авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

<< ГЛАВНАЯ
АГРОИНЖЕНЕРИЯ
АСТРОНОМИЯ
БЕЗОПАСНОСТЬ
БИОЛОГИЯ
ЗЕМЛЯ
ИНФОРМАТИКА
ИСКУССТВОВЕДЕНИЕ
ИСТОРИЯ
КУЛЬТУРОЛОГИЯ
МАШИНОСТРОЕНИЕ
МЕДИЦИНА
МЕТАЛЛУРГИЯ
МЕХАНИКА
ПЕДАГОГИКА
ПОЛИТИКА
ПРИБОРОСТРОЕНИЕ
ПРОДОВОЛЬСТВИЕ
ПСИХОЛОГИЯ
РАДИОТЕХНИКА
СЕЛЬСКОЕ ХОЗЯЙСТВО
СОЦИОЛОГИЯ
СТРОИТЕЛЬСТВО
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ТРАНСПОРТ
ФАРМАЦЕВТИКА
ФИЗИКА
ФИЗИОЛОГИЯ
ФИЛОЛОГИЯ
ФИЛОСОФИЯ
ХИМИЯ
ЭКОНОМИКА
ЭЛЕКТРОТЕХНИКА
ЭНЕРГЕТИКА
ЮРИСПРУДЕНЦИЯ
ЯЗЫКОЗНАНИЕ
РАЗНОЕ
КОНТАКТЫ


Pages:   || 2 | 3 | 4 |
-- [ Страница 1 ] --

Федеральное агентство по образованию

Государственное образовательное учреждение

высшего профессионального образования

Нижегородский государственный

технический университет

Г.В. ПАЧУРИН

Повышение коррозионной долговечности

и эксплуатационной надежности изделий

из деформационно-упрочненных

металлических материалов

Допущено УМО высших учебных заведений РФ по образованию в области материаловедения, технологии материалов и покрытий в качестве учебного пособия по дисциплинам специализаций для студентов высших учебных заведений, обучающихся по направлению подготовки дипломированных специалистов 150500(651700) Материаловедение, технологии материалов и покрытий (специальность 150501 (120800) Материаловедение в машиностроении) Нижний Новгород УДК 620.178.3.539+620.194. ББК 34. П Рецензент – заслуженный деятель науки РФ, д-р техн. наук, профессор Ф.П. Михаленко Пачурин Г.В.

П 219 Повышение коррозионной долговечности и эксплуатационной на дежности изделий из деформационно-упрочненных металлических ма териалов: учеб. пособие для студентов вузов / Г.В. Пачурин;

НГТУ. – Н.Новгород, 2005. – 132 с.

ISBN 5-93272-289- Учебное пособие посвящено проблеме повышения коррозионной долговечно сти и эксплуатационной надежности металлических материалов в изделиях холод ноштамповочного производства различных отраслей промышленности, работающих в условиях циклических нагрузок и коррозионной среды.

Автором разработан обобщенный научный подход к созданию оптимальных режимов технологической обработки конструкционных материалов с целью повы шения коррозионной долговечности изделий и снижения их металлоемкости. Даны практические рекомендации по улучшению эксплуатационной надежности и каче ства листоштампованных изделий из деформационно-упрочненных металлов и сплавов разных классов.

Пособие адресовано студентам специальностей 120900 – «Проектирование технических и технологических комплексов» и 120400 – «Машины и технология обработки металлов давлением» в виде курса «Повышение долговечности и экс плуатационной надежности листоштампованных изделий и штампосварных конст рукций».

УДК 620.178.3.539+620.194. ББК 34. © Пачурин Г.В., ISBN 5-93272-289- © Нижегородский государственный технический университет, Оглавление Введение 1 Влияние режимов технологической обработки на сопротивление металлических материалов коррозионной усталости.............

1.1 Термическая обработка.................................... 1.2 Механическая обработка................................... 1.3 Механотермическая обработка.............................. 1.4 Объемное пластическое деформирование..................... 1.5 Поверхностное пластическое деформирование................. 1.6 Сварка.................................................. 1.7 Механизмы коррозионно-усталостного разрушения металличе ских материалов.......................................... 1.7.1 Адсорбционное воздействие поверхностно-активных веществ............................................ 1.7.2 Локальное анодное растворение....................... 1.7.3 Водородное охрупчивание............................ 2. Теоретическое обоснование влияния предварительной пласти ческой деформации на сопротивление коррозионной усталости конструкционных материалов................................

2.1 Влияние структуры и свойств поверхности на физические меха низмы коррозионно-усталостного разрушения деформированных металлов и сплавов........................................ 2.1.1. Факторы, влияющие на склонность металлов к окислению. 2.1.2 Эффект влияния предварительной термической и пласти ческой обработки на пассивацию металлов.............. 2.1.3 Изменение плотности металла при термической и пласти ческой обработке.................................... 2.1.4 Роль структуры и свойств поверхностных слоев в корро зионно-усталостном разрушении металлов............... 2.2 Сравнительная оценка циклической долговечности деформиро ванных конструкционных материалов в коррозионной среде и на воздухе.................................................. 3 Основные закономерности влияния термической, механо-терми ческой и пластической обработки на эксплуатационную долго вечность материалов..........................................

3.1 Изменение механических свойств после различных режимов тех- нологической обработки при статическом нагружении материалов 3.1.1 Цельные образцы.................................... 3.1.2 Сварные образцы.................................... 3.2 Влияние режимов технологической обработки на сопротивление коррозионной усталости металлических материалов и сварных соединений..............................................

3.2.1 Термическая обработка............................... 3.2.2 Механотермическая обработка......................... 3.2.3 Степень объемного пластического деформирования....... 3.2.4 Скорость объемной пластической деформации........... 3.2.5 Поверхностное пластическое деформирование........... 3.2.6 Сварные соединения................................. 3.3 Изменение микроструктуры поверхности материалов в процессе циклического нагружения................................. 3.3.1 Медные сплавы...................................... 3.3.2 Алюминиевый сплав В95пчТ2......................... 3.4 Изменение текущего прогиба образцов в процессе циклических испытаний............................................... 3.5 Фрактография усталостных изломов образцов................. 3.5.1 Термически и пластически обработанные материалы...... 3.5.2 Эффект коррозии..................................... 4 Повышение эксплуатационной долговечности конструкционных материалов..................................................

4.1 Кинетика усталостного разрушения металлических материалов после различной технологической обработки................. 4.1.1 Усталостное разрушение термообработанных материалов.. 4.1.2 Усталостное разрушение предварительно деформиро ванных металлов и сплавов............................ 4.1.3 Влияние коррозионной среды на процесс усталостного раз рушения деформированных материалов.................. 4.2 Сопротивление коррозионно-усталостному разрушению материа лов с разной деформационной способностью при статическом нагружении......................................... 4.3 Сопоставление эффекта объемной и поверхностной пластической обработки на сопротивление усталости материалов на воздухе и в коррозионной среде..................................... 5 Выводы.....................................................

6 Практическое использование результатов исследования Список литературы Введение Приоритетные направления развития современной науки и техники обу словливаются интенсификацией производственных процессов, необходимо стью увеличения мощности машин и оборудования, их работоспособности и долговечности в условиях ужесточения требований эксплуатации при решении первоочередных задач по ресурсосбережению, экономии сырья и материалов.

Самым распространенным (более 80%) из всех видов разрушений инже нерных конструкций является усталостное разрушение, приводящее к огром ным финансовым потерям, а порой и человеческим жертвам.

Проблема обеспечения надежности и безопасной работы деталей машин и технических устройств в различных эксплутационных условиях (воздух, корро зионная среда), наряду с совершенствованием конструкции, включает необхо димость оптимизации режимов технологических процессов, которая в значи тельной мере обусловливается структурой и свойствами применяемых мате риалов.

Исследованию закономерностей поведения металлов и сплавов при цикли ческом нагружении посвящены научные труды известных ученых: И.А. Один га, С.В. Серенса, Н.Н. Давиденкова, И.В. Кудрявцева, С.Ф. Медведева, Л.М.

Школьника, В.Г. Трощенко, В.С. Ивановой, В.Ф. Терентьева, Л.Р. Ботвиной, В.Г. Горицкого и других, а также работы зарубежных исследователей.

В промышленности широко используются конструкционные материалы, подвергающиеся различным методам обработки: термической, механической и пластической и др. Наиболее распространенным и производительным из них является холодная штамповка с разными степенями и скоростями пластической деформации. Эффект предварительной пластической деформации на цикличе скую долговечность и пределы выносливости металлов и сплавов при комнат ной температуре на воздухе исследовался многими авторами, и, в частности, Н.И. Черняком. В работах Г.П. Гусляковой подробно изучен вопрос прогнози рования долговечности при циклическом нагружении на воздухе предваритель но деформированных металлических материалов и ее повышения путем опти мизации технологических режимов пластической обработки.

Наиболее частой причиной эксплутационных разрушений деталей и эле ментов машин и механизмов является коррозионная усталость, представляю щая собой одновременное воздействие агрессивной среды и циклических на грузок, что приводит к огромным финансовым потерям, а порой и человече ским жертвам.

Влияние коррозионной среды на сопротивление усталостному разрушению металлических материалов изучалось многочисленными авторами, например, Г.В. Акимовым, Л.А. Гликманом, Г.В. Карпенко, В.В. Романовым, В.В. Пана сюком, Н.Д. Томашевым, В.И. Похмурским, А.В. Рябченковым, А.В. Карлаше вым, О.Н. Романивым, Г.Н. Никифорчиным, Н.А. Махутовым, И.И. Василенко, С.Я. Яремой, Ю.И. Бабеем, Л.А. Сосновским, Ю.А. Эвансом, Р.Н. Паркинсом, Б. Томкинсом, П.М. Скоттом, Мак-Адамом, Дж.Ф. Ноттом и др.

Однако систематические теоретические и экспериментальные исследова ния влияния коррозионной среды на сопротивление знакопеременным нагруз кам пластически обработанных металлов и сплавов практически отсутствуют.

Поэтому в большинстве случаев без предварительного эксперимента предска зать коррозионно-усталостное поведение деформированных материалов за труднительно.

В связи с этим и с учетом интенсивного развития прогрессивных методов поверхностного и объемного пластического деформирования проблема уста новления закономерностей коррозионно-усталостного разрушения с целью прогнозирования и повышения коррозионной долговечности деформационно упрочненных металлических материалов, а, следовательно, и снижения мате риалоемкости изделий, представляется весьма актуальной.

Для инженера технолога важно не только разработать прогрессивный тех нологический процесс изготовления той или иной детали посредством пласти ческого формоизменения, но и учесть совокупность всех факторов, оказываю щих влияние на их коррозионную долговечность в процессе их последующей эксплуатации.

Учебное пособие написано на основе обобщения литературных источни ков, научно-исследовательских работ, выполненных автором, а также его со вместных работ с проф., д-ром техн. наук Г.П. Гусляковой, канд. техн. наук В.А. Власовым, канд. техн. наук Н.А. Межениным, канд техн. наук М.Ф. Бе режницкой, доц., канд. техн. наук Ю.В. Бугровым и др. Автор приносит им свою признательность и благодарность за плодотворное сотрудничество. Автор также признателен академику ИАН, проф., д-ру техн. наук М.Г. Михаленко и заслуженному деятелю науки РФ, проф., д-ру техн. наук Ф.П. Михаленко за ценные советы и замечания, сделанные при просмотре материалов рукописи.

1 Влияние режимов технологической обработки на сопротивление металлических материалов коррозионной усталости 1.1 Термическая обработка Режим предварительной термической обработки обусловливает коррози онно-усталостное разрушение материалов. Термообработка стали, обогащая примесями границы зерен, усиливает их действия как анодов в электрохимиче ских парах, способствует интеркристаллитному разрушению и приводит к зна чительному (на порядок) увеличению долговечности крупнозернистых мате риалов по сравнению с мелкозернистыми [1]. При этом стали с мартенситной структурой хуже сопротивляются коррозионной усталости, чем стали с перлит ферритной, сорбитной и даже трооститной структурой [1-4].

Увеличение температуры закалки стали [5] 08Х17Н13М2Т (аустенитная структура) от 1050C до 1150C и мартенситностареющей стали 18К9М5Т от 850C до 950C [6], повышает коррозионно-усталостную прочность.

Одним из эффективных методов улучшения сопротивления усталости ста лей в коррозионной среде является правильный выбор режима отпуска [2]. Так, на плоских образцах из мартенситностареющей стали с 18% Ni показано, что изменение температуры отпуска с 500C до 650C (после горячей прокатки;

термообработки на твердый раствор при 820C в течение 1 ч., охлаждения на воздухе;

старения при 500C в течение 3 ч.) увеличивает коррозионно-уста лостную прочность [7]. Аналогичные результаты получены на сталях У8 [8], 40Х [9] и Х20CrMо13 [14]. Однако существуют и другие результаты, указы вающие на снижение коррозионной долговечности с повышением температуры отпуска [10].

Изменение содержания углерода в отожженной стали с 0,03 до 1,09% при водит [11] к увеличению условного предела коррозионной выносливости в 1, раза. Легирование отожженной среднеуглеродистой стали хромом, никелем, марганцем, кремнием до 5% повышает предел выносливости в воздухе и не ме няет в коррозионной среде [1]. Увеличение хрома с 12 до 16% и введение в сталь молибдена, ванадия, вольфрама, ниобия и других элементов (20Х13, 1Х12Н2ВМФ, 1Х12Н2ВМФБА, 15Х16Н2М) также не оказывает существенного влияния на сопротивление коррозионно-усталостному разрушению [12].

Разница в абсолютных величинах условного предела коррозионной вынос ливости стали с различным структурным состоянием при увеличении базы испыта ния уменьшается [1]. Повышение вследствие изменения химического состава или термообработки предела прочности при статическом напряжении углеродистых, низколегированных и высокопрочных нержавеющих сталей до 1800 МПа [1, 13, 14] приводит к увеличению предела выносливости на воздухе до 800 МПа и практически не влияет на него в коррозионной среде ( 200 МПа).

Сведения по коррозионной усталости меди и ее сплавов весьма ограниче ны. Известно, однако, что условный предел коррозионной выносливости на ба зе 5107 циклов у чистой меди (99,86%) и в отожженном состоянии не изменя ется по сравнению с испытанием на воздухе, в то время как у оловянистых бронз и латуней он снижается со 140-160 до 110-150 МПа. Увеличение размера меди М3 и латуни Л63 высокотемпературным вакуумным диффузионным от жигом приводит к уменьшению предела коррозионной выносливости [1].

1.2 Механическая обработка В коррозионной среде, в отличие от испытания на воздухе, корреляции по вышения сопротивления усталости с уменьшением величины шероховатости поверхности не наблюдается [1, 2]. У деталей с меньшей шероховатостью кор розионная выносливость часто ниже, чем у изделий с более шероховатой по верхностью, если в приповерхностных слоях имеются остаточные сжимающие напряжения. Так, условный предел коррозионной выносливости на базе циклов микролегированной стали [15] после шлифовки существенно выше, чем после полировки, а при одинаковой шероховатости поверхности образцов из нормализованной стали 45 сопротивление коррозионной усталости после ско ростного точения выше, чем после силового [1]. Условный предел выносливо сти в 3%-ном водном растворе морской соли на базе 5107 у закаленной стали ШХ15 после шлифования алмазным кругом в 4 раза выше, чем после шлифова ния электрокорундовым кругом [16]. Это обусловлено отпуском закаленной стали на глубину 110-150 мкм и возникновением в поверхностных слоях растя гивающих напряжений 370-570 МПа при использовании электрокорундового круга, в то время как после обработки алмазным кругом возникают на поверх ности остаточные напряжения до 900-1200 МПа. Аналогичные результаты бы ли получены и на сталях 40Х и Х18Н10Т [17].

1.3 Механотермическая обработка Опубликованные данные по этому вопросу ограничены. Известно, что пла стическое деформирование растяжением при комнатной температуре до 20C полуфабрикатов из нержавеющей стали аустенитного класса 12Х18Н10Т с по следующим изотермическим старением при 700C увеличивает [18] предел вы носливости с 270 до 350 МПа при испытании на воздухе, а условный предел коррозионной выносливости (база 2107 циклов) в атмосфере, насыщенной па рами и брызгами кипящего 3%-ого раствора морской соли в воде, до 320 МПа.

Это обусловлено увеличением плотности и равномерности распределения дис локаций в стали их полигонизацией, что тормозит движение дислокаций и диффузионные процессы. В то же время пластическое деформирование (0-4%) закаленной низкоотпущенной стали 40Х с последующим старением, увеличи вая время до разрушения в области высоких амплитуд циклических напряже ний в коррозионной среде, не оказывает влияние на условный предел коррози онной выносливости [1].

1.4 Объемное пластическое деформирование Литературные данные по влиянию холодного пластического деформирова ния на сопротивление коррозионно-усталостному разрушению весьма ограни чены и противоречивы.

Так, циклическая долговечность в коррозионной среде – латуни, дефор мированной до 40%, повышается до 2 раз [19]. Увеличение коррозионной дол говечности наблюдается и у деформированных титановых сплавов 3В и 3М [20]. Подобные же результаты получены для нержавеющей стали 12Х18Н10Т [1], меди [13], фосфористой и бериллиевой бронз [13]. Однако, наряду с этим имеются данные, свидетельствующие о том, что холодная пластическая дефор мация снижает ограниченный предел выносливости в коррозионных средах сталей 30ХН3А, 30ХГСА [21], углеродистых сталей (в %: С: 0,06;

0,1;

0,14;

0,48) [22], нержавеющей стали (18% Cr;

8% Ni) [22], никеля [13, 22], алюминия [13, 22], алюминиевых сплавов [13], бронз (88,7% Cu;

7,5% Al;

2,9% Fe) [22], (8,9% Al;

1,4% Zn), (9,7% Al;

5% Ni;

5,4% Fe) [13], латуни (62% Cu;

37% Zn) [13], монель-металла (67% Ni;

30% Cu) [13], (68% Ni;

29% Cu) [22] и магниево го сплава (2,5% Al) [13].

Противоречивость экспериментальных данных, кроме несопоставимости условий испытаний, возможно обуславливается зависимостью сопротивления коррозионной усталости от степени предварительной пластической деформа ции. Однако сведения об этом редки и носят случайный характер.

Эффект степени воздействия предварительной деформации на кинетику процесса коррозионно-усталостного разрушения металлов и сплавов в литера туре практически не освещен.

1.5 Поверхностное пластическое деформирование Поверхностное пластическое деформирование (ППД) – обкатка роликами и шариками, обдувка дробью, алмазное выглаживание, кавитация в щелочной среде, виброшлифование и т.п. – является одним из наиболее распространен ных и эффективных технологических методов повышения ресурсов деталей машин и механизмов. В отечественной и зарубежной литературе подробно ос вещены технологические возможности современных методов поверхностной обработки изделий с целью повышения выносливости [13, 23-30].

На основании анализа литературных данных можно сделать вывод, что ППД, как правило, приводит к повышению сопротивления материалов корро зионной усталости, обусловленному уплотнением поверхностных слоев изде лий и появлением в них остаточных напряжений сжатия [1, 2, 13, 22].

Особенно значительное повышение коррозионно-усталостных свойств на блюдается после фрикционно-упрочняющих видов поверхностной обработки, когда образуется структура «белого слоя», тонкого слоя вторичной закалки, со стоящего из смеси высокодисперсного игольчатого мартенсита и аустенита и очень мелких выделений карбидов типа FexC [2, 31-33].

1.6 Сварка Согласно современным представлениям, из большого числа факторов, влияющих на сопротивление усталости сварных соединений, наиболее важны ми являются концентрация напряжений (около различных уступов, пор и над резов) и остаточные напряжения, величина которых может даже превышать предел текучести исходного материала [13, 34], и, следовательно, существенно (до десятков раз) снизить запас прочности сварных изделий [13, 35, 36]. Наибо лее эффективными технологическими способами повышения циклической дол говечности при комнатной температуре на воздухе сварных соединений явля ются термическая обработка и ППД материала шва и околошовной зоны. По этим вопросам в литературе имеется значительное количество работ [34-38].

Данные же по эффекту ППД на сопротивление коррозионной усталости свар ных соединений более ограничены. Согласно [36] наклеп сварного шва может значительно повысить сопротивление усталости в коррозионной среде. При этом, если ранее считалось [39], что долговечность сварного соединения опре деляется преимущественно распространением трещины, поскольку после свар ки остаются значительные дефекты, приводящие к устранению стадии зарож дения трещины, то в работе [40] показана основная, а, возможно, и домини рующая роль этапа ее образования.

1.7 Механизмы коррозионно-усталостного разрушения металлических ма териалов Хотя изучению механизмов коррозионной усталости посвящены работы многих отечественных и зарубежных авторов, в настоящее время еще нет еди ной точки зрения на процесс коррозионно-усталостного разрушения.

Характерными признаками коррозионной усталости являются:

1 - отсутствие истинного (физического) предела выносливости;

2 - отсутствие четкой корреляции между механическими характеристиками при статическом и циклическом нагружении на воздухе и условным пределом коррозионной выносливости;

3 - многоочаговый характер разрушения;

4 - более резкое проявление частотного фактора;

5 - инверсия масштабного фактора при усталости в коррозионной среде по сравнению с испытанием на воздухе;

при этом чем выше агрессивность среды, тем слабее влияние концентраторов напряжений на снижение ограниченного предела выносливости;

6 - значительное уменьшение чувствительности металлов к концентрации напряжений от острых надрезов, углублений, неметаллических включений, трещин и т.д.;

7 - основную часть от общего времени до разрушения составляет длитель ность зарождения трещины.

Различают три основные стадии коррозионно-усталостного разрушения.

Первая характеризуется инкубационным периодом, наличием избиратель ной коррозии, образованием зародышевых дефектов, завершающаяся возник новением макротрещин.

На второй стадии происходит субкритический рост коррозионно усталостных трещин.

Третья кратковременная стадия характеризуется практически мгновенным доломом металла в связи с напряжениями, превышающими предел его прочности.

Таким образом, совершенно очевидно, что полную картину коррозионно усталостного разрушения металлических материалов, а также влияния на него различных факторов можно представить, лишь изучив этот сложный, распреде ленный во времени процесс.

Многие авторы указывают на доминирующую роль этапа образования кор розионно-усталостной трещины в циклической долговечности до полного раз рушения материалов. Однако, несмотря на очевидную важность стадии зарож дения трещины, ее контролирующую роль в коррозионной усталости металлов и сплавов, она до сих пор изучена слабее, чем период ее субкритического роста (порой составляющий лишь 10% от полной долговечности), и не поддается количественному описанию.

В то же время успехи теории механики разрушения, позволяющие полу чить количественные решения на основе концепции о квазихрупком разруше нии твердых тел в результате спонтанного или субкритического развития в них дефектов, вызывающих образование трещин, позволили достаточно глубоко изучить вторую (более короткую, чем первая) стадию процесса - закономерно сти и количественные оценки роста трещин в условиях коррозионной усталости [14].

К достоинствам методов механики разрушения можно отнести универ сальность и простоту исходных концепций, в соответствии с которыми самые разнообразные виды нагружения твердых тел с трещинами и вызванные ими напряженные состояния могут быть описаны коэффициентами интенсивности напряжений (КИН), а различные предельные состояния - критическими и поро говыми значениями этих коэффициентов. Однако, без учета современных пред ставлений электрохимии, физики и металловедения в области разрушения ме таллов, рассматривать более глубоко природу возникновения и акселерации коррозионно-усталостных повреждений нельзя [41].

Хотя в настоящее время нет единой теории механизма коррозионно усталостного разрушения металлов и их сплавов, тем не менее, благодаря рабо там отечественных и зарубежных ученых, таких как Г.В. Акимов, Л.А. Глик ман, Н.Д. Томашев, А.В. Рябченков, Г.В. Карпенко, В.В. Романов, А.В. Карла шов, В.И. Похмурский, О.Н. Романов и Г.Н. Никифорчин, Л.А. Сосновский и Н.А. Махутов, Мак-Адам, Дж.Ф. Нотт, Ю.Р. Эванс, выявлены некоторые зако номерности усталостного разрушения материалов в коррозионной среде.

Существую гипотезы, позволяющие объяснить снижение сопротивления развитию трещин при воздействии агрессивных сред и циклического нагруже ния. При этом определяющими факторами коррозионной усталости являются [1, 14, 42, 46]:

1 - адсорбционное воздействие поверхностно-активных сред;

2 - локальное электрохимическое растворение активированных механи ческими напряжениями анодных участков металла (анодное растворение);

3 - водородное охрупчивание.

При этом они могут быть контролирующими как раздельно, так и в сово купности, в зависимости от химического состава материала, режима обработки (термической, пластической, механической и т.д.), вида нагружения и свойств агрессивной среды. Удельный вес каждого из этих факторов в облегчении раз рушения (зарождении и развитии трещин) изменяется в очень широких преде лах и к настоящему времени окончательно не выявлен.

1.7.1 Адсорбционное воздействие поверхностно-активных веществ Адсорбция поверхностно-активных веществ (ПАВ) на поверхности твер дых тел уменьшает поверхностную энергию и приводит к облегчению их де формации и разрушения (эффект Ребиндера). Различают «внешний» и «внут ренний» эффект Ребиндера. Внешний вызывается адсорбцией на внешней по верхности деформированного материала и внутри его на поверхностях разви тых дефектов. Этот эффект, в связи с облегчением выхода на поверхность дис локаций и их разрядки, приводит к пластификации материала, снижению гра ницы текучести и коэффициента упрочнения, увеличению числа пачек сколь жения и уменьшению их размеров у монокристаллов.

Внутренний эффект возникает при проникновении активных компонент внутрь материала и образовании из них «облаков Коттрела», которые блокиру ют дислокации, тем самым охрупчивая материал. Этому содействует продви жение путем нерегулярной диффузии активных компонент среды к вершинам зарождающихся трещин, что вызывает разрыхление в этом месте решетки в связи с ее хемоактивацией под влиянием концентрации деформации.

Для слабых ПАВ (органических кислот, спиртов и т.д.) обычно наблюдает ся пластифицирование - понижение предела текучести вследствие облегчения выхода дислокаций на поверхность деформируемого тела, а для сильных (рас плав легких металлов) - охрупчивание, вызываемое ослаблением межатомных связей в вершине трещины и облегчением их разрыва. Влияние слабых ПАВ менее существенно, однако оно достигает значительной величины для высоко прочных сталей с мартенситной структурой [14].

Адсорбционный механизм влияния жидких сред является контролирую щим прежде всего для случая коррозионного растрескивания под напряжением.

Однако в работе [14] показано, что адсорбционное воздействие поверхностно активных сред ощутимо и при усталостном росте трещин в хрупких низкопла стичных сталях, например, в стали ШХ15 с мартенситной структурой.

Понижение прочности по адсорбционному механизму наблюдалось и дру гими исследователями при изучении малоцикловой усталости сталей. Основ ные закономерности явления адсорбционного снижения циклической долго вечности сталей («адсорбционная усталость») были исследованы и установле ны Г.В.Карпенко. По его гипотезе адсорбционная усталость - изменение сопро тивления металла усталостному разрушению под влиянием адсорбирующихся поверхностно-активных компонентов среды на внешних или развитых внут ренних поверхностных дефектах металла при действии циклических напряже ний [45]. Чаще всего адсорбционная усталость наблюдается не в чистом виде, а предшествует другим, более сильным видам воздействия сред на сопротивле ние усталости (коррозионному и т.п.), то есть адсорбционная усталость подго тавливает металл для протекания этих процессов.

1.7.2 Локальное анодное растворение По этому механизму появление и развитие трещины происходит из-за [14, 47] локального химического отличия зернограничной области электрохимиче ского растворения в ней сплава, а впоследствии и в вершине трещины, то есть обусловлено структурной гетерогенностью материала и наличием в ней меха нических напряжений. В сплаве могут быть структурные составляющие, спо собствующие образованию гальванического элемента, то есть уже до наложе ния напряжений в структуре сплава существуют активные участки («предвари тельно существующие активные участки»). Выделения или сегрегации компо нентов сплава могут действовать или в качестве анодов в локальном элементе, или в качестве эффективных катодов, которые могут вызывать локальное рас творение непосредственно прилегающей к ним матрицы (рис. 1.1).

Заключительный этап появления механизма анодного растворения имеет отношение к природе полос скольжения в матрице. Если скольжение ограничи вается несколькими действующими плоскостями скольжения (например, низкая энергия дефекта упаковки материала), ступени скольжения будут большими и образуется несколько глубоких трещин.

Если в скольжении участвуют диффузионные процессы, то образуется много небольших ступеней скольжения и воздействие среды не так локализо вано. Этот эффект используется при термообработке алюминиевых сплавов, ко гда применяется незначительное перестаривание [48] с целью повышения со противления коррозии под напряжением.

Рис. 1.1. Схема механизма, предусматривающая существование активных участков до наложения напряжений;

Н2 - выделение водорода на катоде Разновидностью механизма локального анодного растворения является субмикроскопический рост трещины в условиях поочередного образования и разрушения защитных пленок в вершине трещины [49] (рис. 1.2). Так, при цик лическом нагружении происходит генерирование активных участков за счет протекания пластической деформации материала в вершине трещины зачастую в каждом цикле нагружения, что обусловливает транскристаллитный характер разрушения. При этом интенсивность коррозионного субмикроскопического роста трещины по этому механизму зависит в значительной степени от времени репассивации ювенильной поверхности [50].

Рис. 1.2. Механизм образования активных участков (электрохимической гетерогенности) за счет пластической деформации:

а) модель разрушения пленки;

б) модель разрушения ступеньки сдвига:

1 - оксид;

2 - металл;

3 - разрушение оксидной пленки за счет деформации;

4 - окисление;

5 - разрушение Ме;

6 - линия сдвига;

7 - область растворения Известен также механо-электрохимический механизм субмикроско пического роста трещины, по которому [14] чередуются электрохимиче ская и механическая стадии роста трещины. На первой стадии по фронту трещины идет локальная селективная коррозия с образованием питтингов, а на второй происходит разрыв перемычек между ними.

1.7.3. Водородное охрупчивание Существующие модели водородной интенсификации роста трещин описа ны в ряде монографий и обзоров [46, 47, 49, 51], однако полностью механизмы водородного охрупчивания пока не установлены.

Согласно гипотезе молекулярного давления водорода, в полости или мик ротрещине при интенсивном катодном насыщении, а также при охлаждении насыщенного водородом металла возникает высокое давление водорода и, со ответственно, высокие внутренние напряжения, соизмеримые по величине с напряжениями от внешней нагрузки (в рамках механики распространения мик ротрещин по Гриффитсу - Оровану). Атомарный водород в пересыщенном твердом растворе диффундирует в пустоты и трещины, образованные в процес се деформации, рекомбинирует там до молекулярной формы, создавая очень большое внутреннее давление Р. При этом происходит нестабильное растрес кивание в вершине трещины при аТ, а = Р = (2с·Е·А / )1/2, (1.5) где Е - модуль упругости;

А - работа, затраченная на инициирование неста бильного растрескивания в вершине трещины;

2с - длина трещины.

По другой гипотезе предполагается снижение поверхностной энергии (эф фект Ребиндера) из-за адсорбции водорода на внутренних поверхностях не сплошностей [14, 49]. При этом водород может или диффундировать в металл, образуя хрупкую фазу в вершине трещины, или адсорбироваться в некоторой области перед вершиной треугольника, где напряжения и условия деформации особенно благоприятны для зарождения трещины (рис. 1.3).

Так как доля истинной поверхностной энергии в общем балансе разруше ния имеет достаточно большую величину у низкопластичных сплавов [47], то и реализация такого механизма у них наиболее вероятна.

Общепринятая точка зрения состоит в том, что предполагается ослабление сцепления атомов металла (межатомных связей) водородом, растворенным в кристаллической решетке. При этом по источнику образования водород может быть внутренним (попавшим в металл в результате предварительного электро химического наводороживания или металлургического передела) или внешним (поступающим в металл из жидкой или газовой среды при совместном воздей ствии на металл нагрузки и среды), а по способу доставки его в зону предраз рушения – дислокационным (водород захватывается и переносится движущи мися дислокациями) или диффузионным (диффузия водорода в зону предраз рушения под действием высокого градиента напряжений перед вершиной тре щины).

Рис. 1.3. Механизм, предусматривающий охрупчивание металла по Диксу:

а - адсорбция в вершине трещины;

б - адсорбция водорода в вершине трещины;

в - нарушение сцепления между атомами за счет внедрения водорода и расши рения решетки;

г - распространение трещины, обусловленное хрупкими части цами гидридов в вершине трещины Дислокационный способ более вероятен при коррозионном растрескива нии в сравнительно пластичных сплавах, а также при циклическом напряжении, когда в пределах циклической пластической зоны имеет место движение дис локаций в каждом цикле нагружения.

Диффузионный же способ транспортировки водорода является контроли рующим в случае высокопрочных низкопластичных сплавов, где дефектная не равновесная структура весьма благоприятна для водородного охрупчивания [14].

Таким образом, получено огромное количество экспериментальных дан ных и предложен ряд гипотез, касающихся влияния коррозионной среды на из менение характеристик сопротивления усталости металлов и сплавов. Рассмот ренные выше механизмы процесса коррозионной усталости действуют на всех этапах коррозионно-усталостного разрушения, но определяющими являются в основном в период до появления магистральных трещин. Сведения по влиянию остаточной пластической деформации на сопротивление коррозионной устало сти металлических материалов ограничены и противоречивы. Эффект предва рительной пластической деформации на кинетику коррозионно-усталостного разрушения металлов и сплавов в литературе практически не рассматривается, а на основании вышеизложенных гипотез предсказать относительное коррози онно-усталостное поведение деформированных материалов затруднительно.

Выполненный анализ опубликованных данных позволяет сделать сле дующие выводы:

• процесс усталостного разрушения металлических материалов зависит от их природы, вида и режима предварительной технологической обработки (тер мической, объемной с разными степенями и скоростями, и поверхностной пла стической), а также условий циклического нагружения (среды, амплитуды на пряжения);

• экспериментальные данные по влиянию коррозионной среды на сопро тивление металлов и сплавов усталостному разрушению обширны, но противо речивы и трудно сопоставимы. Наблюдается тенденция к ухудшению усталост ных характеристик материалов в коррозионной среде по сравнению с воздуш ной, хотя существуют и другие результаты;

• эффект среды испытания на сопротивление усталостному разрушению металлических материалов неоднозначен и зависит от их природы, вида и ре жима технологической обработки (термической, пластической, в том числе ППД);

• влияние степени предварительного деформирования на характеристики усталости металлов и сплавов определяется ее величиной. Однако сведения по влиянию остаточной пластической деформации на сопротивление коррозион ной усталости материалов весьма ограничены и носят случайный характер, по этому какие-либо определенные выводы по этому вопросу на основании опуб ликованных материалов сделать невозможно;

• сведений по сопротивлению усталости в коррозионной среде металлов и сплавов, предварительно деформированных с разными скоростями, не обнару жено;

• кинетика коррозионно-усталостного разрушения деформационно-упроч ненных материалов в литературе практически не освещена, что, возможно, свя зано с методическими трудностями использования прямых методов исследова ния процесса усталости в данных условиях нагружения;

• ППД является одним из наиболее распространенных и эффективных ме тодов повышения ресурса деталей машин и механизмов, работающих в услови ях знакопеременных нагрузок. Особенно значительное повышение коррозион но-усталостных свойств сталей наблюдается после фрикционно-упрочняющих видов поверхностной обработки с образованием «белых слоев»;

• наибольшее повышение усталостных характеристик сварных соединений происходит после поверхностной пластической деформации. Однако известные данные не позволяют без предварительного эксперимента предсказать целесо образность введения ППД для различных материалов в зависимости от их структурного состояния. В частности, данные по влиянию различных режимов ППД на сопротивление усталости сварных соединений из тонколистовой не ржавеющей стали аустенитного класса типа 12Х18Н10Т в литературе не приво дятся;

• развитие коррозионно-усталостной макротрещины занимает, как прави ло, лишь ~10% от полной долговечности до разрушения. При этом определить интенсивность напряжений в вершине трещины в образцах без предваритель ного ее наведения на основе существующих методических подходов проблема тично и, строго говоря, неправомерно;

• существующие гипотезы развития процессов коррозионной усталости хо тя и позволяют определенным образом объяснить снижение сопротивления развитию трещин при воздействии агрессивных сред и циклического нагруже ния, однако не в состоянии теоретически предсказать эффект воздействия пред варительного пластического деформирования на изменение коррозионной дол говечности металлических материалов;

• критерии оптимизации технологических процессов обработки и прогно зирования циклической долговечности широкого класса металлических мате риалов и их сварных соединений в коррозионной среде в литературе не рас сматриваются. Поэтому по литературным данным в настоящее время не пред ставляется возможным без предварительного эксперимента дать достаточно на дежную оценку влияния коррозионной среды на циклическую долговечность и параметры процесса усталостного разрушения технологически обработанных материалов.

2 Теоретическое обоснование влияния предварительной пластической деформации на сопротивление коррозионной усталости конструкционных материалов 2.1 Влияние структуры и свойств поверхности на физические механизмы коррозионно-усталостного разрушения деформированных металлов и сплавов По мнению многих авторов, важную роль в задержке и развитии усталост ных трещин играет наличие поверхностных (в большинстве случаев оксидных) пленок, состояние которых во многом определяет интенсивность растворения металла и поглощение им водорода. Характер первичных коррозионных по вреждений поверхности металлов зависит, как отмечалось в первой главе, от многих факторов, в том числе и от условий образования и разрушения барьер ных оксидных пленок.

2.1.1 Факторы, влияющие на склонность металлов к окислению На интенсивность процесса коррозии влияет способность металла к окис лению. Оказывается, что скорость окисления вполне достаточна, чтобы новые поверхности, образующиеся во время коротких (10-210-4с) повторяющихся вы держек в первую половину цикла, могли задерживать атомы кислорода. Во вто рой половине цикла эти атомы переходят с поверхности на определенную глу бину, создавая препятствие для движения дислокаций и способствуя, в конеч ном итоге, росту трещин.

Известно [52], что увеличение долговечности при испытании материала в ва кууме обуславливается замедлением скорости роста трещин из-за большего, чем на воздухе, размера пластической зоны и локальных процессов в её вершине:

- снижения расклинивающего действия оксидных пленок;

- схватывания свежеобразованных поверхностей в устье трещины и отсут ствия адсорбции металлом кислорода во время раскрытия трещины;

- облегчения релаксации напряжений, способствующей равномерности де формации.

При этом отмечается [53], что наблюдаемые на поверхности разрушения вязкие бороздки и расстояние между ними коррелируют с максимальным раз мером пластического раскрытия вершин трещины.

Для анализа влияния коррозионных сред на циклическую трещиностой кость материалов особое значение имеет явление закрытия трещин [54].

Согласно Эльберу, берега трещины смыкаются на определенном расстоя нии от её вершины в результате остаточной пластической деформации. Устало стная трещина (рис. 2.1, а) отличается от надреза (рис. 2.1, б) тем, что к её бере гам примыкает зона пластически деформированного материала, поэтому её раскрытие fc, при идентичной геометрии будет меньшим, чем раскрытие над реза sc на величину остаточной деформации о.

Рис. 2.1. Схема раскрытия трещин [54]:

а - конфигурация зоны пластически деформированного материала в случае уста лостной трещины;

б - конфигурация зоны пластически деформированного мате риала в случае идеально высеченного надреза;

в - оксидные пленки, формирую щиеся на изломах в результате многократного повторения цикла сжатия и раз мыкания трещины;

г - W и h - параметры шероховатости поверхностей;

д - со прикосновение берегов трещины при раскрытии ОР с понижением нагрузки;

е давление среды на берега трещины, препятствующее их смыканию (при снятии нагрузки среда не успевает полностью выйти из устья трещины) Поскольку при разгрузке раскрытие трещины и надреза должно умень шаться в одинаковой степени, берега усталостной трещины сомкнутся ещё до полного снятия нагрузки. Такое закрытие трещины наиболее характерно для материалов с повышенной пластичностью в условиях плоского напряженного состояния. С увеличением прочности материала и толщины образцов она про является в меньшей степени.

Первопричиной закрытия трещин является остаточная деформация у бере гов трещин позади её вершины. С понижением нагрузки на образец берега тре щины смыкаются, испытывая при этом сжимающие напряжения, поверхности «свариваются», а при последующей разгрузке разрываются, обнажая свежие участки, склонные к взаимодействию с внешней средой. В результате много кратного повторения такого цикла на изломах по механизму фреттинг - корро зии формируются оксидные пленки (рис. 2.1, в). Так как их объем, как правило, всегда больше объема металла, вступившего во взаимодействие со средой, то это приводит к уменьшению расстояния между берегами трещин и их смы канию ещё до полного снятия нагрузки образца. Этот механизм может реали зовываться у высокопрочных низкопластичных материалов при наличии корро зионной среды и наиболее действенен тогда, когда толщина оксидных пленок соизмерима с величиной раскрытия вершины трещины. Поэтому при прочих равных условиях закрытие трещины должно быть более эффективно в металлах с высокой коррозионной способностью.

Согласно [55], вследствие шероховатости поверхностей усталостной тре щины при наличии деформации сдвига в её вершине (рис. 2.1, г, д), с пониже нием нагрузки берега трещины соприкоснутся при остаточном раскрытии ор.

Эффект закрытия трещин также может иметь место при высокочастотном нагружении и высокой вязкости среды, которая может увеличиться за счет про дуктов коррозии, выделяющихся в раствор. В этом случае при снятии нагрузки среда не успевает полностью выйти из устья трещины, создавая давление на её берега и препятствуя их смыканию (рис. 2.1, е).

Склонность металла к образованию коррозионных пленок принято оцени вать величиной и знаком его стандартного электродного потенциала. Сопостав ление электродных потенциалов в водных растворах при 25оС металлов с ре шетками Г.Ц.К., О.Ц.К. и Г.П. с энергией дефекта упаковки (э.д.у.) показывает [56], что их величина тем меньше, чем выше значение э.д.у., что связывается с увеличением искажения решетки в ядре нерасщепленной дислокации, обуслав ливающего низкую энергию удаления электрона или атома с поверхности ме талла, а, следовательно, его низкую термодинамическую устойчивость [57]. Это подтверждается анализом литературных данных, где металлам с большой вели чиной э.д.у. [57] соответствует большая скорость коррозии [49, 58].

Известно [57], что у металлов с одинаковой кристаллической решеткой ве личина структурно-чувствительного показателя А в уравнении кривой дефор мационного упрочнения при статическом нагружении тем меньше, чем выше их э.д.у. В работе [59] рассматривается изменение величины показателя А кон струкционных материалов в зависимости от различных факторов (химического состава, режимов термической и пластической обработки, размера зерна и др.).

Так, повышение содержания углерода и легирующих элементов в сталях при водит к уменьшению величины А.

Возникающие на структурных дефектах и примесях концентрация локаль ных напряжений и электрохимическая активация инициируют избирательное растворение металла и способствуют возникновению на его поверхности кор розионных повреждений. Следовательно, можно ожидать усиления электрохи мической активности с более ранним переходом металлов в пассивное состоя ние при уменьшении величины показателя степени деформационного упрочне ния. Действительно, сопоставление опубликованных данных показывает, что металлы и сплавы с меньшим значением А имеют более отрицательный началь ный электродный потенциал [58].

Так как в материалах в исходном (недеформированном) состоянии повы шенная концентрация местных напряжений и термодинамической неустойчи вости локализуется, в первую очередь, по границам зерен, то должно наблю даться более существенное снижение сопротивления усталостному разруше нию в коррозионной среде по сравнению с испытанием на воздухе у металли ческих материалов с меньшим значением величины показателя А, чем с боль шим (рис. 2.2). Это подтверждается анализом результатов усталостных испы таний стали 45 [1], где показано, что при циклическом нагружении в 3%-ном водном растворе морской соли значительно большей чувствительностью к влиянию коррозионной среды ( = -1с/-1, где -1с и -1 - предел выносливости в коррозионной среде и на воздухе, соответственно) обладает сталь с мартенсит ной структурой ( = 0,09;

А = 0,13…0,14) по сравнению с трооститной и сор битной ( = 0,24…0,37;

А = 0,175…0,205), перлит-ферритной ( = 0,42;

А = 0,23…0,27) структурой (величина показателей А по [59]).

Чем выше скорость смещения потенциала в отрицательном направлении в данной среде, тем быстрее металл переходит в пассивное состояние, что харак терно для металлов с высокой э.д.у., к которым относятся легко пассивирую щиеся, например, W, Мo, Cr, A1. При легировании ими слабо пассивирующих ся металлов они передают им свою склонность к пассивации в случае образова ния сплавов типа твердых растворов [58]. На этом принципе основано, в част ности, получение хромоникелевых и хромистых нержавеющих сталей.

p;

p;

Nc (-;

А) N э.д.y.

А Рис. 2.2. Влияние коррозионной среды на циклическую долговечность металлов и сплавов Nc/N от показателя их деформационного упрочнения А при статическом нагружении Сопротивление коррозионной усталости определяется образованием за щитных барьерных пленок, понижающих скорость коррозии при отсутствии напряжений и непрерывно разрушающихся при циклическом нагружении, а также концентрацией напряжений, вызываемой повреждением поверхности, возникновением на ней коррозионных каверн. При этом интенсивное ветвление или затупление коррозионно-усталостных трещин, строго говоря, делает непра вомерным оценку напряженного состояния в вершине трещины с помощью обычных подходов линейной механики разрушения [1, 14].


В общем виде окисление металла Ме до МеОx, описывается реакцией [60] Ме(S) + 1/2О2(g) = МеО(S), (2.1) где (S) - поверхность;

(g) - газ, определяется изменением свободной энергии Гиббса G в результате реакции G = GоМО + RT ln(аМО/{аМ}{РО2}1/2), (2.2) где а - активности трах фаз;

РО2 - парциальное давление водорода;

G - стан дартная свободная энергия образования указанного соединения.

Спонтанное протекание прямой реакции (окисления) будет вероятным при G 0, а самопроизвольная обратная реакция (восстановления) будет происхо дить при G 0. Условие G = 0 определяет особый случай равновесия между металлом и его оксидом.

При оценке коррозионных процессов принято определять скорость корро зии по величине коррозионного тока. Например, по данным [49] скорость анод ного растворения, выраженная через скорость распространения трещины при коррозионном растрескивании, определяется следующим выражением:

V = ia·M / Z·F·, (2.3) где iа, - плотность анодного тока;

М - молекулярная масса металла;

Z - валент ность сольватированных ионов;

F - постоянная Фарадея;

- удельный вес.

Склонность металла к разрушению при коррозии под напряжением связана с наличием анодных участков и коррозионно-активных путей.

Анодные участки могут образовываться при микроструктурной и химиче ской неоднородности сплавов. К ним относятся границы зерен, включения, де фекты решетки и структуры (дислокации;

их скопления;

микроучастки, обога щенные растворенными атомами на дефектах кристалла), местные разрушения пленки, начальные микротрещины.

Коррозионно-активные пути - это движущиеся дефекты решетки и микро сегрегации атомов растворенного компонента на движущихся дефектах решет ки у острия трещины, новые композиционно-нестойкие фазы, зарождающиеся при деформации у острия трещины, участки под разрывами пленки, образую щиеся при деформации металла.

Локальное анодное растворение и микропластическая деформация в вер шине микротрещины взаимосвязаны: пластическая деформация снижает элек тродный потенциал металла и, следовательно, увеличивает скорость растворе ния [1, 61];

анодное растворение ускоряет процесс пластической деформации, облегчая выход дислокаций на поверхность вследствие удаления поверхност ных барьеров, препятствующих выходу дислокации (механизм Эвальда Поляни).

Скорость роста микротрещин преимущественно анодного конроля раство рения определяется [62] формулой К = А· / (n·F··S·RT), (2.4) где А - относительная атомная масса;

n - валентность металла;

- разность по тенциалов в вершине и стеке микротрещины;

F - число Фарадея;

- плотность металла;

S - площадь поверхности трещины;

RТ - общее кинетическое сопро тивление системы.

На зависимость скорости растворения ювенильной поверхности металла при коррозии (закон Фарадея) от его плотности указывается в работе [1].

2.1.2 Эффект влияния предварительной термической и пластической обработки на пассивацию металлов Несмотря на огромный объем литературы о пассивности материалов, в настоящее время нет единой концепции природы пассивации [63, 64]. Это свя зано с тем, что кинетика электродного процесса, в частности анодного, является функцией многих переменных, включая природу металла, строения его поверх ности, природу электролита и, кроме того, время, в течение которого изменя ются эти переменные.

Существуют две господствующие гипотезы пассивности металла [64, 65]:

пленочная и адсорбционная.

Пленочный механизм пассивности металлов предполагает наличие на их поверхности тонкой безпористой пленки оксида, изолирующей металл от воз действия агрессивной среды.

Согласно второй гипотезе, пассивность металла обусловлена наличием на его поверхности адсорбированного пассивирующего слоя кислорода, толщина которого составляет монослой или даже доли монослоя.

В некоторых работах дается попытка сближения адсорбционного и пле ночного механизмов пассивации. При этом считается, что на поверхности благо родных металлов образуется адсорбционный слой кислорода, а неблагородных фазового оксида [65], так как практически наиболее важным является процесс взаимодействия металла с кислородом.

Кинетика роста, структура и свойства оксидной пленки зависят от ее тер модинамической стабильности, особенностей кристаллического строения, объ емного и кристаллохимического соответствия металлу, а также от состояния поверхностного слоя металла, распределения напряжений в нем, его текстуры и плотности дефектов. Поэтому можно ожидать существенного влияния пласти ческой деформации материалов на кинетику роста и структуру оксидных пле нок.

Было установлено, что предельный ток пассивации при снятии анодных поляризационных кривых существенно выше у отожженных никеля [66] и ти тана [67] по сравнению с деформированными. Большую склонность перехода деформированных металлов в пассивное состояние, по сравнению с отожжен ными, наблюдали и в других работах. При этом выявлено, что если на поверх ности отожженного металла оксидные пленки образуются преимущественно по границам зерен, то на деформированном - по всей поверхности [65].

2.1.3 Изменение плотности металла при термической и пластической обработке Феноменологический критерий деформируемости базируется на сложив шихся в настоящее время представлениях о закономерностях влияния истории термической, МТО и пластической обработки на накопление повреждений.

Один из способов оценки повреждений, образующихся в материале в про цессе деформирования, сводится к идее связать меру поврежденности металла с изменением его плотности [68, 69].

Плотность металлов и сплавов является одной из важнейших физических характеристик. Она зависит от фазового и структурного состояний материала и от происходящих в нем превращений [70-73].

Изменение плотности различных металлов в процессе пластической де формации наблюдали и в других работах, причем максимальное уменьшение плотности достигало 1%. Изменение плотности такого порядка связано с появ лением в металле определенного количества несплошностей - субмикротрещин.

В работе [74] исследовали изменение плотности алюминия и меди при волоче нии. Плотность меди при деформации до 5060% увеличивалась, а плотность алюминия не изменялась и была равна примерно 2,7 г/см3.

Закономерности изменения плотности металлов при обработке давлением подробно рассмотрены в работах [69-72]. Установлено, что с увеличением сте пени деформации конструкционных материалов их плотность может как увели чиваться, так и уменьшаться, что обусловливается природой материала, пре дысторией обработки (термической, пластической и т.п.), показателем дефор мационного состояния и т.д.

Неоднозначность зависимости изменения плотности металлических мате риалов от степени их обжатия отмечается также в [70].

2.1.4 Роль структуры и свойств поверхностных слоев в коррозионно-усталостном разрушении металлов Еще И.А. Одинг указывал, что при циклическом нагружении в поверхност ных слоях металла все процессы, связанные с собиранием вакансий и зарождени ем усталостных трещин, идут с опережением и вся структурная повреждаемость концентрируется у поверхности. Этим представлениям соответствует обнаружен ная [75-78] в приповерхностном слое значительная большая плотность дислока ций других повреждений при усталостном испытании материалов.

Роль характера повреждаемости поверхности металла возрастает при кор розионной усталости [1, 2, 11, 13, 14, 42, 78, 79], тем более, что основную часть от общего времени до коррозионно-усталостного разрушения (иногда до 90%) составляет период до появления трещин.

Качество поверхности материала определяется [27, 79, 80] ее шероховато стью (микрогеометрией), характеризуемой либо средним арифметическим от клонением профиля (Rа, мкм), либо высотой неровностей (Rz, мкм). Анализ профилограмм поверхности образцов, деформированных различными метода ми, показал [80], что способ деформации влияет не только на высоту пиков микронеровностей, но и на их число на единицу длины, а истинная поверхность даже исходного (циклически ненагруженного) материала заметно превосходит видимую (габаритную) поверхность образца. Кроме шероховатости, степени наклепа и остаточных микронапряжений к параметрам качества поверхностно го слоя относятся: параметры кристаллической решетки, плотность дислокаций и концентрация вакансий;

размеры блоков, фрагментов и их взаимная разори ентировка;

микронапряжения и напряжения 3-го рода [27, 81].

Характеристика состояния поверхностного слоя металла обусловлена сум марным воздействием на него механических, тепловых и физико-механических факторов во время предварительных и окончательных операций технологиче ской обработки, а также особым энергетическим состоянием атомов поверхно сти, следствием чего является наличие высокого уровня свободной поверхност ной энергии и большая адсорбционная активность [25, 27]. На реальной метал лической поликристаллической поверхности основными дефектами (помимо тех, которые обусловлены выходом дислокации) являются следы выхода гра ниц зерен, поверхностная энергия которых составляет примерно четверть по верхностной энергии твердой фазы. Методом автономной микроскопии уста новлено [79], что границы между зернами являются слоем смещенных атомов, ширина которого имеет порядок 23 межатомных расстояний.

Поверхность металла обладает повышенной химической активностью и в реальных условиях неизбежно адсорбирует атомы элементов окружающей сре ды, покрываясь слоями адсорбированных газов, паров воды и жиров. Слой жи ра достигает нескольких сот микрометров, пленка водяных паров составляет 50100 молекулярных слоев. Жировые пленки прочно связаны с поверхностью металла и трудно удаляются механическими и химическими средствами. Воз действие внешней среды приводит к образованию на поверхности металла раз личных соединений, прежде всего оксидов. Толщина наружной пленки в ме таллах равна примерно 20100 (1020 молекулярных слоев) [25, 81].


Пластическая деформация повышает как термодинамическую возможность образования оксида на поверхности металла, так и скорость этого процесса [79], при этом строение и скорость возникновения пассивирующей пленки на металле тесно связаны с состоянием поверхности. Возрастание плотности ак тивных мест на поверхности деформированного материала способствует появ лению большого количества зародышей оксида, рост которых приводит к более быстрому образованию сплошной пассивирующей пленки, чем на поверхности недефорованного металла [65].

Рентгенографические исследования показывают [79], что энергия искрив ления кристаллической решетки при пластической деформации металла рас пределяется по объему очень неравномерно: около 99% остаточной энергии деформации сосредотачивается в тонких слоях возле плоскостей сдвига, охва тывающих лишь 23% общего числа атомов. Здесь искривление решетки, соз дающей локальную концентрацию напряжений, чрезвычайно велико и энергия деформации достигает 2040 кДж/моль, что превращает зону возле дислокаций и плоскостей сдвига в наиболее активные места при взаимодействии металла с внешней средой. Это приводит к смещению равновесного потенциала в отрица тельную сторону.

Так, электродный потенциал отожженного Армко-железа после деформа ции растяжением в области выхода плоскостей скольжения на поверхность зер на на 20 мВ отрицательнее, чем потенциал области этого же зерна, свободной от линий скольжения [79].

Л.И. Гурским и В.А. Зелениным [65] с учетом данных работы [82] было получено выражение, связывающее сдвиг равновесного электродного потен циала с изменением плотности дислокаций и прочих дефектов в поверхно стном слое деформированного металла, = - R·T / (Z·F) ln( /), (2.5) где R - газовая постоянная;

T - абсолютная температура;

Z - валентность;

F число Фарадея;

и - плотность дислокаций в поверхностном слое деформи рованного и недеформированного металла соответственно.

Усталостное нагружение металлов в коррозионной среде приводит к более интенсивному, чем на воздухе, росту плотности дислокаций с более сложным их взаимодействием. Работами школы П.А. Ребиндера было показано, что в ре зультате адсорбции поверхностно-активных компонентов на внешней поверх ности металла облегчается сдвигообразование и число сдвигов в поверхност ных зернах возрастает.

Предшествующие образованию усталостных трещин в коррозионной среде процессы сдвигообразования, выхода дислокаций и других повреждений на по верхность материала приводят к смещению общего электродного потенциала в сторону отрицательных значений [1, 2, 13, 62, 82].

Таким образом, влияние предварительной пластической деформации на за рождение коррозионно-усталостных процессов связано не с усилением общей коррозии, а со значительным увеличением электрохимической неоднородности поверхности металла, вызванной повышением ее повреждаемости, упрочнени ем и ростом локальных напряжений, приводящих к избирательному растворе нию материала на участках повышенной активности [62, 65].

При этом с ростом степени предварительной равномерной деформации величина показателя А уменьшается [57, 59] тем больше, чем выше скорость деформации и ниже э.д.у. материала, чему соответствует снижение концентра ции локальных напряжений и повышение релаксационной способности мате риала. Следовательно, равномерная пластическая деформация, приводящая к уменьшению величины показателя степени деформационного упрочнения, дол жна снижать чувствительность деформированных металлических материалов к влиянию коррозионной среды за счет нивелирования электрохимической ак тивности поверхности, контактирующей со средой (рис. 2.4).

2.2 Сравнительная оценка циклической долговечности деформированных конструкционных материалов в коррозионной среде и на воздухе Ранее было показано, что коррозионно-усталостное разрушение развивает ся, как правило, из нескольких очагов и инициируется повреждением поверхно сти, возникновением на ней локальных очагов коррозии на участках термоди намической неустойчивости. Вероятность разрушения при циклическом нагру жении в коррозионной среде конструкционных материалов, согласно теории влияния на конечный результат конкуренции одновременно происходящих яв лений [57, 83], определяется вероятностью возникновения и увеличения числа дефектов в процессе коррозионной усталости и уменьшения их вследствие ре лаксационных процессов:

dP = dP1 – dP2. (2.6) Вероятность появления коррозионно-усталостных повреждений поверхно сти металла соответствует уравнению:

dP = P··а· d, (2.7) m / S где Р = 1/N - вероятность коррозионно-усталостного разрушения, соответст вующего числу циклов N (по Т. Екобори);

а - истинная амплитуда пластиче ской деформации;

- коэффициент, учитывающий влияние коррозионной сре ды на зарождение микротрещин в процессе усталости;

- плотность металла при циклическом нагружении (кг/м3);

m/S - учитывает образование на поверх ности металла S(м2) оксидных пленок, увеличивающих массу на m (кг) (вслед ствие пассивации защитный слой обладает более высокой коррозионной стой костью по сравнению с основным металлом);

dП - изменение скорости проник новения коррозии вглубь металла с учетом повреждаемости в процессе цикли ческого нагружения, м/с.

На основании анализа явления коэффициент можно представить в виде функции = К· tc, (2.8) где tc - время воздействия коррозии при циклическом нагружении, с;

К - коэф фициент концентрации напряжений (его роль обусловлена тем, что коррозион ные повреждения начинаются в местах повышенной концентрации напряжений [1, 2, 84]).

Учитывая множественное образование коррозионных трещин по всей по верхности опасного сечения образца при коррозионной усталости, их роль как концентраторов напряжений снижается по сравнению с выносливостью на воз духе [16, 49]. Однако незначительному изменению К (от 1 до 2) соответствует большое изменение коэффициента концентрации деформаций ( по Н.А. Маху тову К изменяется от 2 до 5), а, следовательно, максимальных местных упру гопластических деформаций.

Согласно [85] К = К А, (2.9) где А - показатель степени в уравнении кривой деформационного упрочнения при статическом нагружении.

При пластической деформации, отличной от равномерной ( р), наблю дается большее, чем при р усиление электрохимической гетерогенности мате риала [1, 2, 14, 58, 62], анодные процессы локализуются по месту концентрации напряжений [22, 44].

Л.Д. Соколовым установлено [57], что большая неравномерность пласти ческой деформации наблюдается при малых степенях деформации, локализи рующихся в узких и редких полосах скольжения, а также в момент образования и развития шейки образца, особенно для материалов с низким показателем де формационного упрочнения А.

Влияние на величину показателя А химического состава, предварительной пластической обработки, размера зерна, температуры и скорости испытания рассматривается в книге В.А. Крохи [59].

Показатель глубинной коррозии П [58] или величина проникновения кор розии в местах повреждений следующие:

Vc V П= или dП = c d, (м/с), (2.10) где Vс - скорость коррозии материала при наличии пластической деформации кг/(м2с).

Скорость протекания коррозионных процессов пластически деформиро ванных материалов описывается уравнением ZF (o + ) Vc = Vco e, (2.11) RT где Vco - некоторая начальная скорость коррозии материала (константа);

Z - валент ность металла в ионизированном состоянии;

F - число Фарадея (96 485,3 Кл/моль);

R - универсальная газовая постоянная (8,314 Дж/[градмоль]);

Т - термодинами ческая (абсолютная) температура, К;

о - стационарный электродный потенциал материала в конкретной среде, В;

- изменение (смещение) электродного по тенциала под действием пластической деформации металла (наибольший вклад в разблагораживание вносят структурные несовершенства метала), В.

Многочисленные исследования влияния пластической деформации на смещение потенциала и скорость анодного растворения показали [14, 62, 65, 78, 79, 82, 86], что с ростом степени деформации стационарный потенциал металла смещается, как правило, в отрицательную сторону. Деформированный матери ал окисляется легче, чем отожженный [29]. Основной причиной сдвига потен циала у деформированного металла является увеличение микроискажений кри сталлической решетки, приводящих к повышению энергии поверхностного слоя.

Показано [65, 79], что плотность тока пассивации и сдвиг стационарного потенциала увеличивается в катодную область обратно пропорционально количеству (соответственно, плотности) дефектов поверхности металлических материалов.

В частности установлено, что с ростом степени предварительной деформа ции до = 20% стандартный потенциал металла смещается в катодную область на величину, определяемую следующим уравнением [79]:

= (RT / ZF)·ln '/, (2.12) где ' – плотность дислокации в поверхностном слое деформированного метал ла;

– плотность дислокации в поверхностном слое отожженного металла.

Таким образом, пластическая деформация повышает как термодинамиче скую возможность образования оксидных слоев на поверхности металла, так и скорость этого процесса.

В то же время величина и знак смещения стандартного потенциала в опре деленной степени зависят от режима предварительного деформирования метал лических материалов. Так, с ростом степени деформации при дробной холод ной прокатке (в отличие от прокатки за один проход) наблюдается повышение величины электродного потенциала [65], что связывается с возникновением прочной защитной оксидной пленки на поверхности за счет когерента связан ных параметров решетки окисла и текстурированного металла [64], более высо кой термодинамической устойчивостью поверхностного слоя вследствие обра зования мелкоблочной и высокодисперсной структуры, препятствующей обра зованию активных коррозионных микропар на поверхности металлических ма териалов.

В связи с тем, что время пассивации металлов в нейтральных средах типа морской воды больше времени полуцикла при циклическом нагружении, «раз благораживание» электродного потенциала должно плавно нарастать в соот ветствии с уровнем накопленной пластической деформации. Таким образом, при знакопеременном нагружении образца интегральный электродный потен циал его поверхности (до появления на ней трещин) в процессе нагружения бу дет постепенно становится более отрицательным [62].

После подстановок получаем:

ZF ( o ± ) d dP = PkAV co e RT tc. (2.13) m / S 1 a Так как процесс релаксации уменьшает действие локальных концентрато ров напряжений при знакопеременном нагружении, то вероятность появления трещин снижается на величину dP2 = РVdt, (2.14) где V - скорость разупрочняющих процессов, оцениваемая уравнением Арре ниуса:

V = v0exp[ -U() / kT ], (2.15) в котором vо – частотная характеристика материала (множитель);

U() - энергия активации процесса разупрочнения, зависящая от напряжения, Дж;

k - посто янная Больцмана (1,3806·10-23Дж/К);

Т - абсолютная температура, К;

dП PV dП dt = dP2 =, тогда. (2.16) П П Таким образом, итоговое выражение вероятности уменьшения поврежден ности, количества дефектов и усталостных микротрещин вследствие релакса ции принимает следующий вид:

U () d dP 2 = o e kT. (2.17) С учетом Р = 1/N (вероятность коррозионно-усталостного разрушения пластически деформированных материалов за N циклов, по Т. Екобори) и вре мени циклического нагружения t = 1/, после подстановок и преобразований получаем:

ZF ( o + ) U () 1 N = t a tc o e kT ln.

A RT ln k V e (2.18) m / S N co c c Анализ полученного уравнения показывает, что отношение циклической долговечности на воздухе к долговечности в коррозионной среде предвари тельно деформированных металлических материалов уменьшается с: сокраще нием времени циклического нагружения t;

понижением величины показателя упрочнения A (уменьшается с ростом степени равномерной предварительной пластической деформации, а у металлов с одинаковой кристаллической решет кой – с ростом э.д.у.);

понижением неравномерности деформации, усиливаю щейся при степенях, отличных от р;

увеличением значения электродного по тенциала поверхности металла (0 ± );

понижением температуры цикличе ского нагружения Т и истинной амплитуды пластической деформации a;

уменьшением частоты циклического нагружения и времени коррозионного воздействия tc;

понижением энтальпии активации процесса разупрочнения U();

увеличением относительного изменения массы металла за счет образова ния пассивированного слоя и изменения истинной геометрической протяжен ности профиля поверхности m/S;

понижением величины отношения плотно стей материала при циклическом нагружении на воздухе и в коррозионной сре де /с, зависящих от характера дефектности материала.

Величина отношения N/Nc возрастает с уменьшением плотности с, обу словленной характером поврежденности материалов под воздействием цикли ческих нагрузок и коррозионной среды. Эффект снижения плотностей /с на величину отношения долговечностей N/Nc при знакопеременном нагружении соответственно на воздухе и в коррозионной среде представлен на рис. 2.3.

А;

-( p N U();

а;

t;

Nc э.д.y. ;

А ;

tc;

m/S /с Рис. 2.3. Влияние понижения величины отношения плотностей материала /с на величину отношения долговечностей N/Nc при циклическом нагружении соответственно на воздухе и в коррозионной среде Следовательно, эффект степени предварительной пластической деформа ции на отношение долговечности N / Nc (эффект снижения долговечности в коррозионной среде) при адекватных условиях фактически оценивается двумя параметрами: смещением стандартного электродного потенциала ± и пока зателем упрочнения А материала после его пластической обработки, что со гласуется с ранее сделанными выводами (рис. 2.2).

Рост степени равномерной предварительной деформации обычно уменьша ет величину показателя упрочнения и сдвигает равновесный электродный по тенциал в отрицательную сторону. Например, по данным Л.И.Гурского и В.А.

Зеленина смещение потенциала достигает -7 мВ у меди М1 и -36 мВ у стали 08кп (рис. 2.4). А так как эти параметры имеют однонаправленное действие, то при прочих равных условиях чувствительность деформированных металличе ских материалов к коррозионно-усталостному разрушению можно оценивать по изменению величины показателя степени деформационного упрочнения при статическом нагружении.

При этом снижение величины показателя А в результате предварительной пластической обработки материала в области равномерных деформаций долж но обусловливать повышение сопротивления коррозионно-усталостному раз рушению, а величина отношения Nc/N - возрастать вследствие увеличения коррозионной долговечности Nc.

Рис. 2.4. Зависимость смещения электродного потенциала и показателя деформационного упрочнения А меди М1 и стали 08кп от степени их предварительной деформации Следовательно, согласно полученному аналитическому уравнению, эффект влияния структуры и свойств после пластической деформации на относитель ные изменения циклической долговечности металлов и сплавов в коррозионной среде по сравнению с долговечностью на воздухе (Nc/N) при прочих равных условиях можно оценивать по величине показателя А деформационного упроч нения при статическом нагружении: снижению в результате пластической об работки величины А должно соответствовать повышение относительной корро зионной долговечности (Nc/N).

3 Основные закономерности влияния термической, механо-термической и пластической обработки на эксплуатационную долговечность материалов 3.1 Изменение механических свойств после различных режимов технологической обработки при статическом нагружении материалов 3.1.1 Цельные материалы Результаты испытания на статическое растяжение со скоростью деформа ции = 2·10-3 с-1 с различными степенями деформации (от 0 до 40%) образцов из холоднокатаных и термообработанных сталей, титановых и алюминиевых сплавов, холоднокатаных и отожженных меди М1 и латуни Л63 приведены в [87, 88].

С ростом степени предварительной деформации (пр.д) материалов их ycловный предел текучести 0,2 и предел прочности В возрастают, а показатели пластичности (относительные удлинение и сужение ) снижаются тем значи тельней, чем ниже энергия дефектов упаковки (э.д.у.) материала [56, 88, 89].

При этом кривые упрочнения для каждого материала располагаются тем выше, чем больше степень их предварительной деформации. Зависимость «истинное напряжение - истинная деформация» предварительно деформированных метал лических материалов иногда оказывается немонотонной, то есть кривые имеют перегиб. В этом случае показатели А1 и А2 характеризуют наклон кривой уп рочнения соответственно до и после перегиба А1 А2.

Величина параметров А1 и A2 уменьшается с ростом степени предвари тельного растяжения. Из сопоставления кривых упрочнения для различных сплавов при равных относительных степенях предварительной деформации (пр.д /i где i - истинная деформация до разрушения при статическом растяже нии) следует [56], что их наклон возрастает с понижением энергии дефекта упаковки материала, где э.д.у. (Дж/м2). Эта зависимость особенно выражена в области малых степеней предварительной деформации.

Известно [57], что энергия активации релаксационных процессов в ГЦК металлах при гомологической температуре 0,25 Тпл,К зависит от энергии дефекта упаковки. Согласно Зегеру энтальпия активации (u) для релаксацион ного механизма пересечения «леса» дислокаций, контролирующего [90] про цесс пластической деформации для рассматриваемых условий, определяется выражением u = uо - V*( - g), (3.1) где V* - активационный объём, равный V* = b · d · l* (b-вектор Бюргерса;

d ширина расщепления дислокации, увеличивающаяся с уменьшением э.д.у.;

l* расстояние между дислокациями "леса", пересекаемыми скользящей дислока цией), = g + s - деформирующее напряжение (g - атермическая компонента, s - термическая компонента, обусловленная стягиванием расщеплённых дисло каций при их пересечении), произведение V* ( - g) - латентная (скрытая) энер гия пластической деформации, связанная с наклёпом, uо - нерелаксированная энергия активации механизма пересечения "леса" дислокаций.

Для малых степеней деформации величина s соизмерима с g (s g), а для больших деформаций g s, то есть при увеличении степени деформации ос новной вклад в упрочнение вносит дальнодействующее упругое взаимодейст вие дислокаций, что приводит к увеличению условного предела текучести с ростом степени предварительного наклёпа [56, 89].

Анализ данных [91] показывает, что отношение s / g различно для материалов с разной величиной э.д.у. Так, для одинаковой степени сдвиговой деформации (более 0,15) в условиях низкой гомологической температуры у меди (э.д.у. = 7·10-2 Дж/м2) s / g 0,05, в то время как у цинка ( = 2,5·10-1 Дж/м2) s / g 0,35. Следователь но, вклад термической компоненты s в пластическое течение металла с увели чением энергии дефекта упаковки возрастает, что обусловливает большую ско рость релаксации напряжений в металлах с высокой и более слабую зависи мость их способности к деформационному упрочнению от предварительного наклёпа по сравнению с металлами с низкой э.д.у. Это подтверждается литера турными данными [92], согласно которым для металлов при одинаковой степе ни предварительной пластической деформации плотность дислокаций возрас тает с уменьшением энергии дефекта упаковки.



Pages:   || 2 | 3 | 4 |
 





 
© 2013 www.libed.ru - «Бесплатная библиотека научно-практических конференций»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.