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:     | 1 || 3 | 4 |

«Федеральное агентство по образованию Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования Нижегородский государственный ...»

-- [ Страница 2 ] --

Исходная структура стали 14Х17Н2 имеет более мелкозернистый мартен сит, чем у стали 20Х13, вид которого практически не изменяется при деформа ции растяжением на 5, 13 и 25%.

Структура сердцевины холоднокатаной стали 12Х18Н10Т имеет более тонкие волокна, чем ее края. На поверхности образца наблюдается зернистая структура, которая значительно измельчается с ростом степени предваритель ного растяжения, при пр.д = 25% наблюдается мелкозернистая структура (рис. 3.1). При этом величина показателей упрочнения А1 и А2 уменьшается с 0,22 и 0,41 до 0,02 и 0,12 соответственно.

Микроструктура стали 20кп на уровне зеренного представления (увеличе ние хЗ00) практически одинаковая как у исходных, так и у деформированных образцов. При этом увеличение степени предварительного наклёпа от 0 до 17% обусловливает повышение прочностных характеристик Т, 0,2 и В и пониже ние характеристик пластичности, и Р.

Исходная микроструктура сталей 08кп, 08ГСЮТ и 08ГСЮФТ состоит пре имущественно из зёрен феррита и небольшого количества перлита для 08кп, а так же карбидных включений для 07ГСЮФТ и 08ГСЮТ [56]. Размер зерна феррита сталей 08кп и 08ГСЮТ равен 10…30 мкм, а для стали 07ГСЮФТ – 20…40 мкм.

Рис. 3.1. Микроструктура стали 12Х18Н10Т:

а - исходное состояние в опасном сечении образца;

б - на поверхности образца;

деформированного на 5% - в;

13% - г;

25% - д. х Рис. 3.2. Микрофрактограммы поверхностей разрыва при растяжении ( = 2·10-3 с-1) листовых образцов из стали 08кп. Увеличение а - 500;

б - Микрофрактограммы поверхностей разрыва при растяжении листовых об разцов из сталей 07ГСЮФТ, 08кп и 08ГСЮТ (рис. 3.2-3.3) свидетельствуют о вязком характере разрушения [93]. В изломе сталей 08ГСЮТ и 07ГСЮФТ чёт ко видны карбидные частицы (размером 4мкм), расположенные преимущест венно в ямках поверхности разрыва. Эти данные согласуются с результатами исследований, проведённых в ИПМ АН УССР [94].

Рис. 3.3. Микрофрактограммы поверхностей разрыва при растяжении ( = 2.10-3с-1) листовых образцов из стали 08ГСЮТ.

Увеличение: а - 520;

б - 2650;

в - Согласно полученным данным, с увеличением степени предварительного наклёпа величины условного предела текучести и предела прочности этих сплавов возрастают, а кривые упрочнения при статическом напряжении распо лагаются выше и становятся положе, независимо от исходного состояния ста лей. При этом увеличение степени наклепа, как правило, обусловливает сниже ние пластических и повышение прочностных характеристик у всех исследован ных металлических материалов.

Поверхностное пластическое деформирование оказывает весьма незначи тельное влияние на механические свойства материалов при статическом нагру жении по схеме растяжения, так как силовое нагружение обычно осуществляет ся равномерно по всему сечению образца [56]. Например, пределы текучести и прочности при растяжении сталей 40Х, 20ХН2М, 35ХГСА в результате правки изгибом и обработки дробью, изменяются лишь в пределах 3%. В то же время ударная вязкость этих сталей вследствие поверхностного наклепа снижается до 20% [24]. В стали 40 после нитроцементации и правки на противоположной приложенной нагрузке стороне правленого образца наблюдаются отдельные микронарушения сплошности и надрывы размером 150 200. При этом плотность дислокаций на поверхности травленых образцов достигает примерно 1012 см и уменьшается по мере удаления от плоскости приложения нагрузки при правке.

3.1.2 Сварные образцы Околошовная зона образцов из стали 12Х18Н10Т со сварным швом после различных режимов предварительной обработки деформируется одинаково с обеих сторон шва с образованием подобных шеек, а кривые упрочнения для обеих околошовных зон совпадают.

Независимо от режима технологической обработки [56] предел прочности сварных (встык) образцов из тонколистовой (2 мм) нержавеющей стали 12Х18Н10Т оказывается ниже ( ~ 13%) по сравнению с исходным (без сварки) состоянием материала. Термообработка, термоправка и поверхностное пласти ческое деформирование стали со сварным швом способствует повышению (~ 9%) ее предела прочности. Наибольший эффект дает пневмодробеструйное упрочнение сварного шва с двух сторон (давление воздуха 0,2МПа;

время 1 мин;

диаметр дроби 0,6…1,2 мм), которое увеличивает предел прочности об разцов с 660 до 751 MПa (на 13,5%), а предел текучести с 272 до 478 МПа (на 75%). Обнаружено, что наиболее высокая микротвердость сварного шва (до 4400 МПа) и околошовной зоны (до 4650 МПа) достигается после пневмодро беструйного упрочнения при давлении воздуха 0,4 МПа в течение 1 мин дро бью 0,6…1,2 мм [95].

В процессе сварки в аустенитной стали 12X18H10T происходит изменение структуры, приводящее к появлению высоких остаточных напряжений в облас ти шва. Сварной шов шириной 3…5 мм состоит из аустенита и -феррита. Тер мообработка сварного шва за счет большей однородности структуры и снятия внутренних напряжений снижает разброс экспериментальных данных.

Более эффективным технологическим способом перераспределения и изме нения остаточных напряжений в сварных соединениях оказывается поверхност ное пластическое деформирование металла шва и околошовной зоны. Например, если остаточные напряжения вдоль сварного шва (y) термообработанных образ цов из стали 12Х18Н10Т являются растягивающими (равны 80…100 МПа на глубине до 0,08 мм), то в результате обработки сварных образцов дробью (дав ление воздуха 0,2 МПа;

время 3 мин;

диаметр дроби 0,6…1,2 мм) они уже ста новятся сжимающими (достигают 500…600 МПа на глубине до 0,1 мм). Оста точные напряжения поперек шва (x), измеренные на глубине 8 мкм, после по верхностного пластического деформирования по этому же режиму составляют 800…900 МПа.

В исходном состоянии материала четко просматривается текстура прокат ки, особенно в центре сечения образца. Предварительная деформация растяже нием до 25% приводит к измельчению зерна.

Операция «термоупрочнение пучком проволоки» сварных швов из стали 12Х18Н10Т делает структуру у края сечения более мелкодисперсной по срав нению с операцией «упрочнение пучком проволоки». Введение перед «упроч нением пучком проволоки» термообработки (нормализация) еще больше из мельчает структуру и уменьшает толщину волокон у края сечения.

Предварительное растяжение (до 5%) термообработанной сварной стали 12Х18Н10Т упрочняет материал и измельчает зерна, хотя текстура прокатки остается заметной.

Наибольшее значение показателей упрочнения А1 и А2 у сварных образцов наблюдается после режимов обработки: «сварка» - 0,381 и 0,516;

«сварка + тер моправка» - 0,458 и 0,458 соответственно. Все другие виды обработки сварных швов приводят к уменьшению величины показателя деформационного упроч нения. Двухстороннее упрочнение шва способствует значительному снижению величин А1 и А2 по сравнению с односторонним упрочнением.

Из анализа кривых деформационного упрочнения сваренных листовых об разцов из сталей 20кп, 08кп, 08ГСЮТ 07ГСЮФТ [88] следует, что критическая степень деформации, соответствующая перелому кривых, составляет ~ 2-5%.

По окончании этой стадии начинается интенсивное упрочнение с высоким зна чением величины показателя А. Исходя из представления, что в общем случае кривые деформационного упрочнения имеют сигмообразный (_/ ) вид с тремя стадиями упрочнения, можно кривые упрочнения предварительно деформиро ванных образцов отнести к третьей стадии затухающего, предшествующего разрушению, упрочнения с низким показателем А.

Деформационное поведение сварных образцов из сталей 08кп и 08ГСЮТ характеризуется примерно одинаковым (0,23 и 0,22 соответственно) показате лем А2, у стали 07ГСЮФТ он ниже (0,16…0,19). При этом если у первых двух сталей перелома на кривых упрочнения практически нет, то у стали 07ГСЮФТ он явно выражен, и первая стадия деформации у неё имеет довольно значи тельную протяженность (~ 5%).

На основании результатов проведенных исследований можно сделать сле дующие выводы:

- показатели прочности и текучести (В и 0,2) увеличиваются, а показатели пластичности ( и ) уменьшаются с ростом степени предварительной дефор мации тем значительнее, чем ниже энергия дефекта упаковки металлических материалов, что объясняется структурными изменениями в результате предва рительного наклёпа;

- в общем случае кривые деформационного упрочнения при статическом растяжении исследованных материалов и их сварных соединений располагают ся тем выше, а величина показателей степени A1 и А2 в уравнении кривой уп рочнения тем меньше, чем больше степень предварительной деформации. Эта зависимость усиливается с ростом э.д.у. материала;

- ППД по различным режимам приводит к повышению прочности и преде ла текучести и снижению деформационного упрочнения при статическом рас тяжении А1 и А2 сваренных встык образцов из стали аустенитного класса 12Х18Н10Т. Наиболее высокое значение В (751 МПа) и 0,2 (478 МПа) имеет сварное соединение этой стали после пневмодробеструйной обработки шва с двух сторон ( Р = 0,2 МПа, 1мин, дробь 0,6…1,2 мм), а самая высокая микро твердость (до 4400 МПа) сварного шва и околошовной зоны (до 4650 МПа) достигается после пневмодробеструйной обработки при давлении воздуха 0, МПа в течение 1 мин-дробью 0,6…1,2 мм;

- наибольшее значение показателей упрочнения А1 и А2 у сварных соеди нений из стали 12Х18Н10Т выявлено после режимов технологической обработ ки: «сварка» - 0,381 и 0,516;

«сварка + термоправка» - 0,458 и 0,458 соответст венно.

3.2 Влияние режимов технологической обработки на сопротивление коррозионной усталости металлических материалов и сварных соединений Анализ результатов экспериментов [56, 87, 88, 93, 96-98] показывает, что эффект влияния коррозионной среды (3%-ный раствор NaCl в воде) на сопро тивление усталости металлических материалов зависит от их природы и исход ного состояния, амплитуды приложенного напряжения, а также степени и ско рости предварительного пластического деформирования.

3.2.1. Термическая обработка Циклическая долговечность и предел выносливости металлических мате риалов при эксплуатации в коррозионных средах, как правило, ниже, чем на воздухе.

Влияние коррозии усиливается с ростом продолжительности испытания, а поэтому кривые Веллера для коррозионной усталости непрерывно снижаются [56].

Режим термической обработки материалов определяет их сопротивление разрушению в условиях одновременного воздействия коррозии и циклических нагрузок. При термообработке границы зерен в сталях обычно обогащаются примесями, и в связи с этим усиливается действие границ как анодов в электро химических парах. Этим обеспечивается интеркристаллическое разрушение и существенное (на порядок) увеличение долговечности крупнозернистых мате риалов по сравнению с мелкозернистыми [1].

Стали с мартенситной структурой хуже сопротивляются коррозионной ус талости, чем стали, имеющие перлит-ферритную, сорбитную или трооститную структуру. Все режимы технологической обработки, приводящие к появлению в сталях мартенсита, вызывают снижение их сопротивления коррозионно усталостному разрушению. Разница в абсолютных величинах условного преде ла коррозионной выносливости стали с различным структурным состоянием при увеличении базы испытания уменьшается. Легирование среднеуглероди стой стали хромом, никелем, марганцем, кремнием до 5% не улучшает сопро тивление коррозионной усталости [1].

Коррозионная среда понижает сопротивление усталости холоднокатаной с последующей закалкой (910 оС, охлаждение на воздухе) и старением (450 оС) мартенсито-аустенитной стали СН-ЗМ. Так, по нашим данным, при а = МПа долговечность этой стали на воздухе составляет 1,88·105 циклов, а в среде 3%-ного раствора морской соли в воде - лишь 1,44 105 циклов, т.е. в ~ 1,3 раза меньше.

3.2.2 Механотермическая обработка Опубликованных данных по этому вопросу недостаточно, чтобы устано вить общие для металлических материалов закономерности [56].

По нашим данным, циклическая долговечность алюминиевого сплава В95пчТ2 (закалка-нагрев до 465…475 оС, выдержка - 1 ч, охлаждение в воде;

правка-растяжение в свежезакаленном состоянии на 1,7%;

старение – сначала при 120 оС, 5 ч, а потом при 18О оС, 6 ч) в коррозионной среде (3%-ный раствор NaC1 в воде) меньше, чем на воздухе. Уменьшение долговечности под влияни ем коррозионной среды особенно характерно для низких амплитуд приложен ного напряжения. Так, долговечность в коррозионной среде, по сравнению с испытанием на воздухе, понижается примерно в 1,15 раза при а = 400 МПа и примерно в 6,3 раза при амплитуде 210 МПа [56].

Предварительное пластическое деформирование нержавеющих сталей ти па Х18Н10Т и ОХ18АГ15 улучшает их стойкость против коррозии под напря жением в 5-10 раз. Последующее после деформации изотермическое старение при 500800оС способствует повышению коррозионно-усталостной прочности стали Х18Н10Т [1].

Закалка и высокий отпуск не изменяют предел выносливости (долговеч ность 2·107 циклов) сталей 30XHЗA и 30ХГСА после растяжения на 2,6 и 5,3% при круговом изгибе в водопроводной воде, но уменьшают при испытании на воздухе [21].

3.2.3 Степень объемного пластического деформирования Медь и латунь Данные по усталости при комнатной температуре образцов из меди M1 и латуни Л63 после различных режимов термической и пластической обработки приведены в работах [56, 99].

Полученные результаты показывают, что эффект влияния предварительно го наклепа на циклическую долговечность образцов при комнатной температу ре зависит от уровня приложенного напряжения, природы материала и его ис ходного состояния. Так, при большой амплитуде (а = 400 MПa) долговечность тянутой латуни растет с 9,67·103 циклов при пр.д = 0% до 2,09·104 циклов при пр.д = 13%. Дальнейшее увеличение пр.д до 25% приводит лишь к незначи тельному росту долговечности (до ~ 2,11·104 циклов).

Эффект влияния предварительного растяжения на изменение долго вечности отожженной меди иной, чем для меди в состоянии поставки (тянутой).

Так, циклическая долговечность отожженной меди M1 при а =280 МПа с 2,2·103 циклов возрастает до 5,64·103 циклов после пр.д = 25% (в 2,6 раза). Для тянутой же меди M1 долговечность при том же напряжении увеличивается с 4,81·103 циклов при пр.д = 0% до 8,65·103 при пр.д = 5%, а затем при пр.д = 13% снижается до 5,11·103 циклов.

С уменьшением амплитуды напряжения максимальное значение долговеч ности тянутых меди M1 и латуни Л63 смещается в область малых степеней предварительного растяжения, причем у М1 быстрее, чем у Л63.

При достаточно низких амплитудах приложенного напряжения цикличе ская долговечность тянутых материалов с ростом пр.д монотонно снижается, например с 5,68·105 циклов при пр.д = 0% до 5,50·105 циклов при пр.д = 13% у тянутой латуни Л63 (а = 170 МПа).

В то же время, с понижением уровня напряжения эффект предварительной деформации отожженной M1 усиливается, и при а = 100 МПа ее долговечность возрастает в 3,6 раза (с 8,36·105 циклов до 2,28·106 циклов) при пр.д = 25%, по сравнению с недеформированной.

Сопоставление полученных вероятностных кривых распределения долго вечности при консольном изгибе с вращением частотой 50 Гц отожженной и холоднокатаной меди М1 (рис. 3.4), отожженной, холоднокатаной и холоднока таной с дополнительной деформацией растяжением до 25% латуни Л (рис. 3.5) показывает, что циклическая долговечность материалов снижается под действием коррозионной среды независимо от их обработки. Однако цик лическая долговечность деформированных образцов из меди Ml в коррозион ной среде оказывается выше, чем отожженных.

Например, при а = 200 МПа долговечность на воздухе и в коррозионной среде равна, соответственно, 13900 и 5400 циклов для отожженной, в то время как для холоднокатаной - 50600 и 13800 циклов, то есть в 2,56 раза больше.

Интенсивность снижения коррозионной долговечности латуни Л63, по сравнению с испытанием на воздухе, уменьшается с ростом степени предвари тельного наклепа и составляет (при а = З00 МПа) 69,7% для отожженной, 67,3% для холоднокатаной и 27,4% для холоднокатаной с последующим растя жением на 25%.

Циклическая долговечность при напряжении 300 МПа в 3%-ном растворе морской соли в воде холоднокатаной латуни Л63 после дополнительной де формации растяжением до 25% возрастает в 2,96 раза, а по сравнению с ото жженным состоянием - в 37,4 раза.

Рис 3.4. Вероятностные кривые распределения долговечности отожженной (1 и 2) и холоднокатаной (3 и 4) меди Ml при испытании на воздухе (2 и 4) и в коррозионной среде (1 и 3). Консольный изгиб с вращением с частотой 50 Гц, а = 200 МПа Рис 3.5. Вероятностные кривые распределения долговечности отожженной (1 и 2), холоднокатаной (3 и 4) и холоднокатаной с дополнительной деформацией (растяжение на 25%, =21О-2с-1) (5 и 6) латуни Л63 при ис пытании на воздухе (2, 4 и 6) и в коррозионной среде (1, 3 и 5). Консоль ный изгиб с вращением с частотой 50 Гц, а = 300 МПа Алюминиевый высокопрочный сплав Д19АТ Установлено [97], что с ростом пр.д плоских образцов из закаленного и ес тественно состаренного алюминиевого сплава Д19АТ наблюдается монотонное снижение циклической долговечности на воздухе, усиливающееся при пониже нии амплитуды симметричного консольного изгиба с частотой 25 Гц (рис. 3.6).

Так, долговечность этого сплава после деформации осадкой на гидропрессе до 29% снижается в 3,2 раза при амплитуде 300 MIIa и в 4,3 раза при а = 200 МПа.

С ростом степени предварительной деформации сплава Д19АТ его долговеч ность в коррозионной среде наоборот, интенсивнее снижается при высоких ампли тудах напряжения, чем при низких, и если, например, долговечность сплава в кор розионной среде после 29%-ой деформации уменьшается в три раза при напряже нии 300 МПа, то при напряжении 200 МПа - только в 2,6 раза. При этом влияние коррозионной среды на снижение циклической долговечности более существенно для термообработанного состояния, чем для деформированного. Так, при амплиту де приложенного напряжения 200 МПа коррозионная долговечность плоских тер мообработанных образцов из этого сплава в 3,4 раза ниже, чем долговечность на воздухе, в то время, как деформированных, например, до 29% - лишь в 2,0 раза. Та кая же зависимость наблюдается и при высоких напряжениях.

.

Рис. 3.6. Кривые усталости образцов из закаленного и естественно соста ренного алюминиевого сплава Д19АТ при консольном изгибе с частотой 25Гц для различных степеней предварительной осадки;

- испытание на воздухе;

----- - в коррозионной среде Конструкционные стали Согласно полученным в работе данным сопротивление усталости закален ных и высокоотпущенных сталей 40Х, 20Х13 и 14Х17Н2 в области больших амплитуд напряжений более высокое, а в области малых амплитуд, напротив, более низкое в коррозионной среде, чем на воздухе.

Для закаленных с высоким отпуском сталей 20Х13 и 14Х17Н2 мартенсит ного класса влияние степени предварительной деформации на ограниченный предел выносливости RN и долговечность N также зависит от амплитуды при ложенного напряжения [100].

При высоких амплитудах (N 104 циклов) предварительная деформация увеличивает N и RN стали 20Х13, но эффект величины пр.д практически не об наруживается. При амплитудах, соответствующих N 104 циклов, RN и N этой стали уменьшаются с ростом пр.д, особенно при пр.д = 5 и 13%, и тем в боль шей степени, чем ниже а, как и для стали 14Х17Н2 при N 103 циклов, у кото рой, однако, пр.д = 25% вызывает повышение долговечности по сравнению с пр.д = 5 и 13% почти до уровня долговечности недеформированных образцов.

Сопротивление коррозионной усталости сталей 20Х13 и 14Х17Н2 (после за калки с высоким отпуском) в области больших амплитуд напряжения более высо кое, а в области малых а, наоборот, более низкое, чем при испытании на воздухе.

Растяжение образцов (до 25%) приводит к повышению долговечности в коррозионной среде при высоких амплитудах испытания, но оказывается ниже, чем на воздухе при низких напряжениях. Например, при амплитуде 380 MПa после пр.д. =25% коррозионно-циклическая долговечность сталей 14Х17Н2 и 20Х13 снижается соответственно в 1,51 и 1,26 раза по сравнению с долговечно стью термообработанных образцов на воздухе (рис. 3.7).

Увеличение степени предварительной деформации стали 40Х [101] при высоких амплитудах (например, 500 МПа) на воздухе приводит вначале к росту циклической долговечности (с 1 220 до 10 600 циклов при пр.д = 5%), затем к некоторому ее снижению (до 5 290 циклов при пр.д =10%) и последующему увеличению до 12 800 циклов при деформации 29%.

При низких уровнях приложенного напряжения циклическая долговеч ность имеет максимум при деформации 10%. Так, при а = 200 MПa долговеч ность увеличивается с 119 060 до 937 000 циклов при пр.д = 10%, а затем после деформации 22% снижается до 812 000 циклов.

Деформация на 5% приводит к некоторому снижению коррозионной дол говечности (c 6 300 до 5 200 циклов при напряжении 500 MПa и с 322 000 до 133 000 циклов при 200 MПa), а на 22% - к увеличению (до 10 200.циклов при амплитуде 500 МПа и до 259 000 циклов при 200 МПа). При этом для малых амплитуд напряжения коррозионная долговечность стали 40Х в исходном со стоянии все же выше, чем деформированной даже на 22%.

Установлено, что циклическая долговечность сталей 08кп, 08ГСЮТ и 07ГСЮФТ при высоких амплитудах симметричного консольного изгиба с час тотой 25 Гц плоских образцов (1,0 х 10,0 мм) в результате предварительной де формации осадкой сначала, до степени 5%, несколько возрастает, а затем, при степени 29%, снижается.

lgN lgN lgN 5, 4,0 а = 700 МПа 5,0 а = 500 МПа а = 380 МПа 5, 3, 4, 4, 3, 4, 0% 25% 0% 25% 0% 25% Рис.3.7. Влияние предварительной деформации образцов из стали 14Х17Н2 на их долговечность на воздухе (без штриховки) и в коррозионной среде (со штриховкой) Предварительная деформация до 29% способствует повышению долговеч ности сталей 07ГСЮФТ и 08ГСЮТ при малых уровнях амплитуд.

Сталь 08кп в состоянии поставки имеет предел выносливости на воздухе 312 МПа при 106 циклов, который превышает этот параметр для стали 07ГСЮФТ в 1,6 раза (198 МПа) и для стали 08ГСЮТ в 1,4 раза (227 МПа). В коррозионной среде 08кп в состоянии поставки имеет ограниченный предел выносливости 368 МПа на базе 105 циклов. Он превышает сопротивление кор розионной усталости 07ГСЮФТ в 1,59 раза (RC = 231 МПа) и стали 08ГСЮТ в 1,69 раза (RC = 218 МПа).

Пластическое деформирование осадкой на 5, 17 и 29% улучшает сопротив ление усталости на вездухе сталей 07ГСЮФТ (до 1,31 раза) и 08ГСЮТ (до 1,04 раза). Однако механические характеристики стали 08кп, с учетом техно логической обработки, оказываются более стабильными и превосходящими свойства сталей 08ГСЮТ и 07ГСЮФТ. После осадки до степени 29% предел выносливости на воздухе деформированной стали 08кп составляет 299 МПа (долговечность 106 циклов), а сталей 07ГСЮФТ и 08ГСЮТ - 259 и 251 МПа, соответственно.

В коррозионной среде ограниченный предел выносливости деформирован ной стали 08кп составляет 368 МПа (долговечность 105 циклов), а сталей 07ГСЮФТ и 08ГСЮТ, также после осадки (29%), - 259 МПа и 263 МПа соот ветственно.

Аналогичные результаты получены для этих марок сталей в ФМИ АН УССР, при испытании на малоцикловую усталость на машине ИП-СМ пульси рующим (отнулевым) изгибом с частотой 0,83 Гц при амплитуде деформации 0,25 и 0,5% в жестком режиме нагружения. Установлено [102], что образцы из стали 08кп имеют лучшие эксплуатационные характеристики, чем образцы из стали 08ГСЮТ, особенно в коррозионной среде и при меньших значениях ам плитуды относительной деформации.

В работе [56] представлены уравнения кривых усталости для холодноката ной стали 08Ю после осадки (0 и 12%) при испытании на воздухе и в коррози онной среде. Предварительная деформация осадкой на 12% при а = 250 MIIa стали 08Ю снижает долговечность в 1,37 раза при испытании на воздухе и не значительно увеличивает (в 1,02 раза) в коррозионной среде. При пониженных уровнях амплитуд нагружения деформация 12% сказывается на долговечности холоднакатаной стали О8Ю в различных средах испытания неоднозначно: на воздухе более резко снижается (в 1,42 раза при а =150 МПа), чем в 3%-ном водном растворе морской соли.

При этом, если в холоднокатаном состоянии долговечность стали 08Ю в коррозионной среде уменьшается по сравнению с испытанием на воздухе в 2,2 раза (при а =150 МПа), то после осадки на 12% - лишь в 1,95 раза (при том же напряжении).

Обнаружено [88], что при малых степенях пр.д (2-5%) у образцов из холод нокатаной аустенитной стали 12X18H10T наблюдается «провал» долговеч ности, который с понижением амплитуды напряжения смещается в область бо лее высоких деформаций (рис. 3.8).

lgN 6, 5, 5, 4, 4, пр.д 0 10 Рис. 3.8. Влияние степени предварительной деформации образцов из холоднокатанной стали 12Х18H10T на их долговечность для напряжений:

1 - 240 МПа;

2 - 300 МПа;

3 - 380 МПа;

4 - 450 МПа В случае очень высоких амплитуд приложенного напряжения для стали 12Х18Н10Т кривые зависимости долговечности от наклепа имеют максимум при степени 5% (при а = 450 МПа долговечность увеличивается в 1,2 раза).

Для низких напряжений долговечность образцов из этой стали резко уменьша ется при увеличении деформации от 0 до 5%, несколько возрастает при степени 13% и снова снижается при степени 25%.

3.2.4 Скорость объемной пластической деформации Алюминиевые сплавы Д19АМ и 01420Т Нами обнаружено [56, 98, 103],что циклическая долговечность на воздухе алюминиевого сплава Д19АМ с повышением степени деформации при осадке на прессе "Амслер" (9, 18, 29 и 40 % со скоростью деформации 8·10-2 с-1) возрастает.

Образцы после деформирования подвергались закалке (нагрев до 500оС, выдержка 30 мин, охлаждение в воде) и естественному старению (рис. 3.9).

Однако эта зависимость оказывается немонотонной. При амплитуде на пряжения 150 МПа максимальную долговечность имеет сплав при степени 29%, при которой она увеличивается в ~ 7,2 раза.

Рис. 3.9. Зависимость долговечности алюминиевого сплава Д19АМ от степени предварительной деформации с последующей термообра боткой (500°С, 30 мин, охлаждение в воде, естественное старение):

1 и 2 - осадка на прессе «Амслер»;

3 - осадка на молоте;

1 - на возду хе;

2 и 3 - в коррозионной среде. Консольный изгиб с частотой 25 Гц, a = 150 МПа Деформация до степени 40% приводит после термообработки к укрупне нию интерметаллидной фазы в структуре сплава Д19АМ, обуславливающему повышение его долговечности лишь в 2,6 раза (по сравнению с исходным со стоянием).

Подобная же закономерность наблюдается при испытании в 3%-ном вод ном растворе морской соли, но долговечность алюминиевого сплава в исход ном состоянии и после штамповки на прессе «Амслер» в 1,2…2,3 раза ниже, чем на воздухе, а ее максимум относится к деформации 18%.

Осадка сплава Д19АМ на молоте (скорость деформации 10·102 с-1) смещает максимум долговечности в область степени 9%. Коррозионно-усталостное раз рушение в этом случае развивается медленнее (в ~ 1,2 раза) по сравнению с об разцами, деформированными до 9% на прессе (скорость деформации 8·10-2 с-1), даже при испытании их на воздухе.

Натурные эксперименты, проведенные нами на Горьковском авиационном производственном объединении (ГАПО) по схеме пульсирующего сдвига силой 30кН деталей из алюминиевого сплава Д19АМ, отштампованных на молоте, показывают отсутствие усталостных разрушений в зонах с наибольшими оста точными пластическими деформациями (до 15%), несмотря на действующие там максимальные напряжения, зафиксированные тензодатчиками.

Циклическая долговечность алюминиевого сплава 01420T при симметрич ном консольном изгибе с частотой 25 Гц на воздухе (рис. 3.10, кривые 3 и 4) плоских образцов, вырезанных вдоль прокатки, после закалки (460 оС, 20 мин, охлаждение в вoдe) во много раз выше (например, при а = 160 МПа примерно в 18,5 раза) по сравнению с долговечностью сплава после механико термической обработки: осадка на молоте до степени 18% со скоростью дефор мации 10·102 с-1;

нагрев до 430 оС, выдержка 30 мин, охлаждение на воздухе;

нагрев до 120оС, выдержка 5 часов, охлаждение на воздухе, в результате кото рой образуюся субзерна и микропоры [56, 98, 103, 104].

Рис. 3.10. Вероятностные кривые распределения долговечности алюминиевого сплава 01420Т:

1, 3 - механико-термическая обработка, 2, 4, 5 - закалка. Симмет ричный консольный изгиб с частотой 25 Гц при a = 100 МПа на воздухе (3, 4, 5) и в коррозионной среде (1, 2). Образцы, вырезанные вдоль (1, 2, 3, 4) и поперек (5) волокон прокатки 0днако такая механотермическая обработка снижает долговечность сплава 01420Т в меньшей мере (при амплитуде 160 MПa примерно в 3,4 раза), чем в случае нагружения образцов в коррозионной среде (рис. 3.10, кривые 1 и 2) [105, 106].

При малоцикловой усталости наблюдается с повышением степени наклепа при осадке на молоте и прессе ( = 100 и 0,08 с-1 соответственно) улучшение сопротивления усталости сплава 01420Т, так как в этих условиях нагружения разрушение контролируется механизмом поперечного скольжения дислокаций [107], который способствует релаксации напряжений в упроченном материале и, вследствие этого, снижению его долговечности. Например, изменение пр.д от 9 до 18 % при осадке на гидропрессе закаленного металла с поперечным на правлением волокон прокатки приводит к росту долговечности при а = МПа на 15% (с 4730 до 5540 циклов) [108].

Деформирование закаленного материала на молоте до пр.д = 29% повыша ет циклическую долговечность при а =210 MIIa образцов с продольным распо ложением волокон прокатки на 41% (с 2350 до 3610 циклов), а, по сравнению с ними, образцов с поперечными волокнами - в 5,2 раза (с 3610 до 18800 циклов).

При этом сопротивление усталости образцов, вырезанных поперек волокон, лучше, чем у вырезанных вдоль;

это наблюдается независимо от технологиче ской обработки алюминиевого сплава 01420 (закалка;

деформация с разными степенями, вплоть до 40%, co скоростью 8·10-2 и 102 с-1 и последующая тер мообработка) и среды испытания (воздух и 3% - ный водный раствор морской соли). Например, долговечность при напряжении 160 МПа закаленного сплава 01420Т в 3,5 раза больше (рис. 3.10, кривые 4 и 5) для образцов с поперечным (по сравнению с образцами с продольным) направлением волокон прокатки.

Эта зависимость подтверждается натурными экспериментами, которые по казали, что циклическая долговечность листовых изделий (гофровых панелей) из сплава 01420Т, отштампованных с поперечным направлением волокон, пре вышает долговечность таких же изделий с продольным расположением волокон прокатки. Натурные испытания показали также, что при одной и той же силе пульсирующего сдвига (30 кН) циклическая долговечность штампованных на молоте листовых деталей (гофровых панелей) из сплава 01420Т в 1,7 раза вы ше, чем из сплава Д19АМ.

Титановые сплавы ОТ4-1 и ВТ На рис. 3.11 представлены полученные в работе вероятностные кривые распределения циклической долговечности титанового сплава ОT4-1, испытан ного на симметричный консольный изгиб с частотой 25 Гц на воздухе и в кор розионной среде в холоднокатаном состоянии и после деформации до 10% на молоте и гидропрессе ( = 102 и 8·10-2 с-1 соответственно). Анализ эксперимен тальных данных свидетельствует о преимуществе молотовой штамповки для повышения эксплуатационной надежности листовых деталей из этого сплава [97]. Например, осадка на молоте увеличивает при а =450 МПа долговечность сплава в 2,5 раза при испытании на воздухе и в 1,5 раза в среде 3%-ного водно го раствора NaC1. После осадки на гидропрессе долговечность на воздухе прак тически не изменяется, а в коррозионной среде уменьшается в 1,3 раза по срав нению с образцами в исходном (недеформированном) состоянии.

Предварительная осадка образцов из холоднокатаного листового сплава ВТ20 до 10% на прессе и до 10 и 20% на молоте повышает их долговечность (рис. 3.12). Так, при амплитуде напряжения 350 МПа для осаженных на молоте до степени 20% долговечность поперечных образцов возрастает ~ в 5 раз, что сопровождается измельчением микроструктуры (становится дисперснее), а ин терметаллидные включения более равномерно распределяются по сечению об разца.

Nцикл а Рис. 3.11. Кривые распределения долговечности сплава ОТ4-1 при испытании на воздухе - 2, 5, 6 и в коррозионной среде - 1, 3, 4: 1, 2 исходное состояние (холоднокатаный);

3, 5 - осадка (10%) на гидро прессе;

4, 6 - осадка на молоте (10%). Консольный изгиб с частотой 25 Гц, a = 450 МПа Циклическая долговечность поперечных образцов в исходном состоянии значительно ниже, чем продольных, так как в отдельных сечениях поперечных образцов имеются места скопления микросегрегатов (из-за их неравномерного распределения), играющих роль концентраторов напряжений.

Рис. 3.12. Зависимость долговечности сплава ВТ-20 от степени осадки:

1 - на прессе;

2, 3 - на молоте;

1 и 2 - образцы вырезаны вдоль волокон, 3 - поперек волокон. Симметричный консольный изгиб с частотой 25 Гц при напряжении 350 МПа При этом долговечность продольных образцов после осадки на молоте ни же (~ на 20%), чем после осадки на прессе. Это может быть связано с образова нием в первом случае более дефектного слоя, вызванного большим нагревом поверхности образца в процессе предварительной деформации (из-за высокой ее скорости). В то же время долговечность деформированных на прессе и моло те продольных образцов все же выше, чем у образцов в исходном состоянии, что может быть обусловлено более дисперсной их структурой.

Конструкционные стали Мартенситные стали 20Х13, 14Х17Н2 и ВНС-2М. Анализ результатов ус талостных испытаний [56,87] образцов из закаленных и высокоотпущенных сталей мартенситного класса 20Х13 и 14Х17Н2 для разных скоростей ( = 1,1·10-3, 5,6·10-3 и 2,8·10-2 с-1), предварительной деформации растяжением на 25% показывает, что у обеих сталей ниже всех располагаются кривые уста лости при = 1,1·10-3 с-1, а тангенс угла наклона их в этом случае наибольший.

При высоких а долговечность постоянно увеличивается с ростом (рис.

3.13 и 3.14, кривые 1). В многоцикловой же области повышение от 1,1·10-3 с- до 5,6·10-3 с-1 значительно повышает долговечность сталей, например, при а = 300 МПа в ~ 3,0 раза для стали 20Х13 и в 2,0 раза для стали 14Х17Н2.

Дальнейший рост до 28·10-З с-1 незначительно снижает циклическую дол говечность этих материалов: в 1,07 и 1,21 раза у сталей 20Х13 и 14Х17Н2 соот ветственно (рис. 3.13 и 3.14, кривые 4).

Циклическая долговечность пассивированных после термообработки (505 ОС, 2,5 часа;

охлаждение на воздухе) плоских образцов из мартенситной стали ВНС-2М выше, чем только термообработанных (рис. 3.15) и, например, при амплитуде напряжений 750 МПа составляет 4,05*104 циклов против 1,38*104 циклов соответственно [97, 98].

Предварительная осадка образцов с последующей термообработкой, как правило, повышает их циклическую долговечность. Однако при высоких ам плитудах напряжений осадка на молоте до 5% приводит к некоторому сниже нию долговечности. Так при напряжении 850 МПа долговечность деформиро ванных до 5% на молоте образцов снижается в 1,6 раза, в то время как при этой же степени деформации на прессе - возрастает в 2,0 раза. При низких амплиту дах напряжений (например, 750 МПа) долговечность образцов из этой стали, осаженных на молоте и прессе до степени 10% с последующей термообработ кой, возрастает в 3,04 и 1,89 раза, соответственно по сравнению с исходными (термообработанными) образцами.

Рис. 3.13. Влияние скорости предварительной дефор мации образцов из стали 20Х13 на их долговечность для напряжений:

1 - 700 МПа;

2 - 500 МПа;

3 - 380 МПа;

4).- 300 МПа;

np.д = 25% Эффект скорости предварительной деформации на долговечность сплава ВНС-2М также зависит от амплитуды приложенного напряжения. Так, если при напряжении 850 МПа долговечность стали после осадки на молоте до 22% (1,19*104 циклов) почти соответствует долговечности после осадки на прессе до 10% (1,24*104 циклов), то при напряжении 750 МПа ее величина для образцов, осаженных до 22% на молоте несколько (в 1,1 раза) выше, чем деформирован ных до этой же степени на прессе. При этом структура материала более мелко дисперсна, чем в исходном (недеформированном) состоянии.

, с-1(·10-3) Рис. 3.14. Влияние скорости предварительной деформации образцов из стали 14Х17Н2 на их долговечность при комнатной температуре для напряжений:

1 - 700 МПа;

2 - 500 МПа;

3 - 380 МПа;

4 - 300 МПа;

np.д = 25% Наблюдаемое повышение сопротивления усталостному разрушению с рос том степени предварительной осадки образцов подтверждается натурными ис пытаниями штампованных гофровых панелей из этой стали. Кривая распреде ления циклической долговечности отштампованных на молоте натурных гоф ровых панелей из стали ВНС-2М при симметричном цикле нагружения внут ренним давлением 1,2 атм и статистическая обработка результатов этих испы таний выявили малый разброс экспериментальных данных (менее 1%), что сви детельствует о высокой стабильности усталостных свойств этого сплава. Ме стом зарождения усталостных трещин является участок перехода с гофр на плоскую часть панели, где наряду с возможным действием концентратора на пряжений имеет место практически нулевая степень предварительной пласти ческой деформации. Это подтверждает полученные на образцах выводы об уве личении циклической долговечности с ростом степени предварительной осадки образцов.

Рис. 3.15. Влияние пассивации (1") и степени предварительной осадки на молоте (1, 2) и гидропрессе (1', 2') с последующей термообработкой (505 ОС, 2,5 ч;

охлаждение на воздухе) на долговечность мартенситной стали ВНС-2М при амплитудах напряжений (МПа):

1, 1', 1" - 750;

2, 2' - 1 Аустенитная сталь ЭИ878-М1. Влияние степени предварительной осад ки плоских образцов из аустенитной стали ЭИ878-М1 на их долговечность так же существенно зависит от скорости деформации (на молоте и гидропрессе) и уровня приложенного напряжения [97,98]. С ростом степени деформации со противление усталостному разрушению сплава повышается больше после штамповки на молоте, чем на прессе (рис. 3.16).

2 Так, при низких уровнях приложенного напряжения (400 МПа) с ростом предварительной пластической деформации долговечность сплава вначале увели чивается с 4,06*104 циклов в исходном состоянии до 1,92*106 циклов после осадки на молоте ( = 22%) и 1,67*105 циклов на прессе ( = 10%), а затем незначительно уменьшается - до 1,62*106 циклов ( = и циклов 1,53* 36%) ( = 22%) соответственно (рис. 3.16, кривые 1 и 1').

Рис. 3.16. Влияние степени предварительной деформации осадкой на молоте (1, 2, 3, 4, 5) и гидропрессе(1, 2, 3, 4, 5) на долговечность аустенитной стали ЭИ-878-М1. Симметричный консольный изгиб с частотой 25 Гц при a = 400 МПа (1, 1), 500 МПа (2, 2), 600 МПа (3, 3), 700 МПа (4, 4) и 800 МПа (5, 5) 3 Усталостная прочность сплава ЭИ-878-Ml с увеличением степени наклепа повышается, особенно после осадки на молоте, например, на базе 105 циклов (пр.д = 22%) в 1,7 раза по сравнению с 1,27 раза при деформации на гидропрессе.

4 В случае высоких амплитуд циклического нагружения, как и для сталей 20Х13 и 14Х17Н2, рост степени предварительной деформации вызывает моно тонное повышение долговечности образцов из данного сплава (рис. 3.16, кри вые 4, 4', 5, 5'), более существенное после штамповки на молоте, чем на гидро прессе.

5 Циклическая долговечность отштампованных на молоте (скорость де формации 102 с-1) гофровых панелей из данного сплава в 2,9 раза выше, чем де формирванных на прессе (скорость деформации 8·10-2 с-1). Положительный эф фект предварительной деформации на повышение сопротивления усталости панелей обусловлен изменением структуры материала, которая после штампов ки на молоте имеет равномерное волокнистое строение (рис. 3.17). Металло графические и фрактографические исследования показали, что при больших степенях деформации (36% на молоте и 22% на прессе) в структуре материала появляются несплошности между волокнами прокатки в результате их расслое ния. Их количество и длина растут по мере увеличения наклепа и при осадке на молоте до 36% появляются микротрещины, пересекающие волокна [109, 110].

a б Рис.3.2.5.Микроструктура стали ЭИ878-М1 в исходном состоянии (а) 3.17. Поверхностное пластическое деформирование и после осадке на молоте до степени 36% (б) увеличение х 3.2.5 Поверхностное пластическое деформирование Поверхностные пластические деформации (обкатка шариками и роликами, обдувка дробью, алмазное выглаживание, гидродробеструйная обработка, вибро галтовка, виброшлифование, кавитация в щелочной среде и другие) являются од ним из наиболее распространенных и эффективных технологических методов по вышения сопротивления разрушению сталей при циклическом нагружении [23, 56, 111, 112].

Анализ результатов проведенных исследований показывает, что изменение сопротивления усталости на воздухе и в коррозионной среде определяется физи ко-химическим состоянием и шероховатостью поверхностного слоя изделий, ха рактером распределения и величиной остаточных напряжений в нем, амплитудой действующего напряжения и степенью агрессивности среды эксплуатации.

На рис. 3.18-3.20 представлены вероятностные кривые распределения цик лической долговечности цилиндрических образцов из сталей 35ХГСА, 20ХН2М и 40Х после различных режимов обработки [113]. Из них следует, что дробеструйная обработка после правки существенно повышает долговечность цилиндрических образцов из закаленной (900 оС, выдержка 20 мин., масло) с высоким отпуском (425 оС) стали 35ХГСА в 1,5 раза (рис. 3.18), цементованной (на слой 0,9…1,2 мм) с закалкой и низким отпуском (180 оС) стали 20ХН2М в 1, раза (рис. 3.19) и нитроцементованной (на слой 0,4 мм) закаленной с низким от пуском (180 оС) стали 40Х в 4,3 раза (рис. 3.20). При этом заметное повышение долговечности образцов с ППД наблюдается для всех вероятностей разрушения.

Рис. 3.18. Кривые распределения долговечности образцов из стали 35ХГСА после обработки:

1 - термообработка (закалка с высоким отпуском), a = 500 МПа;

2 - Т.О. + правка + дробеструйная обработка, a = 700 МПа Результаты усталостных испытаний цилиндрических образцов из закаленной (860 оС, масло) и высокоотпущенной (550 оС) стали 40Х (HRC31) после фрикци онно-упрочняющей обработки (ФРУО) (скорость вращения диска 68 м/с;

скорость вращения детали 0,20 м/с;

подача 1,2 мм/об;

глубина снимаемого слоя 0,4 мм;

длина контакта диска с деталью 4,5 мм;

Rа = 0,54… м0,63 мкм;

технологическая среда - масло "И-12А") показывают, что ФРУО понижает сопротивление устало стному разрушению как на воздухе, так и в коррозионной среде. Очаги разруше ния зарождаются на глубине = 50 мкм от поверхности (рис. 3.21, а), то есть в зоне растягивающих остаточных напряжений [114].

Обкатка роликом (нагрузка на ролик 1765H;

скорость вращения образца 0,45 м/с;

подача 0,11 мм/об) образцов после ФРУО изменяет величину и харак тер распределения остаточных напряжений сжатия (рис. 3.22), и их максималь ная величина наблюдается у поверхности о6разца (400 и 750 МПа соответст венно). При этом растягивающие напряжения, смещаясь вглубь образца (более 800 мкм), обуславливают зарождение усталостной трещины уже на глубине 100 мкм (рис. 4.48, б).

Рис. 3.19. Кривые распределения долговечности цилиндрических образцов из стали 20ХН2М после режимов обработки:

1 - термообработка (цементация с низким отпуском), a = 940 МПа;

2 - Т.О. + правка + дробеструйная обработка, a = 1000 МПа Рис. 3.20. Кривые распределения долговечности цилиндрических образцов из стали 40Х после режимов обработки (a = 890 МПа):

1 - термообработка (нитроцементация с низким отпуском);

2 - Т.О. + правка + дробеструйная обработка Место зарождения усталостной трещины а б Рис. 3.21. Фрактография усталостного излома образцов из закаленной с высоким отпуском стали 40Х с «белым слоем», предварительно упрочненных ФРУО (а) и ФРУО с последующей обработкой роликами (б) Предел выносливости образцов из стали 40Х, обкатанной роликами, после ФРУО повышается в ~ 1,6 раза (c 340 до 560 МПа) на воздухе и более чем в раз (с 40 до 429 МПа) в коррозионной среде по сравнению с фрикционно упроченными образцами.

Известен способ поверхностного упрочнения металлических деталей [115] с целью повышения сопротивления усталостному и коррозионно-усталостному раз рушению: поверхностная термопластическая деформация (ПТПД) (нагрев трени ем в присутствии технологической среды – насыщенного раствора солей хлорида магния и кальция), обкатка роликами и низкотемпературный отпуск (160оС, 2 ч).

Рис. 3.22. Распределение осевых остаточных напряжений в поверхностных сло ях образцов из закаленной и высокоотпущенной стали 40Х после;

1 и 2 - ФРУО (Vд = 88 м/с;

Vобр = 0,2 м/с;

S = 1,2 мм/об;

Rа = 0,54-0,63 мкм и Vд = 68 м/с;

Vобр = 0,2 м/с;

S = l,2 мм/об;

Ra = 0,540,56 мкм), среда - масло "И-12A";

3 - ФРУО (Vд = 68 м/с;

Vобр = 0,2 м/с;

S = 1,2 мм/об;

Ra = 0,540,56 мкм) + об работка роликами (Р = 1765Н;

Vобр = 0,43 м/с;

S = 0,11 мм/об;

Ra = 0,16 мкм);

4 - ФРУО (Vд=88 м/с;

Vобр = 0,2 м/с;

S = 1,2 мм/об;

Ra = 0,540,63 мкм) + об работка роликами (P = 1765H;

Vобр = 0,43 м/с;

S = 0.11 мм/об;

Ra = 0,16 мкм) В названной выше работе установлено, что предел выносливости закален ной и высокоотпущенной стали 40X (HRC 53), обработанной по этому режиму:

ПТПД (скорость вращения образца 20 об/мин;

скорость вращения диска об/мин;

подача 1,2 мм/об;

глубина врезания диска 0,4мм;

высота диска 6 мм, диаметр 250 мм;

технологическая среда - насыщенный водный раствор солей хлоридов магния и кальция;

материал диска - сталь 40Х), обкатка роликом (скорость вращения образца 0,45 м/с;

подача 0,11 мм/об;

число проходов 1;

диаметр ролика 55 мм;

радиус профиля рабочей частоты ролика 4,5 мм), отпуск (160оС, 2 ч), составляет 360 МПа на воздухе и 50 МПа в коррозионной среде (база испытания 2·107 и 5·107 циклов соответственно).

Предлагается способ поверхностной обработки стальных изделий [117], отличающихся от известного [115] тем, что при ПТПД в качестве технологиче ской среды используется 5%-ный водный раствор «Эмульсола ФМИ-3» (обыч но применяемого при механических обработках без нагрева и выпускаемого се рийно в промышленности), улучшающий качество поверхностных слоев детали за счет отсутствия интенсивного наводороживания металла при импульсном нагреве и возникновения остаточных напряжений сжатия с максимумом у по верхности детали.

Предел выносливости образцов из стали 40Х (HRC53) после упрочнения по предлагаемому режиму на воздухе увеличился в 2,2 раза, а в коррозионной среде в ~ 10 раз по сравнению с образцами, обработанными по известному спо собу и составил соответственно 815 и 510 МПа.

3.2.6 Сварные соединения Анализ полученных данных показывает что коррозионная долговечность сталей со сварным швом, как правило, существенно ниже их долговечности на воздухе. При этом эффект среды сильнее выражен при малых значениях ампли туды приложенного напряжения. Так, если при а = 500 МПа в коррозионной среде долговечность сварных Т-образных образцов из стали 20кп снижается в 2,4 раза (с 104 до 4,12·103 циклов) по сравнению с испытанием на воздухе, то при а = 300 МПа – уже в 3,5 раза [117] (с 1,34·105 до 3,8·104 циклов) (рис. 3.23).

Сравнительные испытания образцов из листовых сталей 08кп, 08ГСЮТ и 20кп показали, что влияние среды в большей степени сказывается на стали 08ГСЮТ (табл. 3.1). Коэффициент влияния среды с для нее составляет 1,8 при а = 0,25%, а у сварных образцов этой стали при той же амплитуде с = 2,6, в то время как у стали 08кп, например, с = 1,97.

Увеличение амплитуды деформации (а = 0,5%) приводит к снижению влияния среды. Так, и коэффициент составляет лишь 1,06 и 1,03 для стали 08ГСЮТ и сварного соединения соответственно.

Несмотря на более низкие значения пределов прочности и текучести сталь 08кп (цельная и сварная) обладает более высоким сопротивлением усталости как на воздухе, так и в коррозионной среде по сравнению со сталями 08ГСЮТ и 20кп и их сварными соединениями (табл. 3.1).

Рис. 3.23. Кривые усталости сварных Т-образных образцов из горячеката ной стали 20кп, испытанных на воздухе (1) и в коррозионной среде (2).

Симметричный консольный изгиб с частотой 25 Гц Таблица 3.1. Результаты испытаний образцов из листовых сталей на малоцикловую усталость пульсирующим (отнулевым) изгибом Тип образца и вид тех- Долговечность N, тыс. циклов до разрушения нологичес Амплитуда относительной дефор- Амплитуда относительной кой обработки мации 0,25% деформации 0,5% воздух воздух 3%-ный NaC1 3%-ный NaC сталь 08кп Исходные 234,22 220,0 27,0 20, Сварные 75,0 38,64 9,14 6, Сварные дробеструйная об работка (120с) 131,0 126,31 9,25 8, сталь 08 ГСЮТ Исходные 232,04 126,4 16,4 15, Сварные 73,0 28,02 4,51 3, Сварные дробеструйная об работка (120с) 110,30 101,0 9,22 8, Окончание табл. 3.1.

сталь 20кп Исходные 246,65 128,31 30,12 25, Сварные 80,12 55,10 6,80 3, Сварные дробеструйная об работка (120с) 136,33 125,30 9,52 7, Примечание. Результаты средние по данным испытаний не менее 4…5 образцов на точку.

Проведенные нами исследования [102] влияния времени длительности об дува дробью на долговечность сварных образцов из стали 08кп показали (табл. 3.2), что наибольшее повышение долговечности имеют сварные соедине ния, обработанные дробью 120 с, что максимально снимает вредные растяги вающие остаточные напряжения в околошовной зоне и наводит сжимающие.


Такой режим технологической обработки повышает долговечность в кор розийной среде (а - 0,25%) сварных образцов из сталей 08кп в 3,3;

08ГСЮТ 3,6 и 20кп - 2,3 раза.

Таблица 3.2. Влияние длительности дробеструйной обработки сварных соединений из стали 08кп на малоцикловую усталость при пульсирующем (отнулевом) изгибе (а - 0,25%) Долговечность N, тыс. циклов до № Технология обработки разрушения п/п поверхности воздух с 3%-ный NaC Исходные образцы (со швом) 1 75,0 38,64 1, Дробеструйная обработка (10 с) 2 75,5 39,12 1, Дробеструйная обработка (60 с) 3 12,45 110,61 1, Дробеструйная обработка (120 с) 4 131,51 126,31 1, Дробеструйная обработка (180 с) 5 125,62 109,12 1, Примечание. Результаты средние по данным испытаниям 4…5 образцов на точку.

Наиболее слабым местом сварного соединения является зона термического влияния (переходная зона), расположенная на границе сварного шва и основно го металла [56, 117, 118].

В процессе сварки происходит изменение свойств околошовной зоны, что приводит к появлению высоких остаточных напряжений (в основном растяги вающих) в области сварного шва и, следовательно, низкому пределу выносли вости. С целью уменьшения отрицательного влияния остаточных растягиваю щих напряжений в сварном шве применяются разные методы его обработки, создающие остаточные напряжения сжатия. Наши исследования показывают [95, 119], что остаточные напряжения вдоль сварного шва являются растяги вающими и равны 80…100 МПа на глубине до 0,7 мм, а перпендикулярно шву могут достигать 800…900 MIIa на глубине до 8 мкм (рис. 3.24 и 3.25). Сварной шов характеризуется тонкодисперсным строением (аустенит и -феррит). Ши рина стыкового шва 3…5 мм.

Предварительная деформация растяжением приводит к увеличению предела выносливости и циклической долговечности, сварных образцов из стали аусте нитного класса 12Х18Н10Т на базе испытаний 103 5·106 циклов (рис. 3.26). Так, при а = 420 МПа она возрастает линейно с 1,86·103 циклов до 9,92·103 циклов при изменении пр.д от 0 до 16%. Дальнейший рост величины наклепа приводит к более интенсивному повышению долговечности и при пр.д = 25% она состав ляет 3,38·104 циклов. С понижением амплитуды напряжения циклическая дол говечность сварных нормализованных образцов сначала (при пр.д от 0 до 16%) линейно возрастает, затем (при пр.д от 16 до 25%) увеличивается лишь незна чительно (с 5,38·105 циклов до 7,25·105 циклов при а = 280 МПа).

Полученные нами результаты усталостных испытаний сварных образцов из стали 12X18H10T после различных режимов ППД (рис. 3.27) показывают, что поверхностная пластическая обработка улучшает сопротивление сварных швов знакопеременным нагрузкам. Зарождение и развитие усталостной трещи ны происходит на неупрочненной стороне. Двустороннее упрочнение сварного шва повышает его устойчивость к циклическому нагружению и тангенс угла наклона кривой усталости сварных образцов, обработанных по режиму «свар ка+термоправка+обдувка дробью с двух сторон» меньше, а сама кривая распо лагается значительно выше, чем по режиму «сварка+термоправка».

Термообработка сварного шва (нагрев до 975оС, выдержка пять минут, плавное охлаждение) выравнивает структуру по всему объему материала, обу словливая уменьшение разброса экспериментальных данных, снижая, однако, циклическую долговечность. Термообработка сварного соединения перед по следующей операцией поверхностного упрочнения пучком проволоки благо приятно сказывается на его усталостных свойствах. Так, при уровне напряже ния 420 МПа долговечность сварных образцов после термообработки и упроч нения пучком в 9,5 раз больше у образцов, обработанных только пучком прово локи.

Операция «термоправка» заметно снижает сопротивление усталости свар ных швов. При этом кривая усталости для образцов после режима «сварка + термообработка» располагается заметно выше, чем для образцов режима «свар ка + термообработка + термоправка».

Анализ кривых распределения циклической долговечности сварных образ цов из стали 12Х18Н10Т при усталостном испытании в коррозионной среде по сле различных режимов обработки (рис. 3.28, табл. 3.3) показывает, что способ технологической обработки сварного соединения существенно влияет на его коррозионную долговечность. Так, деформация растяжением до 8% образцов из этой стали со сварным швом приводит к снижению долговечности в среде 3% ного водного раствора морской соли на ~ 57% при а = 303 MПa по сравнению с испытанием на воздухе.

Рис. 3.24. Изменение остаточных напряжений в сварном соединении из стали 12Х18Н10Т после пневмодробеструйной обработки (дробью из нержавеющей стали диаметром 0,6…1,2 мм);

а - схема вырезки образцов для измерения остаточных напря жений на приборе ПИОН-2;

распределение остаточных напряжений по толщине сварного соединения;

б - без обработки;

в - после режима обработки Р = 0,4 МПа, 1 мин;

г - Р = 0,4 МПа, 3 мин;

д - Р = 0,2 МПа, 1 мин Точки замеров остаточных напряжений а Сварной шов Основной металл Околошовная зона б Рис. 3.25. Схема измерений остаточных напряжений рентгеноструктурным методом (а) и их распределение в сварном соединении (б):

1 - без обработки;

2 - после упрочнения многобойковым инструментом. После пневмо-дробеструйной обработки по режимам: 3 - Р = 0,4 МПа, 3 мин;

4 - Р = 0,2 МПа, 1 мин;

5 - Р = 0,4 МПа, 1 мин;

6 - Р = 0,2 МПа, 3 мин Введение операции «термообработка» перед термоправкой сварных образ цов из стали 12Х18Н10Т повышает их циклическую долговечность в 3%-ном растворе морской соли в воде с 6,36·103 до 7,17·103 циклов.

Наилучшим сопротивлением коррозионно-усталостному разрушению из представленных в таблице 3.3 обладают сварные соединения с дробеструйным упрочнением (давление воздуха 0,4 MПa диаметр шариков 3 мм;

время 5 мин), особенно при обработке с двух сторон.

Очень эффективным (структура становится тонковолокнистой и мелкодис персной) и производительным считается метод упрочнения пучком проволоки, позволяющий производить обработку даже неровных поверхностей. Однако в нашем случае эта обработка оказалась менее эффективной, чем дробеструйная, при усталостном испытании как на воздухе, так и в коррозионной среде, по скольку при обработке пучком проволоки наклепанный слой имеет гораздо большую глубину, что нежелательно для тонколистового материала. Пневмод робеструйная же обработка термообработанных сварных швов стали 12Х18Н10Т увеличивает выносливость соединений до уровня, даже превы шающего выносливость основного металла [120].

Как и в случае равномерной предварительной пластической деформации, ППД повышает сопротивление коррозионной усталости сварного соединения из стали 12Х18Н10Т тем эффективнее, чем на большую величину при этом снижается показатель деформационного упрочнения при статическом нагруже нии, например, наименьшему значению А = 0,323 сварного соединения после пневмодинамического упрочнения с одной стороны (давление воздуха 0,4 МПа, время 5 мин, диаметр дроби 3 мм) соответствует долговечность 9,51·103 циклов при испытании коррозионной среде, что составляет снижение долговечности лишь на 4,9% в сравнении с испытанием на воздухе.

Рис. 3.26. Кривые усталости сварных термообработанных плоских образцов из стали 12Х18Н10Т для различных степеней предварительной деформации:

0, 5, 10, 16 и 25 %;

= 2·10-1с-1 Рис. 3.27. Кривые усталости и их уравнения для сварной стали 12Х18Н10Т после раз личных режимов предварительной обработки при температуре испытания 20°С:

1 - термообработка (нагрев до 975°С;

выдержка 5 мин, плавное охлаждение), упрочне ние пучком проволоки, 2 - сварка;

3 - термообработка, термоправка, 975°С;

4 - термоправка;

5 -упрочнение микрошариками (диам. 0,02... 0,2 мм;

время 3 мин) с двух сторон;

6 - дробеструйная обработка с двух сторон (дробь диам. 0,6...1,0 мм;

время 1 мин;

давление р=0,4МПа);

7- упрочнение микрошариками с одной стороны;

8 - дро беструйная обработка с одной стороны (стальные шарики диам. 3 мм;

время 5 мин;

р = 0,4МПа);

9- дробеструйная обработка с двух сторон;

10- термоупрочнение пучком проволоки, 975 С;

11 - упрочнение пучком проволоки с одной стороны;

12 - упрочне ние ДСЛ-1 с двух сторон (стальная литая дробь диам. 0,5... 1,0 мм;

время 4 мин;

р=0,4 МПа);

13 - упрочнение стальными щетками с двух сторон;

14 - дробеструйная об работка с двух сторон (дробь диам. 0,6... 1,0 мм;

время 1 мин;

р=0,3 МПа);

15 - термо правка, ДСП-1 с двух сторон;

16 - дробеструйная обработка с двух сторон (дробь диам.

0,6... 1,0 мм;

время 1 мин;

р = 0,2 МПа);

17- ультразвуковая кавитация в щелочной сре де (среда 50…60°С;

время 20...30 мин;

частота вибрации 30000 Гц);

18 - термоправка ДСЛ-1 с одной стороны Примечание. Уравнения усталости для сварных соединенийиз стали 12Х18Н10Т, соответст вующие кривым на рис. 3.27.

№ кривой на рис. 3.27 Уравнение усталости 1 lgа = –0,114 lgN + 3,123;

r = 0, 2 lgа = –0,174 lgN + 2,866;

r = 0, 3 lgа = –0,128 lgN + 2,930;

r = 0, 4 lgа = –0,099 lgN + 2,987;

r = 0, 5 lgа = –0,087 lgN + 2,884;

r = 0, 6 lgа = –0,054 lgN + 2,873;

r = 0, 7 lgа = –0,090 lgN + 2,911;

r = 0, 8 lgа = –0,072 lgN + 2,901;

r = 0, 9 lgа = –0,086 lgN + 2,930;

r = 0, 10 lgа = –0,108 lgN + 3,026;

r = 0, 11 lgа = –0,081 lgN + 2,942;

r = 0, 12 lgа = –0,063 lgN + 2,908;

r = 0, 13 lgа = –0,078 lgN + 2,854;

r = 0, 14 lgа = –0,086 lgN + 2,908;

r = 0, 15 lgа = –0,064 lgN + 2,874;

r = 0, 16 lgа = –0,072 lgN + 2,788;


r = 0, 17 lgа = –0,081 lgN + 2,872;

r = 0, 18 lgа = –0,114 lgN + 3,058;

r = 0, Таблица 3.3. Долговечность до разрушения сварных соединений из стали 12Х18Н10Т при симметричном консольном изгибе с частотой 25 Гц на воздухе и в 3%-ном растворе NaCl в воде после различной технологической обработки а, № Обработка Долговечность, цикл п/п воздух раствор соли МПа Дробеструйное упрочнение с двух сторон (давле 1 372 10000 ние воздуха - 0,4-МПа;

диаметр шариков - 3 мм, время - 5 мин) Пневмодробеструйная обработка с одной стороны 2 433 10000 (р = 0,4 МПа;

диаметр стальных литых шариков 0,51,0 мм) Термоупрочнение пучком проволоки (пневматиче 3 415 10000 ским молотком МР-4, 975 оС) Термообработка (975оС, 5 мин;

охлаждение на воз 4 294 10000 духе), термоправка при 975оС Термоправка при 975оС 5 390 10000 Упрочнение микрошариками с одной стороны 6 356 10000 (диаметр шариков 0,02…0,2мм, время 3 мин) Растяжение до степени 7…10 % 7 303 10000 Анализ вышеизложенных результатов проведенных исследований образ цов со сварным швом позволил предложить новый режим предварительной об работки сварных соединений из нержавеющих сталей аустенитного класса типа 12Х18Н10Т «сварка+термообработка+пр.д.(5%)+упрочнение пневмодробе струйное с двух сторон (Р = 0,4 МПа, диаметр дроби 0,6 1,2 мм, время 1 мин)»

(Авт. свид. № 1058747).

Рис. 3.28. Вероятностные кривые распределения циклической долговеч ности сварных образцов из стали 12Х18Н10Т после обработок:

1 - термообработка;

2 - термообработка, np.д = 5%;

3 - термообработка, упрочнение пучком проволоки;

4 - упрочнение пневмодробеструйное с двух сторон (р = 0,4 МПа);

5 - термообработка, упрочнение пневмодробе струйное с двух сторон (р = 0,4 МПа);

6 - термообработка, np.д = 5%, уп рочнение пневмодробеструйное с двух сторон (р = 0,4 МПа) Введение этого режима существенно повысило предел выносливости свар ного соединения путем термообработки и растяжения в области шва до получе ния остаточной пластической деформации (~ 5%) и последующего его поверх ностного упрочнения по найденному оптимальному режиму (рис. 3.28). Так, при а = 420 МПа циклическая долговечность сварного соединения из стали 12Х18Н10Т составляет: N =1,87·103 циклов после термообработки (нагрев до 975 оС, выдержка 5 мин, охлаждение на воздухе);

N = 3,15·103 циклов – термо обработка + пр.д (5%);

N = 3,31·104 циклов - термообработка+ упрочнение пуч ком проволоки;

N=3,8·104 циклов после пневмодробеструйного упрочнения с двух сторон (P = 0,4 МПа, диаметр дроби 0,6…1,2 мм, время 1 мин), N = 4,46·104 циклов - термообработка+упрочнение пневмодробеструйное с двух сторон;

N = 9,82·104 циклов - термообработка + пр.д (5%) + упрочнение пнев модробеструйное с двух сторон.

Термическая обработка сварных соединений приводит к более эффектив ному увеличению циклической долговечности после дальнейшей их пластиче ской деформации. Так, сварные соединения из стали 12Х18Н1ОТ при вероятно сти P = 50% после пневмодробеструйного упрочнения без предварительной термообработки имеют долговечность 3,8·104 циклов (рис. 3.28, кривая 4), что оказывается выше, чем по режимам 1, 2 и 3 (рис. 3.28, кривые 1, 2 и 3, соответ ственно), но несколько (до 20%) ниже, чем в случае обработки: «термообработ ка + ППД» (рис. 3.28, кривая 5).

Предлагаемая технология обработки сварного шва значительно повышает его усталостные характеристики. Например, при а = 420 МПа долговечность сварных соединений по режиму 6 (рис. 3.28, кривая 6) возросла в 2,2 раза по сравнению с оптимальным базовым режимом 5. При этом наблюдается относи тельно однородная мелкодисперсная структура стали в околошовной зоне. А так как тангенс угла наклона кривой усталости образцов оптимального режима наименьший (рис. 3.28, кривая 6), то очевидно, что при более низких амплиту дах приложенного напряжения циклическая долговечность и предел выносли вости сварных соединений предлагаемого режима должны быть выше.

Эффект влияния предлагаемой технологии обработки сварных швов (ре жим 6, рис. 3.28) на циклическую долговечность не является простым суммар ным эффектом режимов 2 и 5 (рис. 3.28). В результате совокупности двух опе раций усталостная долговечность возрастает в 53 раза (режим 6, рис. 3.28), в то время, как применение каждой операции в отдельности увеличивает цикличе скую долговечность лишь в 1,7 (режим 2, рис. 3.28) и в 24 (режим 5, рис. 3.28) раза, то есть простой суммарный эффект от этих операций составляет лишь (1,7+24) = 25,7 раза.

Проведение операций термообработки дает более эффективное повышение долговечности за счет снятия остаточных сварочных напряжений [121] и вос становления свойств металла в околошовной зоне. Так, долговечность у образ цов режима 5 (рис. 3.28) на 20% выше, чем у образцов режима 4 (рис. 3.28).

Предварительная пластическая деформация растяжения материала сварно го шва способствует равномерному интенсивному его упрочнению, измельче нию зерна и утончению текстуры прокатки, обеспечивающих значительное по вышение долговечности.

Известно [122] применение «перенапряжения» сосудов и трубопроводов конструкций под избыточным давлением с целью уменьшения остаточных на пряжений около сварных швов и для устранения вредного влияния любых де фектов. В результате этого происходит локальное снятие остаточных напряже ний и притупление вершин трещин и технологических дефектов сварки, что приводит в нашем случае к увеличению долговечности у образцов режима (термообработка + пр.д = 5%) в 1,7 раза, чем у образцов режима 1 (термообра ботка), (рис. 3.28). Однако при этом возможно раскрытие технологических де фектов сварки [123], которые при действии циклических нагрузок могут ини циировать процесс усталостного разрушения. Этим, а также наличием у края сечения образца микротрещин, объясняется большой разброс эксперименталь ных данных, полученных для предварительно деформированных на 5% образ цов.

Проявление этого нежелательного эффекта предварительной пластической деформации материала сварного шва устраняется последующей дробеструйной обработкой, в результате которой структура становится однородной и мелко дисперсной. В поверхностных же слоях образца возникают положительно дей ствующие остаточные напряжения, при которых для инициирования раскрытия трещин требуется наличие сравнительно больших их размеров или, при данных длинах трещин, требуются гораздо более высокие эксплуатационные напряже ния [121]. Это позволяет устранить или значительно снизить уменьшение дол говечности деталей со сварным швом и возможным раскрытием его технологи ческих дефектов при предварительном растяжении сварного шва и получить соединения достаточно высокой степени равнопрочности.

Иная последовательность предлагаемых операций обработки сварного шва в силу изложенных выше причин максимально возможного их эффекта не обеспечивает, так как растяжение до получения остаточной пластической де формации предварительно упрочненного дробеструйной обработкой сварного соединения, хотя и снизит коэффициент концентрации напряжений, в то же время значительно снизит и остаточные сжимающие напряжения, наведенные в поверхностных слоях сварного шва поверхностным упрочнением. При этом с уменьшением амплитуды приложенного напряжения в процессе циклического нагружения влияние остаточных поверхностных напряжений усиливается. По этому при многоцикловой усталости эффективность дробеструйного упрочне ния будет еще большей.

Результаты, полученные на образцах, подтверждаются [124, 125] данными натурных вибрационных испытаний готовых изделий 4262Т и 4544Т из стали 12Х18Н10Т (ПО «Теплообменник»), которые показывают, что ресурс изделия, обработанного на предлагаемой технологии, возрастает в 2,09 раза.

3.3 Изменение микроструктуры поверхности материалов в процессе циклического нагружения 3.3.1 Медные сплавы Медь М1. На рис. 3.29 приведены фотографии микроструктуры поверхно сти опасного сечения образца из отожженной меди Ml после различного числа циклов нагружения N/Nр·100% (а =140 МПа, Np = l,055·105 циклов):

а) исходная структура;

б) 0,63%. В некоторых благоприятно ориентированных зернах отчетливо видны отдельные линии скольжения на расстоянии ~ 10 мкм друг от друга, проходящие через все зерно;

в) 12,5%. Полосы скольжения прерываются границами зерна;

они охваты вают почти все зерна в опасном сечении образца и располагаются ближе друг к другу (~ 5 мкм);

в некоторых зернах видны линии скольжения по двум различ ным направлениям;

г) 22,0%. Скольжение по вторичным плоскостям возрастает;

наблюдается пересечение полос скольжения;

д) 40,7. Активизируются вторичные системы скольжения;

близко отстоя щие (~ 2 мкм) друг от друга плотные полосы скольжения охватывают почти всю поверхность зерна;

видна взаимная блокировка двух систем скольжения;

е) 57,6%. В плотных полосах скольжения образуются микротрещины;

ж) 66,8%. Видна микротрещина, проходящая по границам зерен и линиям скольжения.

Изменение микроструктуры травленной поверхности образца из тянутой меди Ml после различного числа циклов нагружения N/Np (а = 200 МПа, Nр = 5,73.104 циклов):

а) исходная структура;

зерна вытянутые вдоль оси образца;

б) 8,5%. В некоторых зернах выявляются отдельные полосы скольжения;

в) 25,7%. Количество полос скольжения увеличивается;

расстояние между ними приближенно 10 мкм;

г) 50,0%. Появляются близко отстоящие (~ 1,5 мкм) друг от друга, но ко роткие полосы скольжения по вторичным плоскостям скольжения;

д) 78,6%. Магистральная трещина проходит как по границам зерен, так и по телу зерна в направлении перпендикулярном оси образца.

Рис. 3.29. Микроструктура на поверхности об разца из отожженной меди M1 после различного числа циклов нагружения:

а = 140 МПа;

Np = 1,055105 циклов;

х Рис. 3.30. Микроструктура поверхности образца из отожженной латуни Л63 после различного числа циклов нагружения:

а = 300 МПа;

Np = 6,0103 циклов;

х Латунь Л63. На рис. 3.30 приведены фотографии микроструктуры травле ной поверхности образца из отожженной латуни Л63 после различного числа циклов нагружения N/Nр (а = 300 МПа, Nр = 6·103 циклов):

а) исходная структура (№ 4 по 11 контрольной шкале);

б) 8,0%. В некоторых зернах появляются отдельные виды скольжения, от стоящие друг от друга на расстоянии ~ 10мкм;

в) 26,1%. В некоторых зернах видны близко расположенные (от 1 до 1, мкм) толстые полосы скольжения по всему благоприятно ориентированному зерну;

г) 39,1%. В отдельных зернах проявляются транскристаллитные трещины, проходящие поперек полосы скольжения;

е) 70,0%. В интенсивных полосах скольжения образуются транс- и меж кристаллитные микротрещины;

ж) 87,3%. Видна микротрещина, проходящая как по телу зерен, так и меж ду ними.

Микроструктура травленой поверхности образца из тянутой латуни Л после различного числа циклов нагружения N/Nр представлена на рис. 3. (а = 300 МПа, Nр = 1,01·105 циклов):

а) исходная структура;

четко видны вытянутые в направлении прокатки зерна;

б) 3,4%. В некоторых зернах появляются длинные полосы скольжения, проходящие через все зерно и отстоящие друг от друга на расстоянии ~ 8 мкм;

в) 6,7'%. Уменьшается расстояние между линиями скольжения, но незна чительно;

г) 33,5%. Линии скольжения наблюдаются почти во всех зернах опасного сечения образца;

д) 61,3%. Появляются близко отстоящие друг от друга (от 1,5 до 2,0 мкм) редкие полосы скольжения по вторичным плоскостям;

е) 83,8%. Видна ломаная трещина, проходящая преимущественно по телу зерен в направлении, перпендикулярном оси образца.

Рис. 3.31. Микроструктура поверхности образца из тянутой латуни Л после различного числа циклов нагружения:

а = 300 МПа;

Np = 1,01103 циклов;

х 3.3.2 Алюминиевый сплав В95пчТ На рис. 3.32 приведены фотографии изменения структуры травленой поверх ности образца (деформированного в свежезакаленном состоянии на 1,7% и искус ственно состаренного) катаного алюминиевого сплава В95пчТ2 после различного числа циклов нагружения N/Nр (а = 248МПа, Np = 4,27·104 циклов):

а) исходное состояние;

зерна вытянутые в направлении прокатки (вдоль оси образца);

б) 2,4%. В некоторых зернах появляются отдельные полосы скольжения, ориентированные вдоль волокон прокатки;

в) 7,4%. Появляются плотные волокнистые линии скольжения;

г) 14,8%. В отдельных зернах появляются волнистые микротрещины, пер пендикулярные направлению деформации зерна;

д) 29,3%. По границам зерен наблюдается множество пересекающихся микротрещин;

е) 51,0%. Почти во всех зернах опасного сечения образца наблюдается пере сечение микротрещин, скапливающихся преимущественно по границам зерен;

ж) 73,8%. Микротрещина, проходящая по телу зерен в направлении, пер пендикулярном оси образца;

з) 96,0%. Развитая микротрещина.

Рис. 3.32. Микроструктура поверхности образца из алюминиевого сплава В95пчТ (деформация 1,7% в свежезакаленном состоянии + двухступенчатое старение) после различного числа циклов нагружения: а = 248 МПа;

Np = 4,27104 циклов;

х 450(а, б, в, г, д, е, ж). Развитая микротрещина (з) Металлографические исследования выявили существенные различия в из менении микроструктуры поверхности предварительно деформированных об разцов по сравнению с отожженными [126].

Так, при числе циклов нагружения 0,63% от общей долговечности (Nр) отожженных медных М1 образцов наблюдаются полосы скольжения в отдель ных зернах, и примерно к 10% Nр они охватывают почти всю поверхность об разца в опасном сечении.

При 20% Np наблюдаются пересекающиеся полосы скольжения и слияния микротрещин, а при 40…50% Nр появляется макротрещина.

В случае предварительно деформированной M1 полосы скольжения обра зуются только при ~ 3% Np, а затем медленно развиваются, не пересекаются и не всегда проходят через все зерно.Трещина появляется при ~ 60% Nр.

Изменение микроструктуры поверхности латунных Л63 образцов в ото жженном и тянутом состоянии подобно изменению в медных М1 образцах, однако, появление полос скольжения и их развитие происходят менее интен сивно.

3.4 Изменение текущего прогиба образцов в процессе циклических испытаний Кривые прогиба образцов при усталости различаются для отожженных и предварительно деформированных материалов, однако, во всех случаях с уве личением циклической долговечности абсолютное значение текущего прогиба уменьшается. Это характерно как при испытании на воздухе, так и в коррози онной среде. Анализ результатов экспериментов показывает [56, 99, 126-128], что все кривые прогиба образцов имеют три характерных участка.

У отожженных образцов сначала прогиб резко уменьшается за счет воз никновения полос скольжения (например, рис. 3.29, 3.33), а, следовательно, уп рочнения материала. Затем упрочнение замедляется и начинается процесс разу прочнения образцов. При динамическом равновесии этих процессов наблюда ется стабилизация изменения текущего прогиба.

В начале стадии стабилизации начинают образовываться микротрещины, которые затем перерастают в макротрещины. При этом заметная макротрещина на поверхности образца длиной ~ 1,0 мм наблюдается к моменту перегиба кри вой прогиба (lз.тр).

На третьем участке интенсивность изменения прогиба увеличивается в ре зультате развития макротрещины, приводящей к уменьшению живого сечения образца.

У предварительно деформированных материалов уже с первых же циклов нагружения процесс разупрочнения несколько преобладает над упрочнением, что приводит к увеличению прогиба вплоть до полного разрушения образцов (например, рис. 3.31, 3.34). Подобным образом упрочненные материалы ведут себя и при циклическом нагружении в коррозионной среде (рис. 3.35 и 3.36).

Рис. 3.33. Развитие полос скольжения и образование макротрещин (рис. 3.29) при изменении текущего прогиба образца из отожженной меди M1 в процес се циклического нагружения при а = 140 МПа, число циклов нагружения N:

а - исходное состояние;

б - 6,8·102 (0,63% Np);

в - 1,35104 (12,5% Nр);

г - 2,38104 (22,0% Nр);

д - 4,4104 (40,7% Nр);

е - 6,22104 (57,6% Nр);

ж - 7,21104 (66,8% Nр) Рис. 3.34. Развитие полос скольжения и образование макротрещин (рис. 3.31) при изменении текущего прогиба образца из тянутой латуни Л63 в процессе циклического нагружения при а = З00 МПа, число циклов нагружения N:

а - исходное состояние;

б - 3,43103 (3,4% Nр);

в - 6,76103 (6,7% Nр);

г 3,33104 (33,5% Nр);

д - 6,2104 (61,3% Nр);

е - 8,47104 (83,8% Nр) Рис. 3.35. Кривые изменения текущего прогиба образцов из тянутой Л63 в процессе уста лостных испытаний при а = 300 МПа (1, 3) и а = 270 МПа (2, 4) для пр.д = 0% (1, 2) и пр.д = 25% (3, 4). Консольный изгиб с вращением с частотой 50Гц (коррозионная среда) Рис. 3.36. Кривые изменения текущего прогиба образцов из тянутой Л63 в процессе уста лостных испытаний при а = 240 МПа. Консольный изгиб с вращением с частотой 50 Гц (коррозионная среда) 3.5 Фрактография усталостных изломов образцов 3.5.1 Термически и пластически обработанные материалы Анализ полученных в работе кривых изменения относительной величины усталостной зоны ls/d образцов с ростом их долговечности показал, что в общем случае для всех групп исследованных материалов, режимов их технологической обработки и среды испытания зона усталостного разрушения растет с увеличе нием их циклической долговечности [129] (например, рис. 3.37).

Рис. 3.37. Изменение относительной величины усталостной зоны ls/d на поверхности излома образцов из закаленных и высокоотпущен ных сталей 20Х13 (а) и 14Х17Н2 (б) с ростом их долговечности.

Режимы обработки: ( ) Т.О.;

( ) Т.О., NаС1;

() пр.д =25%;

( ) пр.д = 25%, NaCl. Консольный изгиб с вращением частотой 50 Гц Сопоставление фактографии усталостных изломов образцов с соответст вующими кривыми прогиба выявило рост прогиба с увеличением глубины ус талостной трещины. Циклическая долговечность и размер зоны стабильного роста усталостной трещины в изломе образца с увеличением амплитуды при ложенного напряжения уменьшаются.

Структура, созданная в результате предварительной технологической обработки, по-разному влияет на сопротивление материала усталостному разрушению в зависимости от амплитуды напряжения [130].

При низких напряжениях, когда процесс разрушения контролируется ва кансионным механизмом [1, 56, 131], избыток деформационных вакансий ох рупчивает наклепанный материал за счет образования пор и снижает его дол говечность тем в большей мере, чем выше степень предварительной дефор мации. Изломы образцов имеют хрупкий характер.

При высоких амплитудах напряжения разрушение обусловливается ин тенсификацией механизмов поперечного и множественного скольжения дис локаций, что приводит к релаксации напряжений в предварительно деформи рованном материале, его активному разупрочнению и повышению долговеч ности. Характер разрушения становится более вязким [130].

Алюминиевый сплав В95пчТ2 в процессе циклического нагружения при всех амплитудах разупрочняется. Выделение частиц упрочняющей марган цовистой фазы при искусственном старении сплава, а также взаимодействии растворенных примесей с дислокациями при деформационном старении обу словливает его высокое сопротивление развитию трещины. Однако концен трация напряжений, возникающая у частиц второй фазы или по границам зе рен, вызывает образование микропор, которые в конечном итоге, сливаясь в макропоры, образуют трещины [132] (рис. 3.32).

Изломы образцов из сплава В95пчТ2 имеют многочисленные ступеньки и бороздки, определяющие грубый рельеф зоны распространения трещины и долома.



Pages:     | 1 || 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.