ы х п о в ер х н о ст н о й

ц ем ен тац и и , св я за н о

п овы ш ение

у с т а ­

лостной

д о л го в еч н о ст и у гл ер о д и ст о й стали . Н а

п овер хн ости

о б р а зц а

возникает

б л а го п р и я т н о е

р а сп р ед ел ен и е

ум ерен н ы х

сж и м аю щ и х

н а ­

пряж ений .

С л ед о в а т ел ь н о ,

д л я повы ш ения устал остн ы х свойств

у г л е ­

родисты х

ст ал ей ,

н а гр у ж а е м ы х

п р е ж д е

в сего

в

усл ов и я х и зги ба

или

кручения,

ц е л е с о о б р а зн о

им еть

в

п овер хн остн ы х

сл оя х о б р а зц а

о ст а ­

точный

ауст ен и т .

В л и я н и е

о ст ат оч н ого

аустен и та

об у сл о в л ен о

не

только

его

к ол и ч еством ,

но и

его состоя н и ем ,

п р е ж д е в сего

его

у ст о й ­

чивостью к д еф о р м а ц и и .

ГЛ А В А VI

ВЛ И Я Н И Е

Н Е М Е Т А Л Л И Ч Е С К И Х В К Л Ю Ч Е Н И Й НА Р А З В И Т И Е У С Т А Л О С Т Н О Й

П О В Р Е Ж Д А Е М О С Т И И Р А З Р У Ш Е Н И Я В С Т А Л Я Х И С П Л А В А Х

М ет ал л ур ги ч еск и е

ф ак тор ы

и

н ем ет ал л и ч еск и е

вкл ю чен ия

ока­

зы ваю т

с у щ ес т в ен н о е

вли ян и е на

у ст а л о с т ь .

Е щ е

в

1931

г.

С тоу из

п риш ел

к

в ы в о д у ,

что

9 0 и з

100 сл уч аев р а зр у ш ен и я

п р у ж и н связа ­

ны

с н ем етал л и ч еск и м и

вкл ю чен иям и , р а сп о л о ж ен н ы м и

в бл и зи

зон

с п овы ш ен н ой

к он ц ен тр ац и ей

н а п р я ж ен и й . О д н а к о

в ы в од о

н ебл аго ­

п р и я тн ом

вли яни и

н ем етал л и ч еск и х

вклю чений

ч ащ е в сего

относился

к к он еч н о м у

р е зу л ь т а т у

испы тани й — к ривой

у ст а л о с т и . В

св ет е

ста­

ди й н ост и

п р о ц есс а

у ст а л о с т и

ч аст о

н еясны м

о ст а ет ся

м е х а н и зм влия­

н ия

т е х

или

ины х

ф а к то р о в

на

к а ж д у ю

и з ст а д и й

у ст а л о с т н о й

по­

в р е ж д а е м о с т и

и р а зр у ш ен и я .

Э т о

о б у с л о в и л о

п овы ш ен н ое

внимание

и ссл е д о в а т ел ей

к

и зуч ен и ю

м е х а н и зм а

вл и ян и я

м еталлургически х

ф ак тор ов

и

н ем ет ал л и ч еск и х

вклю чений

н а

от д ел ь н ы е

ст а д и и

про­

ц есса

у ст а л о с т и .

П о

п р о и с х о ж д е н и ю

н ем ет ал л и ч еск и е

вкл ю чен ия

д е л я т

на

две

группы :

эн д о ген н ы е и

эк зоген н ы е. Н ем етал л и ч еск и е

вкл ю чен ия эн д о ­

ген н ого

п р о и с х о ж д е н и я

о б р а зу ю т с я

при

р аск и сл ен и и

и к р и стал л и за ­

ции

стал и . П о я в л ен и е

эк зоген н ы х

н ем ет ал л и ч еск и х

вкл ю чен ий боль­

ш ей

частью

о б я за н о в за и м о д ей ст в и ю

ж и д к о го

м ета л л а с

ф утеровкой

печи.

Н ем ета л л и ч еск и е

вклю чения

в

п р ом ы ш л ен н ы х ст а л я х

м о гу т

быть

к л асси ф и ц и р ован ы

п о

р а зм е р у н а три к л асса:

1.

М ак р оск оп и ч еск и е

вкл ю чен ия

р а зм е р о м

бол ь ш е

нескольких

сот ен

м и к рон,

бол ь ш ей

частью эк зо ген н о го

п р о и с х о ж д е н и я ,

о б р а зу ю ­

щ и е в н утр ен н и е д еф ек ты .

2. В к л ю ч ен и я

р а зм е р о м от

н еск ол ь к и х

д о

100

м км ,

п о

которы м

обы ч н о

с

п ом ощ ь ю

оп ти ч еск ого

св ет о в о го м и к р оск оп а

и зм ер я ю т

сте­

пень чи стоты стал и .

3. С убм и к р он н ы е

вкл ю чен ия,

п р ед ста в л ен н ы е

бол ь ш ей

частью

сф ер и ч еск и м и вкл ю чен иям и ок и сл ов .

П о

ф о р м е н ем ет ал л и ч еск и х

вклю чений,

о б р а зу ю щ и х с я

в

р езул ь ­

т а т е горяч ей

о б р а б о т к и

д а в л ен и е м

ст ал ей ,

в ы д ел я ю т

тр и

ти п а н ем е­

тал л и ческ и х

вклю чений:

н ед еф о р м и р у е м ы е

сф ер и ч еск ой

ф орм ы

(ча­

щ е

в сего

си л и к аты );

в ы тян утой

ф ор м ы ,

р а сп о л а га ю щ и еся

в

напрап-

лени и д еф о р м а ц и и ;

ост р оугол ь н ы е

и

д езо р и ен т и р о в а н н ы е

п о

отн ош е­

нию

к

т ек ст у р е д еф о р м а ц и и .

О бы чн о

эт о

вклю чен ия

с о сл ож н ой

ст р у к т у р о й , п р ед с т а в л я ю щ и е со б о й н е д е ф о р м и р у е м о е я д р о , о к р у ж ен ­

н о е д е ф о р м и р у ем о й

о б о л о ч к о й , как

п р ави л о,

п о с о с т а в у

близкой

M n S .

В ы д ел я ю т

с л е д у ю щ и е

осн овн ы е ф ак тор ы ,

обусл овл и в аю щ и е

в л и я н и е вклю чений

на у ст а л о с т н ы е

св ой ств а

м ат ер и ал ов :

п рироду

н ем ет ал л и ч еск ого

вкл ю чен ия

(ст р у к т у р а ,

со ст а в ,

с т р о е н и е );

ф орм у,

р а зм е р и

р а сп р ед е л ен и е вклю чений;

о б ъ ем н у ю д о л ю

вклю чений; р а з­

личи е

к оэф ф и ц и ен тов т ер м и ч еск ого

р асш и р ен и я

вкл ю чен ия и м атри ­

цы; степ ен ь

со п р я ж ен и я вклю чения

и

м атри цы ;

р азл и ч и е

у п р у ги х

х а ­

р ак тер и сти к

£ и

v

м атри цы и вклю чен ия

(Е — м о д у л ь

продольной

у п р у го ст и

и

v —

к оэф ф и ц и ен т

П у а с с о н а );

бл и зости

гран и ц

зер ен

и

с у б зе р е н ,

нии от включения образуются дефекты типа субмикротрещин. Затем эти субмикротрещины подрастают, сливаются с порой вдоль грани­ цы включения. Интересно, что зарождение субмикротрещин проис­ ходит на некотором расстоянии от поверхности включения. Послед­ нее согласуется с тем, что максимум сдвиговых напряжений, рассчи­ танный Сибодью и Вудом в предположении пластины, содержащей жесткое сферическое включение, локализуется не на границе вклю­ чения, а на расстоянии г=1,5 а, где а — радиус включения. Близкие оценки (г=1,22а) получены Аткинсоном. Экспериментально уста­ новленная зона концентрации деформации вблизи включений каче­ ственно согласуется с этими оценками. По [173], при растяжении стали максимум концентрации деформации, определяемый методом фотоупругости, находится на расстоянии 5— 15 мкм от неметалличе­ ского включения размером несколько десятков микрон.

Рассмотренная выше модель зарождения трещин у включений во многом совпадает с представлениями, развиваемыми Екобори. Со­ гласно Екобори [174], в процессе циклического нагружения у гра­ ниц включений или карбидов образуются плоские скопления дисло­ каций, которые при дальнейшем нагружении в состоянии нарушить когезивную связь включения с матрицей. В результате образуется пора. Концентрация напряжений от трещины (поры) суммируется с концентрацией напряжений, создаваемых плоским скоплением дис­ локаций. Следующим этапом в развитии усталостной повреждаемо­ сти является зарождение трещины.

Естественно ожидать, что начало пластического течения у включений будет зависеть определенным образом от размера вклю­ чения. Коэффициент концентрации деформации при растяжении KBf

показывающий, во сколько раз максимальная деформация в непо­ средственной близости от включения больше, чем в матрице, зави­ сит от типа включения [173]. Коэффициенты концентрации дефор­ мации для стали 75Г представлены ниже:

Рис. 60. Схематическое представление модели зарождения усталостной тре­ щины при нарушении когезивной связи матрица — неметаллическое включе­ ние, по Ланкфорду и Кисенбергу [214]:

а — ме>КДУ	матрицей		и включением прочная когезивная		связь;	б — нарушение
когезивной	связи	у	одного из полюсов;	в — дальнейший	рост	протяженности
участка границы		матрица — включение		с нарушенной	когезивной связью и

зарождение такого же участка у противоположного полюса частицы; г—даль­ нейший рост протяженности участков с нарушенной когезивной связью и

зарождение точечных дефектов в матрице вблизи	включения;		о — рост дефек­
тов и их коалесценция с образованием усталостной		трещины;	е — рост микро-
трещинЫ и зарождение поверхностных дефектов	у	противоположной сторо­
ны включения

(~10м км ) плюс первичная длина трещины матрицы ( ~ 1 мкм)„ По Кусенбергеру, зарождение усталостных микротрещин по гра­ ницам раздела включение — матрица наблюдается также при ампли­ тудах напряжения сга существенно меньших уровня стю (повторное растяжение), т. е. при сга< 8 5 кгс/мм2. При сга 49-4-73,5 кгс/мм2 дли­

на микротрещины составляла несколько микрон.

В связи с разницей в значениях коэффициента термического рас­ ширения охлаждение металла из высокотемпературной области со­ провождается постом напряжений во включении и матрице вокруг него [175— 177]. В общем виде [177] сг/ = ± Ф [(а 2—а^А Г], где Ф — коэффициент, зависящий от модуля упругости матрицы и вклю­

чения, а также формы, размера и			распределения	включений; ai и
а2 — соответственно		температурные	коэффициенты	расширения		ма­
трицы и включения;		АТ — амплитуда изменения температуры.
В	зависимости	от формы, размера и различия		в	значениях	ai
и a 2	уровень 0t может колебаться		в очень широких		пределах.	Ве­

роятно, эти напряжения частично релаксируют (особенно при повы­ шенных температурах) с генерированием дислокаций вблизи и по границе раздела матрица — включение.

По данным трансмиссионной электронной микроскопии даже в отожженных металлах, в том числе охлаждаемых с печью, вокруг включений видны дислокации одной или нескольких систем сколь­ жения. Например, повышенную плотность дислокаций у включений наблюдали в литой стали 35Л [178].

На рис. 62 приведены средние температурные коэффициенты ли­ нейного расширения в интервале температур от 0 до 800° С [176]. Видно, что по сравнению, например, с температурным коэффициен­ том линейного расширения хромистой подшипниковой стали (1%С) разница значений а 2—а х может быть положительной. Включение с ccj<ос2 ухудшает усталостные свойства стали, поскольку в матрице при этом создаются растягивающие напряжения. Эти напряжения, складываясь с внешним приложенным напряжением растяжения, могут достигать критического уровня значений, при которых в мат­ рице возможно зарождение трещины. Чем больше а 2—а ь тем боль­ шего неблагоприятного влияния на усталостные свойства стали при­ ходится ожидать.

По А. Б. Куслицкому [175], степень отрицательного влияния включений на усталость сталей существенно зависит от уровня проч­ ности стали. Исследуя методом микро-т. э. д. с. напряженность ме­ талла вблизи хрупких включений, А. Б. Куслицкий нашел, что на­ пряженность металла у включения в значительной степени зависит не только от размера включения, но и от размера матрицы, т. е. ве­ личины зерна. Чем меньше размер зерна, тем более вредное влияние оказывают включения.

Более сложная картина наблюдается в случае двойных включе­

ний, когда	вокруг	включения	одного	состава образуется оболочка
из другого	состава.	В связи	с этим	представляет особый интерес

включения, которые окружены оболочками сульфидов MnS и CaS. НапримеР, Солтеп и Пиккерииг в вакуумированной подшипниковой стали (1% С+1,5% Сг) отмечали образование оболочек MnS и CaS вокруг сферических включений алюмината кальция, шпинелей и окислов алюминия. Расчеты, проведенные в работе [176] в предпо­ ложении упругой деформации матрицы, показали, что оболочка MnS толщиной 2 мкм существенно понижает уровень упругих напряже­ ний матрицы. Согласно проведенным оценкам, для устранения опас-

Средний температ урный коэфф ициент расш ирения

	о			(0 - 8 0 0 °С), a	>tO 's ,°С~1
			5	10	15
	/CAj		т
					Алюминаты
	М'		////Л
					кальция
	4 М У У У 7 Л				С = СаО
	'м Ф УУУУУ/Л - -
					А = А 1 2 0 3
	Умго ,\\\\\}					J
					Окись алюминия
	7 Щ У				Шпинели
	КW '			/ Г
	>,рУ / / / / / / Л				Х О * А1 2 0 3
	К т (м \\\\\Ч Ч \Ь				Нитриды
	'/Щ		'/Л г		Силикаты (а)
	/	Y	/ / 7 / / / V
	/ A	~	- W	s-	С = С а О
					А = А120д
					М =	М п О
					S =	S i 0 2

|

. §

I

^

1

§

1

§I «S'

Уй2. ......................

/с dV /Z ///////A

У / / / / / / / / / / / Щ		Сз$2
/'Силикат ы ( б	) / / / / / / /	C2S	«3 §
чЧ \\Ч Ч Ч Ч \\\Ч Ч ^		MgO# СаО	1	1
			1 1
^/Простые окислы^		FeO и Мпа	! " §
')№ У777/УУ/т
			l	l
		3 FM <
			'I	§
		I CaS	# ■ 1
			$	1
				>§
	(Матрица)
Возникновение		Образование пор
напряжений	|

Рис. 62. Свойства включений подшипниковой хромистой ста­ ли с 1% С [176]

ных напряжений вокруг двойного включения Al20 3-MnS максималь­ ное отношение кислорода к сере должно достигать 0,4.

По Тарди (1972 г.), контактная долговечность стали с 1%С и 1,5% Сг после различной технологии выплавки действительно повы­ шается с приближением отношения О : S до 0,4. Сульфиды образуют вокруг выделяющихся первыми окислов пластичную оболочку, что устраняет концентрацию напряжений, характерную для остроуголь­ ных окислов. Понижение содержания обоих элементов без оптими­ зации их соотношения в металле не приводит к повышению долго­

вечности.

Неметаллические включения вносят значительные изменения в соотношения долговечностей, затрачиваемых на зарождение и рост усталостных трещин. Этот вывод относится и к образцам с надре­ зом. Исследованию способов рафинирования металла на длитель­ ность периодов зарождения и роста усталостной трещины в услови­ ях ударного нагружения посвящена работа [179]. Исследовали за­ каленную сталь ЗОХГСНА электродуговой выплавки (ЭД) и вакуум­ ного дугового переплава (ВДП ), значительно уменьшающего содер­ жание 0 2, N2, S. Сталь после ВДП по сравнению с ЭД обладает большей ударной вязкостью и практически одинаковыми значениями

статической	прочности.	С повышением	температуры отпуска до
250° С увеличение общей		выносливости	сталей обусловлено	ростом
длительности	периодов	зарождения и	распространения	трещин
(рис. 63).

При дальнейшем повышении температуры отпуска наблюдается значительное различие в характере изменения длительности периодов зарождения и распространения усталостных трещин. Преимущество стали ВДП в длительности периода зарождения трещины сравни­ тельно небольшое и мало зависит от температуры отпуска. Длитель­ ность периода распространения трещины стали ВДП на 25—60% выше, чем стали ЭД, и достигает максимума после отпуска в интер­ вале температур отпускной хрупкости.

Влияние размера, формы и распределения неметаллических включений на зарождение и распространение трещины в модельном материале на основе железа рассмотрено в работе [180]. С целью контроля состава и размера включений использовали порошковую технологию. Сферические и угловатые частицы порошка А120 3 раз­ мером Ю, 30, 45 и 100 мкм спекали с карбонильным железом. Изу­ чали науглероженные и ненауглероженные образцы. Науглерожива­ ние до 0,17% С проводили при 910° С, 8 ч.

Временное сопротивление разрыву, предел текучести и устало­ сти ненауглероженных образцов увеличивается с ростом содержания частиц А120 3. Однако величина прироста aw отстает от прироста Оо,2 и ав. Интенсивность повышения ашвозрастает с измельчением частиц А120 3 и уменьшением среднего расстояния между частицами. Повы­ шение уровня ow с увеличением содержания частиц А120 3 связывают с тем, что поры, свойственные порошковым материалам, располага­ ются вокруг включений. Поскольку кривизна поры вокруг включе­ ния больше радиуса основания вершины трещины, то достижение трещиной включения способствует притуплению вершины трещины. Следовательно, концентрация напряжений у вершины трещины, ког­ да последняя достигает включения, ниже, чем у трещины, распростра­ няющейся по матрице. В результате происходит временная задерж­ ка распространяющейся трещины.

Уровень ош науглероженных и термоулучшенных образцов сни-

N>103

Температура отпуска, °С

Рис. 63. Влияние температуры от­

Рис. 64. Влияние формы включе­

пуска

на

общую

выносливость

ний па

зарождение

и распростра­

(кривые /),

длительность

периодов

нение трещины

(схема):

зарождения

N\

(кривые

2)

и рас­

а,

б — стадия

зарождения

трещи­

пространения N2

(кривые

3)

удар­

но-усталостной трещины при испы­

ны;

б,

е — 1

стадия

распростране­

тании

закаленной

стали

ЗОХГСНЛ

ния трещины: е,

/ — II стадия рас­

после электродугового (а) и ваку­

пространения

трещины

[180]:

умного

дугового

(б)

переплава

/ _

угловатые

включения;

2 — сфе

[179]

рические

включения

Рис. 65. Зависимость [181] параметров R t и Rp от числа циклов нагружения N закаленной на мартенсит стали А 73 (кривые 2, 4) и после отпуска при

500° С (кривые /, 3) (а), и средней длины микротрещины Т, не связанных (кривые 2, 4) и связанных с включениями (кривые /, 3), стали Л73 после за­ калки ее на мартенсит (штриховые кривые) и дополнительного отпуска при 500° С (сплошные кривые)