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 | 2 || 4 |

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

-- [ Страница 3 ] --

Фрактографический анализ усталостных изломов авиационных изделий из стали ЭИ878-М1 показал, что развитие усталостных трещин в панели, от штампованной на гидропрессе, носит многоочаговый характер, в то время как на фрактографии излома панели, полученной на молоте, четко просмат ривается более спокойное и плавное распространение трещины.

Структура, наведенная штамповкой на молоте натурных панелей из стали ВНС-2М, приводит к появлению в изломе хорошо видимых очагов усталостно го повреждения на выпуклой поверхности сечения гофры с зонами последую щего их развития. При этом местом зарождения усталостных трещин является участок перехода с гофр на плоскую часть панели, где наряду с возможным действием концентратора напряжений имеет место практически нулевая сте пень предварительной пластической деформации.

Усталостный излом при увеличении х100 на РЭМ-200А отштампованной на молоте натурной панели из сплава 01420Т имеет грубую поверхность, ти пичную для вязкого циклического разрушения. Из-за высокой чувствительно сти к трещине усталостная зона в изломах данного материала занимает относи тельно малую область. Видны грубые микроусталостные полоски.

Натурные испытания на пульсирующий сдвиг силой 30 кН штампованных на молоте панелей из алюминиевого сплава Д19-АМ выявили, что местом за рождения и развития усталостных трещин являются места выхода гофра на плоской части панели, где практически отсутствует пластическая деформация при штамповке и имеет место концентратор напряжения в виде малого радиуса сопряжения гофр с плоской поверхностью изделия. Поверхность излома панели из сплава Д19-АМ в результате статического нагружения имеет типичный вяз кий вид разрушения при малом увеличении и округло-ямочный рельеф при большом увеличении. После циклического нагружения при увеличении х4 на блюдается многоочаговый характер разрушения с наличием резких изменений направления продвижения трещины (рис. 3.38, а), а на электронных фрактогра фиях выявляются тонкие и грубые усталостные микрополоски (рис. 3.38, б, xl00) с более хрупким рельефом (рис. 3.38;

в, х3200).

На рис. 3.39-3.41 представлены микрофрактограммы поверхностей устало стного разрушения образцов из сталей 40Х, 07ГСЮФТ и 08ГЮСТ.

При высоких амплитудах напряжения [101] зона усталостного разрушения закаленной и высокоотпущенной стали 40Х меньше, чем при низких амплиту дах. Разрушение начинается на боковой поверхности от нескольких источни ков. Бороздки высокоамплитудного усталостного разрушения обусловливаются исходной структурой (рис. 3.39, е), в то время как рельеф низкоамплитудного разрушения этой стали только бороздчатый (рис. 3.39, ж). Долом образцов при высоких амплитудах - ямочный (вязкий) (рис. 3.39, а, в), а при низких - наблю даются сколы (рис. 3.39, б).

Рис. 3.38. Фрактография усталостного излома отштампованной на молоте па нели из алюминиевого сплава Д19-AM. Сила пульсирующего отнулевого сдвига 30 кН, Np = 14800 циклов. Увеличение: а - х4;

б - х100;

в - х Рис. 3.39. Микрофрактограммы поверхностей усталостного разрушения закаленной и высокоотпущенной стали 40Х. Консольный изгиб с вращением частотой 50 Гц при амплитуде а, МПа (N цикл до разрушения):

а - Т.О., 725 (2,2103);

б - пр.д = 5%, 191 (1,4106);

в - пр.д = 10%, 590 (4,5103);

г - пр.д = 10% 202 (6,910);

д - пр.д = 15%, 242 (3,3105);

е - пр.д =22%, 759 (1,3103);

ж - пр.д = 22%, 187 (1,3106). Увеличение х Рис. 3.40. Микрофрактограммы поверхностей усталостного разрушения образцов из стали 07ГСЮФТ. Симметричный консольный изгиб с частотой 25 Гц при ампли туде а, МПа (N цикл до разрушения):

а - г/к, 508 (2,25103);

б - пp. д = 5%, 513 (1,77103);

в - пp. д = 17% 522 (1,2103);

г, д - пp. д = 9%, 532 (1,37103). Увеличение б, в, г - х100;

а - х500;

д - х Рис. 3.41. Микрофрактограммы поверхностей усталостного разрушения образцов из стали 08ГСЮТ. Симметричный консольный изгиб с частотой 25 Гц при амплитуде а МПа;

(N цикл до разрушения):

а - г/к, 384 (1,62103);

б - пр.д = 5%, 389 (1,8103);

в - пр.д = 17%, 209 (1,2 106);

г - пр.д = 17%, 391 (2,3103);

д - пр.д = 29%, 213 (1,35106). Увеличение: б - х1000;

а, в, г - х1500;

д - х Как показали наши исследования, структура стали 08кп состоит из феррита с небольшим количеством перлита на стыках зерен [103, 133]. Стали 07ГСЮФТ и 08ГСЮТ имеют карбидные включения, препятствующие движению дислока ций и несколько повышающие циклическую долговечность после предвари тельной осадки. Однако, являясь источниками образования вторичных трещин [56], карбидные включения вызывают растрескивание образца (рис. 3.40, 3.41) в процессе циклического нагружения.

3.5.2 Эффект коррозии Коррозионно-усталостное разрушение развивается, как правило, из несколь ких очагов (например, рис. 3.42-3.44) и инициируется повреждением поверхно сти, возникновением на ней локальной коррозии. Коррозионно-усталостные трещины менее ориентированы, чем усталостные трещины при испытании на воздухе [96].

На поверхности изломов исследованных в работе материалов наблюдается на личие продуктов коррозии, следов окисления и мельчайшие трещинки [56, 93, 120].

Рис. 3.42. Усталостные изломы образцов из тянутой латуни Л при испытании в коррозионной среде. Увеличение х Рис. 3.43. Усталостные изломы образцов из стали 20Х13 при испытании в коррозионной среде. Увеличение х Рис. 3.44. Микрофрактограммы поверхностей коррозионно-усталостного разрушения образцов из алюминиевых сплавов В95пчТ2 (а, б) и 1420 (в, г, д).

Симметричный консольный изгиб с частотой 25 Гц при амплитуде а, МПа (N, цикл до разрушения):

а, б) пр.д = 1,7% в свежезакаленном состоянии с двухступенчатым старением, 347 (7,3103);

в - пр.д = 0%, 160 (1,65104);

г - пр.д =18%, 160 (4,5103);

д - пр.д = 40%, 160 (1,5 103). Увеличение: а, б - х500;

в, г, д - х На основании полученных экспериментальных данных можно сделать следующие выводы:

1 Подтвержден установленный ранее факт, что показатели прочности и те кучести (В и 0,2) увеличиваются, а показатели пластичности ( и ) уменьша ются с ростом степени предварительной деформации тем значительнее, чем ниже энергия дефекта упаковки металлических материалов, что связывается со структурными изменениями в результате предварительного наклёпа. В общем случае кривые деформационного упрочнения при статическом растяжении ис следованных материалов и их сварных соединений располагаются тем выше, а величина показателей степени A1 и А2 в уравнении кривой упрочнения тем меньше, чем больше степень предварительной деформации. Эта зависимость усиливается с ростом э.д.у. материала. предварительной деформации.

Поверхностное пластическое деформирование весьма незначительно изме няет механические свойства цельных образцов из легированных сталей, напри мер, 20ХН2М, 35ХГСА, 40Х, при статическом растяжении.

2 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, 1 мин, 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 0,4 МПа в течение 1 мин дробью диаметром 0,6…1,2 мм.

3 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.

4 Предварительный наклеп отожженных образцов из меди Мl повышает циклическую долговечность в 3,6 раза (а = 100 МПа).

5 Предварительное растяжение до 25% образцов из закаленных и высокоот пущенных сталей 40Х, 20Х13 и 14Х17Н2 увеличивает циклическую долговеч ность, соответственно, в 7,9 раза (а = 200 МПа), в 2,7 и 1,8 раза (а = 380 МПа).

6 С ростом степени деформации от 0 до 13% тянутой меди Мl и от 0 до 25% тянутой латуни Л63 долговечность на воздухе монотонно снижается, соот ветственно, на 3,2% у Ml (а = 140 МПа) и 28,8% у Л63 (а = 170 MIIa).

7 При малых степенях пластической деформации (до 5%) у образцов из хо лоднокатаной стали 12Х18Н10Т и у закаленных и высоко отпущенных сталей 20Х13 и 14Х17Н2 наблюдается «провал» циклической долговечности, соответ ственно, в 1,9;

10,2 и 5 раз при напряжении 380 МПа.

8 Увеличение скорости деформации растяжением на 25% с 1,1·10-3 с-1 до 5,6·10-3 с-1 способствует повышению многоцикловой долговечности (а = З МПа) закаленных и высоко отпущенных образцов из стали 20Х13 в 3,0 раза и 14Х17Н2 в 2 раза;

дальнейшее увеличение скорости деформации до 2,8·10-2 с- незначительно уменьшает их долговечность (в 1,1 и 1,2 раза соответственно).

9 Предварительная деформация на 16% сварных соединений из отожжен ной стали 12Х18Н10Т увеличивает их долговечность в 12,3 раза (а = 280 MIIa).

Последующее изменение степени растяжения до 25% увеличивает долговеч ность при этом же напряжении лишь в 1,3 раза.

10 Коррозионная долговечность термообработанных металлических мате риалов ниже (в 1,5…2 раза) долговечности на воздухе и определяется амплиту дой приложенного напряжения. Чем ниже амплитуда, тем сильнее эффект влияния среды.

11 Пластическое деформирование обусловливает повышение (до 3 раз) со противления коррозионно-усталостному разрушению всех исследованных ма териалов по сравнению с недеформированными.

12 Максимальное увеличение циклической долговечности как на воздухе, так и в коррозионной среде наблюдается, как правило, после высокоскоростной штамповки образцов и изделий на молоте. Поэтому повышение сопротивления усталостному и коррозионно-усталостному разрушению изделий рекомендует ся обеспечивать за счет увеличения степени (в пределах равномерной) и скоро сти предварительной деформации с учетом конструктивной и технологической возможностей.

13 Холоднокатаная сталь 08кп на воздухе имеет предел выносливости на базе 106 циклов в 1,9 и 1,7 раза выше, чем у горячекатаных сталей 07ГСЮФТ и 08ГСЮТ, соответственно.

14 Коррозионная среда снижает ограниченный предел выносливости (база 10 циклов) в 1,8 и 1,6 раза у сталей 07ГСЮФТ и 08ГСЮТ, соответственно, против стали 08кп.

15 Осадка до 29% снижает ограниченный предел выносливости (база циклов) на воздухе до 1,3 раза у стали 08кп и повышает у сталей 08ГСЮТ (до 1,1 раза) и 07ГСЮФТ (до 1,4 раза). Однако сталь 08кп показывает более ста бильные и превосходящие стали 07ГСЮФТ и 08ГСЮТ параметры сопротивле ния коррозионно-усталостному разрушению.

16 В коррозионной среде после осадки на 29% предел выносливости для стали 08кп (база 105 циклов) выше в 1,3 и 1,1 раза, чем у сталей 07ГСЮФТ и 08ГСЮТ, соответственно.

17 Сопротивление усталости на воздухе и в коррозионной среде листовых сталей 08кп, 20 и 08ГСЮТ в 3…6 раз выше их сварных соединений.

18 Установлен оптимальный режим дробеструйной обработки сварных со единений из сталей 08кп, 20кп и 08ГСЮТ (обдувка смесью из чугунной коло той крошки диаметром 0,8…1,5 мм (40…50%) и стальной дроби диаметром 1…3 мм (60…50%) в течение 120 с, Р = 0,5…0,6 МПа), повышающий коррози онную долговечность соответственно в 2,3;

3,3 и 3,6 раза. При этом отрица тельное влияние коррозионной среды сказывается на сварных соединениях из стали 08кп меньше, чем на соединениях из сталей 20кп и 08ГСЮТ.

19 Введение режима технологической обработки сварных соединений из стали 12Х18Н10Т (А. С. №1058747, Кл. В23К28/00, 1983 г.): «Термообработка (нагрев до 975 оС;

выдержка 5 минут;

плавное охлаждение на воздухе) + пр.д (5%) + упрочнение дробеструйное с двух сторон (~ 0,4 МПа;

время 1 мин;

диа метр дроби 0,6…1,0 мм) повышает долговечность образцов в 2,2 раза по срав нению с базовым оптимальным режимом: «Термообработка (нагрев до 975 оС;

выдержка 5 мин;

плавное охлаждение на воздухе) + упрочнение дробеструйное с двух сторон (Р = 0,4 МПа;

время - 1мин;

диаметр дроби 0,6…1,0 мм)» и в 29, раза по сравнению с широко применяемым промышленным режимом «упроч нение пучком проволоки».

Внедрение новой технологии обработки зон сварных швов штуцеров теп лообменников повышает ресурс работы изделия на 108%.

20 Установлено, что наиболее эффективным способом повышения сопро тивления усталостному разрушению на воздухе и в коррозионной среде стали 40Х является технологический режим: термообработка (закалка с высоким от пуском), ФРУО (Vд = 88м/с;

Vобр = 0,20 м/с;

S = 1,2 мм/об;

масло И-12А), об работка роликами (нагрузка на ролик 1765Н;

Vобр = 0,45 м/с;

S = 0,11 мм/об).

Сопротивление коррозионной усталости увеличивается до 10 раз (решение о выдаче патента от 27.02.92 по заявке № 4948514 /02/ 052957).

21 В общем случае для всех групп исследованных материалов, режимов их технологической обработки и среды испытания, зона усталостного разрушения растет с увеличением их циклической долговечности.

22 Коррозионно-усталостное разрушение развивается, как правило, из мно гих очагов и инициируется повреждением поверхности, возникновением ло кальной коррозии.

4 Повышение эксплуатационной долговечности конструкционных материалов 4.1 Кинетика усталостного разрушения металлических материалов после различной технологической обработки Процесс разрушения металлических материалов под воздействием цикли ческих нагрузок включает в себя три основные стадии: инкубационный период до появления макротрещины, ее рост и быстрый долом, существенным образом зависящие от структуры материала, обусловленной предварительной техноло гической обработкой, а также условий испытания (например, среда и амплиту да напряжения [56, 88, 96, 99, 126-130]).

4.1.1 Усталостное разрушение термообработанных материалов В разделе 3 показано, что резкое уменьшение прогиба с первых же циклов нагружения свидетельствует об упрочнении образцов из отожженных материа лов, обусловленном образованием интенсивных полос скольжения, наблюдаю щихся почти во всех зернах металла опасного сечения. Затем в этих образцах наступает период стабилизации изменения прогиба, сопровождающийся увели чением интенсивности скольжения по вторичным полосам скольжения, пересе чением полос скольжения и, наконец, образованием макротрещины.

Последующее увеличение прогиба образца соответствует появлению на его поверхности трещины длиной ~ 1,0 мм (lз.тр) (рис. 4.1). При этом период до зарождения трещины (Nз.тр) в отожженной латуни, имеющей показатель степени упрочнения при статическом растяжении выше, чем у отожженной меди (0, против 0,29), гораздо больше, чем у М1 (рис. 4.2, кривая 3 и 1, соответственно).

Так, при амплитуде напряжения а = 300 МПа для отожженной латуни Л63 Nз.тр составляет 8,4.103 циклов, а отожженной М1 даже при меньшем напряжении (а = 280 МПа) лишь 1,4.103 циклов [56, 99, 126, 127].

Это согласуется с данными других авторов [131, 134, 135], показывающи ми, что период до зарождения усталостной трещины возрастает с уменьшением энергии дефекта упаковки материала.

Дальнейший рост прогиба сопровождается развитием макротрещины (рис. 4.1, поз. Б), сначала с малой скоростью 0,0008…0,400 мкм/цикл (рис. 4.3, кривая 2), а затем, при lтр/d 0,15 со значительно возрастающей 0,028…1,230 мкм/цикл (рис. 4.4, кривая 1) соответственно при изменении амплитуды напряжения в пределах от 100 да 200 МПа.

Средняя скорость развития усталостной макротрещины (Vср = lS/(Np – Nз.тр), где Np - число циклов до полного разрушения образца) в меди М1 составляет 3,64 мкм/цикл (а = 280 МПа), а в латуни Л63 при а = 300МПа составляет лишь 1,53 мкм/цикл (рис 4.4, поз. 3 и 1), что хорошо согласуется со значениями ско рости роста, найденными по методу безразностного дифференцирования с при менением интерполяционного полинома Лагранжа для равностоящих узлов [136].

Рис. 4.1. Кривые текущего прогиба образцов (А) и роста усталостных трещин (Б) в отожженной М1 для степеней предварительной деформации 0% и 25%, а = 100 МПа Рис. 4.2. Зависимость числа циклов до зарождения усталостной трещины 1gNз.тр от амплитуды напряжения при комнатной температуре:

1 - отожженная М1;

2 - тянутая М1;

3 - отожженная Л63;

4 - тянутая Л63;

5 - В95пчТ2;

6 - 14Х17Н2 (0%);

7 - 14X17H2 (25%;

= 1,1·10-3 с-1);

8 - 3 4X17H2 (25%;

=5,6·10-3 c-1);

9 - 20Х13 (0%) Полученные в работе опытные данные подтверждают мнение [131, 135, 137] о том, что в материалах с низкой э.д.у. при прочих равных условиях про должительность работы материала с трещиной увеличивается, а скорость ее распространения уменьшается.

Рис. 4.3. Зависимость скорости роста усталостной трещины в первый период 1gV1 тр (2, 4, 6) и во второй период lgV2 тр (1, 3, 5) от амплитуды напряжения: 1-4 - тянутая М1;

5 и 6 - тянутая Лб Рис. 4.4. Зависимость скорости роста усталостной трещины от амплитуды напряжения:

1 - отожженная М1;

2 - тянутая М1;

3 - отожженная Л63;

4 - тянутая Л63;

5 - В95пчТ2;

6 - В95пчТ2 в коррозионной среде;

7 - 14Х17Н2 (0%);

8 - 14Х17Н2 (25%;

= 3,1·10-3 с-1);

9 - 14Х17Н2 (25%;

= 5,6·10-3 с-1);

10 - 20Х13 (0%) Характер усталостного разрушения материала в некоторой степени также обусловливается величиной э.д.у.;

если в латунных и медных образцах (э.д.у.

0,007 и 0,070 Дж/м соответственно) разрушение преимущественно межкристал литное, то в образцах из алюминиевого сплава В95пчТ2 (э.д.у. = 0,200 Дж/м) усталостная трещина распространяется по телу зерна. Подобное явление на блюдалось в работе [138], где на образцах из Cu и сплавов Cu — Zn, Cu — Al и Сu — Al — Fe отмечалось, что с понижением энергии дефекта упаковки мате риалов сопротивление их внутризеренному разрушению при усталости повы шается, а сопротивление межзеренному разрушению уменьшается.

Несколько иначе ведут себя образцы из деформированного на 1,7% в све жезакаленном и состаренном состоянии алюминиевого сплава В95пчТ2 и зака ленных и высокоотпущенных сталей 20Х13 и 14Х17Н2. Текущий прогиб этих образцов с первых же циклов нагружения увеличивается, и только в некоторых зернах появляются редкие полосы скольжения.

Затем наступает период стабилизации изменения прогиба образца, в тече ние которого заметно усиливается скольжение по первичным и вторичным плоскостям скольжения и образуются микротрещины.

При этом следы скольжения имеют волнистый характер, что свойственно металлам с высокой энергией дефекта упаковки, как следствие поперечного скольжения [139].

Появлению на поверхности образца макротрещины длиной ~1,0мм, также, как и для отожженных Ml и Л63, соответствует момент более заметного возрас тания прогиба образца, который достигает значительной величины при отно шении lтр /d 0,15 (рис. 4.5).

Рис. 4.5. Кривая текущего прогиба образца (А) и роста усталостной трещины (Б) в алюминиевом сплаве В95пчТ2 (деформация 1,7% в свежезакаленном состоянии + старение), а = 248 МПа Установлено, что период до зарождения усталостной трещины (рис. 4.2, поз. 5) больше, а скорость ее развития значительно меньше (рис. 4.4, поз. 5), чем у отожженных меди и латуни. Так, при а = 200 МПа Nз.тр. составляет 2.105 циклов у В95пчТ2 и лишь 1,2.105 циклов у М1, а скорость роста трещины 0,106 мкм/цикл у алюминиевого сплава и 0,678 мкм/цикл у меди.

Согласно полученным данным (рис. 4.2, поз. 9 и 6 и рис. 4.4, поз. 10 и 7) зарождение и развитие процесса усталости в стали 20Х13 происходит легче, чем в стали 14Х17Н2, но медленнее, чем в алюминиевом сплаве В95пчТ2 и особенно в отожженных меди M1 и латуни Л63.

Такое поведение алюминиевого сплава В95пчТ2 и сталей 20Х13 и 14Х17Н можно объяснить выделением частиц упрочняющей фазы (дисперсионное твердение) в процессе искусственного старения у сплава В95пчТ2 [76] и высо кого отпуска у сталей 20Х13 и 14Х7Н2 [138], препятствующих движению дис локаций в материале, а также деформационным старением - взаимодействием (блокированием) растворенных примесей с дислокациями [139] (атмосферы Коттрела) и с растянутыми дислокациями [139] (атмосферы Сузуки) - в процес се циклического и предварительного статического нагружения, что приводит к более позднему зарождению усталостных трещин и более медленному их рас пространению и, в конечном счете, способствует увеличению сопротивления материалов усталостному разрушению [140, 141].

4.1.2 Усталостное разрушение предварительно деформированных металлов и сплавов Как показано в разделе 3, характер прогиба деформированных образцов из M1, Л63, 20Х13, 14Х17Н2, ЭИ-878 одинаков с характером прогиба для дефор мированного в свежезакаленном состоянии и состаренного алюминиевого сплава В95пчТ2 и закаленных и высокоотпущенных сталей 20Х13 и 14Х17Н2.

Текущий прогиб этих образцов с первых же циклов нагружения увеличи вается, и лишь в некоторых зернах появляются редкие полосы скольжения. За тем также наступает период стабилизации прогиба с усилением скольжения по первичным и вторичным плоскостям скольжения и к моменту заметного воз растания прогиба на поверхности образца появляется макротрещина ~ 1,0мм (например, рис. 4.6), скорость роста которой резко возрастает при соотношении lтр/d 0,15. Для тянутой меди период до появления трещины Nтр больше (рис. 4.2), а скорость ее развития меньше, чем в отожженной, и составляет сна чала 0,0066 0,120 мкм/цикл (рис. 4.3, кривая 3), а затем - 0,127 0, мкм/цикл (рис. 4.3, кривая 4) соответственно при изменении амплитуды прило женного напряжения в пределах от 140 до 200 MIIa.

При этом кинетические диаграммы усталостного разрушения деформиро ванной после отжига (25%) (рис. 4.7, кривая 5) и в тянутом (пр.д = 0,5 и 13%) состоянии (рис. 4.7, кривые 2, 3 и 4, соответственно) M1 располагаются значи тельно (на порядок) ниже, чем для отожженной меди (рис. 4.7, кривая 1) и ха рактеризуются большими значениями порогового Кth и критического Кfc коэф фициентов интенсивности напряжений и меньшим значением показателя сте пени в уравнении Пэриса.

Долговечность Nз.тр у тянутой латуни Л63 (рис. 4.2, поз. 4) значительно выше, чем у отожженной Л63 (рис. 4.2, поз. 3) и чем у тянутой (рис. 4.2, поз. 2) и отожженной (рис. 4.2, поз. 1) меди M1, а скорость роста усталостной трещи ны в тянутой латуни медленнее (рис. 4.3, поз. 5 и 6) (в первый период 0, мкм/цикл и во второй период 0,079 мкм/цикл при а = 240 MПa), чем у тянутой меди M1 (рис. 4.3, поз. 3 и 4) (в первый период 0,120 мкм/цикл, а затем 0,216 мкм/цикл при а =200 МПа) и тем более в отожженной (в первый период 0,400 мкм/цикл и во второй период 1,230 мкм/цикл) (рис. 4.3, поз. 1 и 2). Такое уменьшение скорости роста усталостной трещины в латунных образцах против медных объясняется [135, 138, 142, 143] меньшим значением э.д.у. Л (0,007 Дж/м ) по сравнению с М1 (0,07 Дж/м ), что обусловливает более низкую релаксацию напряжений из-за меньшей способности винтовых дислокаций к поперечному скольжению и краевых дислокаций к переползанию в латуни Л по сравнению с медью Ml в процессе предварительной деформации [57]. Кине тические диаграммы усталостного разрушения тянутой Л63 располагаются не сколько ниже и имеют большие значения порогового Кth и критического Кfc ко эффициентов интенсивности напряжений, а для данного К - меньшую ско рость роста усталостной трещины, чем кинетическая диаграмма усталостного разрушения (КДУР) тянутой M1. При этом магистральная трещина в тянутых образцах развивается в основном по телу зерна.

Рис. 4.6. Кривые текущего прогиба образцов (А) и роста усталостных трещин (Б) в тянутой латуни Л63 для степеней предварительной деформации 0, 5, и 25%, а =240 МПа Рис. 4.7. Кинетические диаграммы усталостного разрушения в тянутой (2, 3, 4) и ото жженной (1, 5) меди М1 после различных степеней предварительной деформации:

1 - 0%;

2 - 0%;

3 - 5%;

4 - 13%;

5 - 25% Влияние степени предварительной деформации тянутых образцов на их долговечность носит немонотонный характер и зависит от уровня приложенно го напряжения.

Так, для тянутой М1 при комнатной температуре наблюдается увеличение долговечности при а = 280 МПа с 5700 циклов при пр.д = 0% до 6700 циклов при пр.д = 5%, а затем ее снижение до 6300 циклов при пр.д = 13%.

Значение критического коэффициента интенсивности напряжений (КИН) Кfc остается практически постоянным при пр.д = 0% и 5% и несколько снижает ся при пр.д = 13% (рис. 4.7).

Для тянутой Лб3 Кfc несколько возрастает при изменении от 0 до 13% и снижается при пр.д = 25%, что согласуется с величинами ее долговечности (раздел 3).

При этом КДУР алюминиевого сплава В95пчТ2, деформированного (1,7%) в свежезакаленном состоянии и состаренного (рис. 4.8, кривая 1), располагается значительно ниже, чем для отожженной Ml (рис. 4.7, кривая 1), однако выше (на 1,5 порядка), чем для деформированных (25%) закаленных и высокоотпу щенных сталей 20Х13 и 14Х17Н2 (рис. 4.7, кривые 3 и 2 соответственно).

Рис. 4.8. Кинетические диаграммы усталостного разрушения:

1 - алюминиевого сплава В95пчТ2;

2 - закаленной и высокоотпущенной стали 14Х17Н2 (пр.д = 25%;

= 1,1·10-3 с-1);

3 - закаленной и высокоотпущенной стали 20Х13 (пр.д = 25%;

пр.д = 2,8-10-3 с-1) В области низких амплитуд приложенного напряжения максимальная дол говечность исследованных тянутых M1 и Л63 соответствует малым степеням предварительного растяжения, что согласуется с литературными данными [144] для плоских образцов из меди. Предварительный наклеп отожженных образцов тормозит развитие процесса усталостного разрушения и повышает цикличе скую долговечность, что обусловливается увеличением периода до зарождения трещины и уменьшением скорости ее распространения.

Например, если долговечность отожженных образцов с ростом степени предварительного растяжения от 0 до 25% из меди Ml увеличивается в 2,9 и 2, раза при а = 100 и 200 МПа соответственно, то число циклов до зарождения усталостной трещины при этом возрастает в 1,8 и 2,8 раза. Увеличению долго вечности тянутой Ml по сравнению с отожженной в 3,5 раза (а = 200 МПа) также соответствует рост Nз.тр в 3,1 раза и уменьшение скорости роста трещины в 4,0 раза. Это обусловлено тем, что с ростом степени предварительной дефор мации кроме увеличения в металле плотности дислокаций [145] на его поверх ности появляются остаточные сжимающие напряжения [146, 147], благоприят но влияющие на сопротивление материала усталостному разрушению.

lg Vтp=-0,843lgN+3, r=0, Рис. 4.9. Зависимость числа циклов до зарождения усталостной трещины Nз.тр от циклической долговечности N для различных материалов (Л63, М1, 20Х13, 14Х17Н2, В95пчТ2) при температурах испытания. - 0, Тпл;

- 0,065 и - 0,6 Тпл, К;

и по данным других авторов:

- 0,25 Тпл, К [153];

-0,25 Тпл, К [154];

– 0,25 Тпл., К [155];

- 0,31 Тпл, К [156];

- 0,31 Тпл, К [157];

- 0,19 Тпл, К [158];

- 0,19 Тпл,б К [159] При этом период до появления макротрещины меньше, а скорость роста усталостной трещины больше в меди Ml, чем в латуни Л63. Например, долго вечность тянутой Л63 даже при напряжении большем (а = 240 МПа), чем для тянутой меди Ml (а = 200 МПа), выше в 5,95 раза из-за большего периода до зарождения усталостной трещины (в 7,2 раза) и меньшей скорости ее развития (в l,7 раза). Предварительное растяжение до 25% термообработанной аустенит ной нержавеющей стали 12Х18Н10Т приводит к увеличению ее долго - вечно сти при всех амплитудах нагружения, что может быть связано с развитием в процессе предварительной деформации фазового превращения-распада твердо го раствора (аустенита) с выделением дисперсных частиц ( - мартенсит) по границам субзерен [106], которые являются барьерами для движения дислока ций, способствующих повышению ее сопротивления усталостному разруше нию [146].

Несколько иначе ведут себя образцы из холоднокатаной стали 12Х18Н10Т, у которых при малых степенях пластической деформации (25%) наблюдается «провал» долговечности (рис. 3.8), сопровождающийся уменьшением периода до зарождения усталостной трещины (рис. 4.9) и увеличением скорости ее рас пространения (рис. 4.10).

Рис. 4.10. 3ависимость скорости роста усталостной трещины Vmp (мкм/цикл) от циклической долговечности N для различных материалов (Л63, Ml, 20Х13, 14Х17Н2, В95пчТ2) при температурах испытания : - 0,25;

-0,065 и - 0,6 Тпл, К;

и по данным других авторов: - 0,25 Тпл К [155];

- 0,31 Тпл,, К [156] С уменьшением амплитуды приложенного напряжения «провал» цикличе ской долговечности сталей 20Х13 и 12X18Hl0T смещается в область более вы соких, а стали 14Х17Н2 более низких пр.д ;

его величина при этом увеличивает ся, что особенно характерно для сталей 20Х13 и 14Х17Н2.

Такое снижение пределов выносливости металлов после малых степеней предварительной деформации объясняется более легким (по сравнению с неде формированным состоянием) зарождением усталостных трещин по полосам скольжения, образованием в процессе предварительной деформации легкопод вижных (свободных от атмосфер) или свежих дислокаций[148], характером из менения кривых предельной прочности и остаточных напряжений [148]. Кроме того, в поликристаллическом материале при малых степенях деформации из-за ее неоднородности в отдельных кристаллах возникают ориентированные «пи ки» остаточных микронапряжений [150], величина которых при малых дефор мациях наибольшая.

4.1.3 Влияние коррозионной среды на процесс усталостного разрушения деформированных материалов Коррозионная среда, приводя к межкристаллитной коррозии, появлению язвенных и точечных поражений, обусловливает многоочаговый характер воз никновения и развития коррозионно-усталостного разрушения (рис. 3.42 -3.44).

Трещины становятся менее ориентированными. Излом наблюдается более хрупким, мелкозернистым, с очагами разрушения, связанными с коррозией [56, 132, 151, 152]. На поверхности изломов обнаруживаются следы окисления, кор розии и мельчайшие микротрещины (pиc. 3.4).

Однако, несмотря на существенные особенности характера процесса кор розионно-усталостного разрушения, кривые изменения текущего прогиба об разцов при циклическом нагружении в 3%-ном растворе морской соли в воде по нашим данным (например, рис. 3.35 и 3.36) имеют качественно такой же вид, как и при испытании на воздухе (например, рис. 3.34) [97, 100, 101, 56, 160]. Это объясняется тем, что определяющим фактором качественных данных о текущем состоянии материалов в процессе циклического нагружения по па раметру изменения текущего прогиба является, наряду с механизмами упроч нения-разупрочнения, уменьшение живого сечения образца. Поэтому, несмотря на то, что с физической точки зрения довольно сложно четко разделить процесс коррозионно-усталостного разрушения на ряд периодов, как это имеет место при испытании на воздухе, тем не менее, такое условное деление может быть оправдано для облегчения изучения кинетики усталостного разрушения. Такого же мнения придерживаются [1, 2].

Таким образом, процесс коррозионно-усталостного разрушения условно можно разделить на три характерных периода:

1) - инкубационный период;

характеризуется процессами, связанными с адсорбцией среды на поверхности металла или оксидных пленок, избиратель ным анодным растворением, наводороживанием катодных участков и другими процессами, активированными циклическими механическими напряжениями и приводящими к образованию питтингов или микротрещин глубиной, достаточ ной для заметной концентрации механических напряжений;

2) - период подрастания коррозионно-усталостных трещин до критических размеров;

3) - период ускоренного долома.

Коррозионная среда практически не оказывает влияния на характер и про должительность разрушения металлических материалов на третьем периоде, однако существенно влияет на первом и втором, продолжительность которых зависит также от природы материала, структурного состояния, обусловленного технологической обработкой и характера нагружения (амплитуда приложенно го напряжения и продолжительность цикла).

Кстати, анализ полученных результатов показывает, что зависимость каче ственного изменения текущего прогиба образцов преимущественно от измене ния живого сечения их в процессе циклического разупрочнения имеет место и при усталости на воздухе для высоких уровней нагружения, когда зарождение усталостной трещины происходит по всему периметру опасного сечения образ ца, так называемое «кольцевое» зарождение и рост трещины.

Все это указывает на то, что кривые текущего прогиба являются, в сово купности с металлографическими, фрактографическими и другими методами анализа кинетики усталостного разрушения, весьма важной интегральной ха рактеристикой процессов, протекающих при усталостном нагружении металли ческих материалов.

Наблюдающееся в работе снижение долговечности при низких амплитудах нагружения исследованных металлических материалов в коррозионной среде согласуется с данными других авторов, например, [1, 2, 13, 78, 161].

Так, на поверхности высокоотпущенной стали 15ХН5ДМФ образуются ус тойчивые, тонкие оксидные пленки, которые хорошо сопротивляются корро зии. Однако при знакопеременных нагрузках они легко разрушаются, а дейст вующие циклические напряжения усиливают коррозию [44]. Очевидно, подоб ный процесс происходит и в сталях 40Х, 2ОХ13 и 14Х17Н2, что обусловливает значительное ухудшение сопротивления коррозионной усталости нержавею щих сталей при низких амплитудах напряжения.

Полученное в работе ухудшение сопротивления усталостному и коррози онно-усталостному разрушению закаленной и высоко отпущенной стали 40Х после фрикционно-упрочняющей обработки (Vдиска = 88 м/с, Vдет = 0,2 м/с;

S = 1,2 мм/об;

технологическая среда - масло «И-12А») связано с возникнове нием в «белом слое» или под ним растягивающих остаточных напряжений [116], в зоне которых при циклическом нагружении зарождается усталостная трещина (рис. 3.21, а).

Обкатка роликами смещает зону растягивающих напряжений вглубь об разца (~1000 мкм) (рис. 3.21, б), обусловливая значительное повышение устало стной прочности.

Электронно-микроскопические исследования показывают, что сталь 08кп имеет структуру феррита с небольшим количеством перлита, излом происходит по вязкому механизму (рис. 3.2), степень предварительной пластической обра ботки почти не сказывается на процессе усталостного разрушения [97, 162].

Стали 07ГСЮФТ и 08ГСЮТ имеют карбидные включения (например, рис. 3.3), которые препятствуют движению дислокаций в материале [56, 97, 163].

Это приводит к некоторому повышению циклической долговечности в результа те предварительной осадки. Однако карбидные включения, являясь источниками образования вторичных трещин [56, 94, 98, 106, 164], отрицательно сказываются на сопротивлении усталостному разрушению. В процессе усталости в этих мате риалах возникает продольное растрескивание (рис. 3.40, 3.41), обусловливающее более низкие значения предела выносливости по сравнению со сталью 08кп не зависимо от режимов технологической обработки [97, 162, 165].

Коррозионно-усталостное разрушение сталей 08кп, 07ГСЮФТ и 08ГСЮТ также развивается из нескольких очагов и инициируется повреждением по верхности, появлением локальной коррозии, усиливаемыми карбидными вклю чениями. Трещины не только многочисленны и менее ориентированны, чем при испытании на воздухе, но имеют на поверхности продукты коррозии и окисле ния [165, 166].

В общем случае повышению циклической и коррозионной долговечности всех исследованных материалов и режимов обработки соответствует рост вели чины зоны усталостного разрушения (рис. 3.37), увеличение длительности до зарождения трещины (рис 4.9), уменьшение скорости ее последующего разви тия (рис. 4.10), размер зоны долома образца [132, 167].

Анализ кривых изменения относительной величины усталостной зоны lS/d на поверхности излома образцов на воздухе и в коррозионной среде (рис. 3.37) показывает, что зона чисто усталостного разрушения увеличивается с повыше нием долговечности исследованных материалов.

Выводы.

1 Подтверждена установленная ранее другими авторами закономерность, что у всех исследованных материалов и режимов их технологической обработки про цесс усталостного разрушения на воздухе состоит из трех основных этапов:

а) образование повреждаемости в виде интенсивных полос скольжения (упрочнение отожженных меди М1 и латуни Л63 или разупрочнение других материалов и деформированных М1 и Л63);

б) увеличение интенсивности скольжения по вторичным плоскостям, пере сечение полос скольжения, зарождение микротрещин и появление в конце ста дии макротрещины длиной ~ 1,0 мм (стабилизация процессов упрочнения разупрочнения);

в) развитие магистральной усталостной трещины (быстрое разупрочне ние) вплоть до полного катастрофического разрушения.

Показано, что в коррозионной среде у всех исследованных материалов по сле различных режимов обработки также состоит из трех этапов:

а) образование коррозионных поражений или микротрещин глубиной, дос таточной для заметной концентрации механических напряжений, обусловлен ное процессами, связанными с адсорбцией среды на поверхности металла или оксидных пленок, избирательным анодным растворением, наводороживанием катодных участков и другими процессами, активированными циклическими механическими напряжениями;

б) подрастание множественных коррозионно-усталостных трещин до кри тических размеров;

в) ускоренный долом.

2 Снижение долговечности в области низких амплитуд напряжений под действием коррозионной среды по сравнению с циклическим напряжением на воздухе наблюдается в большей мере у термообработанных, чем у предвари тельно деформированных металлических материалов. При этом уменьшение циклической долговечности обусловливается сокращением времени до появле ния усталостных трещин и быстрым их последующим развитием.

3 Создание структуры в результате предварительной пластической дефор мации сказывается на сопротивлении усталости металлических материалов по разному. Равномерное пластическое деформирование материалов и их сварных соединений целесообразно проводить для повышения долговечности в области низких амплитуд нагружения (при N 105 циклов). Неравномерная деформация может привести к ухудшению сопротивления усталостному разрушению раз личных металлических материалов.

4.2 Сопротивление коррозионно-усталостному разрушению материалов с разной деформационной способностью при статическом нагружении Анализ результатов экспериментов показывает, что корреляция парамет ров усталостного разрушения металлических материалов при циклическом на гружении в коррозионной среде с пределом текучести 0,2 и прочности В от сутствует [56, 104, 151, 152, 168-170].

Например, с ростом степени предварительной деформации до 29% пределы прочности и текучести горячекатаных сталей 07ГСЮФТ и 08ГСЮТ, холоднока таной стали 08кп и алюминиевого сплава Д19АТ повышаются. Однако oграниченный предел коррозионной выносливости RC на базе 105 циклов воз растает у сталей 07ГСЮФТ и 08ГСЮТ, но снижается у стали 08кп и сплава Д19АТ, а отношения RC / B и RC / 0,2 (RC, B, и 0,2 - ограниченный предел коррозионной выносливости, пределы прочности и текучести деформированного материала соответственно) изменяются неоднозначно (табл. 4.1, рис. 4.11).

Влияние пластического деформирования на сопротивление коррозионной усталости сталей 20Х13 и 14Х17Н2 мартенситного класса оказывается различ ным при высоких и низких амплитудах напряжений, хотя B и 0,2 с ростом сте пени деформации увеличиваются. На базе испытания 105 циклов величина отно шений RC / B и RC / 0,2 после деформации да 25% уменьшается (табл. 4.1).

Для закаленной и высокоотпущенной стали 40X с ростом предварительной деформации до 22% монотонно повышаются пределы прочности и текучести, а отношения RC / B и RC / 0,2 изменяются неоднозначно (табл. 4.1, рис. 4.11).

Отжиг холоднокатаных меди M1 и латуни Л63 способствует более значи тельному снижению долговечности в коррозионной среде (например, в -2, раза у M1 при а =200 МПа и в 1,23 раза у Л63 при а =З00 МПа), чем пределов прочности и текучести (соответственно в 1,28 и 1,97 раза у M1 и в 1,13 и 1, раза у Л63). Предварительная деформация до 25% увеличивает коррозионную долговечность холоднокатаной латуни Л63 с 3,44.104 до 1,04.105 циклов (а = 300 МПа), то есть в 3,02 раза, а В и 0,2 - лишь в 1,31 раза (с 411 до 537 МПа), соответственно.

Таблица 4.1. Соотношение механических свойств деформированных металлических материалов Степень предваритель № п/п Материал RC / B RC / 0, ной дефомации, % 1 2 3 4 55 Сталь 40Х 1 0 0,394 0, 2 » 5 0,311 0, 3 » 10 0,304 0, 4 » 22 0,313 0, Сталь 20Х 5 0 0,492 0, 6 » 25 0,289 0, Сталь 14Х17Н 7 0 0,432 0, 8 » 25 0,317 0, Сталь 08ГСЮТ 9 5 0,705 0, 10 » 17 0,675 0, 11 » 29 0,673 0, Сталь 07ГСЮФТ 12 5 0,684 0, 13 » 17 0,569 0, 14 » 29 0,662 0, Сплав Д19АТ 15 0 0,291 0, 16 » 5 0,245 0, 17 » 17 0,265 0, 18 » 29 0,207 0, Влияние эффекта предварительной пластической деформации на измене ние ограниченного предела выносливости на базе 106 циклов от величины от ношения В / 0,2 для материалов в термообработанном состоянии аппроксими руется следующим уравнением [23] с коэффициентом корреляции r = 0,75:

RC / RN = 0.445·ехр(0,65·В / 0,2). (4.1) Из него следует, что при отношении В / 0,2 1,5 предварительное дефор мирование способствует снижению сопротивления материалов усталостному разрушению на воздухе. В условиях коррозионной усталости корреляции RC / RN с В / 0,2 не наблюдается.

На практике иногда используются коэффициенты RC / RN и Nс/N (Nс коррозионная долговечность). Полученные опытные данные показывают, что с ростом степени предварительной деформации величины отношений RC / RN и Nс/N изменяются неоднозначно, в то время, как В и 0,2 возрастают, то есть взаимосвязи между этими параметрами не обнаруживается.

Рис. 4.11. Влияние степени предварительной деформации пр.д (1, 3, 5, 7, 8) и показателя упрочнения А (4, 6, 9) на долговечность стали 40Х на воздухе (— — ) и в коррозионной среде ( ------, _._._._ ) для напряжений а равных 200 МПа (1, 2 и 4), 300 МПа (3, 5 и 6) и 500 МПа (7, 8 и 9) Однако установлена зависимость (рис. 4.12) относительного изменения долговечности материалов в среде 3%-го водного раствора морской соли Nс/N от изменения их способности к деформационному упрочнению при статиче ском нагружении под воздействием пластической обработки [56, 93, 98]. Эта закономерность подтверждает выводы, сделанные во второй главе. Из нее сле дует, что пластическая обработка материала, которая приводит к понижению величины показателя А в уравнении кривой деформационного упрочнения при статическом нагружении, обусловливает уменьшение чувствительности метал лических материалов к воздействию коррозионной среды и повышение их со противления коррозионно-усталостному разрушению [93, 98, 113].

Таким образом, для того, чтобы оценить целесообразность той или иной технологической обработки с целью повышения сопротивления коррозионной усталости различных металлических материалов, необходимо проследить ее влияние на величину показателя деформационного упрочнения при статиче ском растяжении.

Рис. 4.12. Зависимость относительной коррозионной долговечности сплавов от изменения их способности к деформационному упрочнению при статиче ском нагружении после предварительной пластической обработки Выводы.

1 Корреляция параметров усталостного разрушения металлических мате риалов при циклическом нагружении в коррозионной среде с пределом прочно сти и текучести носит неоднозначный характер.

2 Подтверждена полученная ранее в главе 2 теоретическая зависимость от носительного изменения долговечности предварительно деформированных ма териалов в среде 3%-го раствора морской соли в воде (Nс/N) от показателя степени А в уравнении кривой деформационного упрочнения при статическом растяжении: технологическая обработка, приводящая к уменьшению показате ля А повышает отношение коррозионной долговечности металлических мате риалов к их долговечности на воздухе. Она позволяет прогнозировать целесо образность введения в технологический процесс изготовления деталей опера ций пластического деформирования с целью повышения их сопротивления коррозионно-усталостному разрушению.

4.3 Сопоставление эффекта воздействия объемной и поверхностной пластической обработки на сопротивление усталости материалов на воздухе и в коррозионной среде Анализ литературных данных и результаты оригинальных исследований показывают, что различная пластическая деформация всего объема или только поверхности металла (ППД) не однозначно влияет на его циклическую долго вечность в зависимости от амплитуды нагружения.

В настоящей работе проведено сопоставление оптимальных режимов предварительной обработки, максимально повышающих долговечность мате риалов при амплитуде а 0,5 В и сопротивление усталости на базе 105 циклов на воздухе и в коррозионной среде. Оказывается, что наиболее существенное улучшение сопротивления разрушению при циклическом нагружении материа лов наблюдается после комбинированных методов ППД [112, 114, 116, 164].

Так, выше было показано, что предел выносливости на базе 105 циклов сварных соединений из стали 12Х18Н10Т возрастает в 1,26 раза после режима обработки: термическая, пластическая растяжением на 5…16%, пластическая обдувкой дробью, и в 1,03 раза после только одного растяжения до 7…10%.

Циклическая долговечность в коррозионной среде (3%-ный водный раствор морской соли) сварных соединений из стали 12Х18Н10Т в результате двухсто роннего дробеструйного упрочнения сварного шва увеличивается в 1,33 раза, но после растяжения на 7…10% снижается на 22%.

Наиболее эффективными технологическими способами повышения цикли ческой долговечности сварных соединений являются термическая обработка и поверхностное пластическое деформирование материала шва и околошовной зоны.

В процессе электродуговой сварки происходит изменение структуры ста ли, приводящее к появлению высоких остаточных растягивающих напряжений в области шва (100 МПа на глубине до 0,08 мм) и снижению сопротивления ус талости. Сварной шов характеризуется тонкодисперсным строением (аустенит и -феррит). Ширина шва (встык) равна 3…5 мм. Результаты испытаний пока зывают, что двустороннее упрочнение сварного шва улучшает его сопротивле ние знакопеременным нагрузкам. Термообработка (нагрев до 975 оС, 5 мин, ох лаждение на воздухе) сварных образцов снижает предел выносливости и цик лическую долговечность, но при этом уменьшается разброс экспериментальных данных за счет выравнивания свойств по всему объему материала и снятия внутренних напряжений.

Операция «термоправки» заметно ухудшает сопротивление усталости сварных термообработанных образцов.

Термообработка (нормализация) сварного шва перед операцией поверхно стного упрочнения пучком проволоки благоприятно сказывается на усталост ных свойствах стали 12X18H10T. Так, при уровне приложенного напряжения 420 МПа долговечность сварных образцов после термообра6отки и упрочнения пучком проволоки в 9,5 раза больше, чем у образцов, обработанных только пучком проволоки.

Эффективный и производительный метод упрочнения пучком проволоки позволяет обрабатывать неровные поверхности, что обусловливает его широкое распространение в производстве. Однако этот способ обработки в нашем слу чае дает более низкие результаты, чем пневмодробеструйная обработка, из-за тонкого сечения (2 мм) образцов, для которых нецелесообразна большая глуби на наклепа.

Долговечность при а = 320 MIIa образцов после пневмодробеструйной обработки с двух сторон (давление воздуха 0,4 МПа;

время 1 мин;

диаметр дро би 0,6…1,0 мм) составляет 6,6·106 циклов, в то время как у холоднокатаной ста ли 12Х18НЮТ без сварки она равна 2,75·105 циклов. Введение операции термо обработки перед термоправкой сварных образцов повышает циклическую дол говечность стали в коррозионной среде.

Лучшим сопротивлением коррозионно-усталостному разрушению облада ют сварные соединения из стали 12X18H10T с дробеструйным упрочнением, особенно при обработке шва с двух сторон. Предварительная деформация рас тяжением на 5, 10 и 16 % сварных образцов из этой стали приводит, за счет на клепа, к увеличению низкоамплитудной долговечности на воздухе. Деформа ция же до 25% уменьшает циклическую долговечность. Сварные образцы из стали 12Х18Н10Т, деформированные растяжением до 7…10%, имеют число циклов до разрушения на 56,9% ниже в коррозионной среде, чем на воздухе.

Предлагаемый режим обработки сварных соединений из нержавеющих сталей аустенитного класса типа 12Х18Н10T: термообработка (нагрев до 975С, 5 мин, охлаждение на воздухе), растяжение до степени 5…16%, упрочнение пневмодробеструйное (давление воздуха 0,4 МПа;

диаметр дроби 0,6…1,0 мм;

время 1 мин) с двух сторон (авторское свидетельство №1058747) - полностью устраняет возможный отрицательный эффект предварительного растяжения;

обеспечивает снижение величины остаточных растягивающих напряжений и равномерное их распределение по сечению сварного образца;

увеличивает цик лическую долговечность (в 2,2 раза при амплитуде 420 МПа) сварных образцов и натурных изделий из тонколистовой стали 12X18H10T по сравнению с пнев модробеструйной обработкой сварного шва с двух сторон. При этом наблюда ется относительно однородная мелкодисперсная структура стали в околошов ной зоне [164].

Коэффициент влияния (рис. 4.13…4.16) технологической обработки мето дами объемного и поверхностного деформирования на долговечность для стали 40X практически одинаков (N 10,0), а на ограниченный предел вынос ливости (RN) несколько выше при растяжении до 22% по сравнению с ППД (1,54 против 1,15). Однако при испытании стали 40X в 3%-ном водном растворе морской соли коэффициенты Nc 250 и RNc 4, после ППД фрикционно упрочняющая обработка (ФРУО;


обкатка роликами), намного больше, чем по сле растяжения до 22%, при которой эти коэффициенты незначительно превы шают 1 [162, 164].

Осадка до 5…17% холоднокатаной стали 08кп ограниченный предел вы носливости и циклическую долговечность на воздухе незначительно (до 3%) снижает, а в коррозионной среде практически не изменяет. Дробеструйная об работка приводит к повышению долговечности сварных соединений из стали 08кп на воздухе в 1,6 раза, а в коррозионной среде - в 3,25 раза. При этом RNc составляет 1,41.

У малолегированной стали 08ГСЮТ после осадки N =1,92, несколько вы ше, чем после обдувки сварных соединений (N = 1,50). В коррозионной среде циклическая долговечность сварных соединений из этой стали после ППД уве личивается в З,6 раза, в то время как после осадки до 17% образцов без сварки только в 1,85 раза, а коэффициент RNc = 1,50 и 1,18 соответственно.

Коррозионная среда значительно понижает малоцикловую усталость лис товых сталей 08кп и 08ГСЮТ и их сварных соединений, причем в большей степени она воздействует на сварные соединения из стали 08ГСЮТ. С увеличе нием амплитуды циклического нагружения влияние среды ослабевает. Долго вечность образцов со сварным швом из стали 08кп в морской воде при ампли туде относительной деформации = 0,5% почти в 2 раза выше, чем долговеч ность образцов из стали 08ГСЮТ.

Снижение сопротивления коррозионной усталости сварных соединений вызвано, в основном, растягивающими остаточными напряжениями, возни кающими в зоне термического влияния, где и происходит зарождение устало стной трещины. Наиболее эффективным способом снятия вредных растяги вающих напряжений является дробеструйная обработка, в процессе которой возникает наклеп и остаточные напряжения сжатия, величина и характер рас пределения которых зависят от режимов обработки.

1, 1, 1, 1, 0, 0, 0, 0, 0, а б в г д е Рис. 4.13. Диаграммы изменения коэффициента влияния технологиче ской обработки ( - объемная деформация: - ППД) на ограниченный предел выносливости сталей на воздухе (RNT/RN):

а, б - 12Х18Н10Т [1];

в - 08кп;

г - 08ГСЮТ;

д - 40Х;

е - 35ХГСА [21] а б в г д е ж Рис. 4.14. Диаграммы изменения коэффициента влияния технологиче ской обработки ( - объемная деформация;

- ППД) на циклическую долговечность сталей на воздухе (NT/N):

а - 08кп;

б - 08ГСЮТ;

в - 35ХГСА [21];

г - 20XH2M;

д - 35ХГСНА [29];

е - 40Х;

ж - 12Х18Н10Т 4, 4, 3, 3, 2, 2, 1, 1, 0, 0, а б в г д Рис. 4.15. Диаграммы изменения коэффициента влияния технологиче ской обработки ( - объемная деформация;

- ППД) на ограниченный предел выносливости сталей в коррозионной среде (Rст/Rс):

а - 40X;

б - 08кп;

в - 08ГСЮТ;

г - 35ХГСА [21];

д - 12Х18Н10Т 5, 4, 4, 3, 3, 2, 2, 1, 1, 0, 0, а б в г Рис. 4.16. Диаграммы изменения коэффициента влияния технологиче ской обработки ( - объемная деформация;

- ППД) на циклическую долговечность сталей в коррозионной среде (NTc/Nc):

а - 12Х18Н10Т;

б - 08кп;

в - 08ГСЮТ;

г - 40Х В работе экспериментально установлено для сталей 08кп и 08ГСЮТ, что из всех исследованных режимов наиболее оптимальна обдувка дробью дли тельностью 120 с, приводящая к появлению в поверхностных слоях на глубине до 300…400 мкм остаточных напряжений сжатия величиной ~ 1,5 ГПа.

Такая ППД повышает долговечность сварных соединений из стали 08кп ( = 0,25%) в коррозионной среде в 3,3 раза, а стали 08ГСЮТ в 3,6 раза. Одна ко, несмотря на то, что коэффициент технологической обра6атки сварных со единений у стали 08кп несколько ниже, чем у стали 08ГСЮТ, сопротивление их усталости на воздухе и в морской воде остается все же в 1,19 и 1,25 раза вы ше (1,31·105 против 1,10·105 циклов на воздухе и 1,26·105 против 1,01·105 циклов при = 0,25%) соответственно.

Дробеструйная обработка после правки закаленной с высоким отпуском стали 35ХГСА обусловливает повышение долговечности на воздухе в 1,49 раза.

Растяжение до 2,6 и 5,3% снижает ограниченный предел выносливости стали на воздухе.

Обкатывание роликами стали 35ХГСНА и дробеструйная обработка прав леных образцов после цементации и закалки с низким отпуском стали 20ХН2М также повышают N до 3,31 и 1,84 соответственно.

Таким образом, анализ оригинальных и литературных данных позволяет сделать вывод о большем влиянии на повышение сопротивления усталостному разрушению металлических материалов на воздухе и в коррозионной среде ме тодом поверхностного пластического деформирования по сравнению с объем ным деформированием [164]. Этот вывод наглядно подтверждается сопостав лением зависимостей изменения долговечности на воздухе после объемной и поверхностной пластической деформации (рис. 4.17).

1g (N / N) = 4,652А - 0,738;

r = 0,920 (4.2) 1g (Nппд / N) = 4,127А + 0,307;

r = 0,851 (4.3) Кроме того, из рис. 4.17 следует, что если после объемной пластической деформации для материалов с А 0,2 может наблюдаться снижение цикличе ской долговечности, то после ППД при всех значениях А долговечность метал лических материалов существенно повышается.

Рис. 4.17. Зависимость воздействия предварительной пластической обработки (объёмной -, и поверхностной - +) на изменение долговечно сти материалов при а = 0.5в от показателя деформационного упрочнения А в исходном состоянии ( – по данным [23]) Выводы.

1 Наиболее существенное улучшение сопротивления усталостному и кор розионно-усталостному разрушению металлических материалов наблюдается после комбинированных методов ППД.

2 Поверхностное пластическое деформирование обусловливает большее влия ние на сопротивление усталостному разрушению металлических материалов на воздухе и в коррозионной среде, по сравнению с объемным деформированием.

3 Установлена зависимость Nппд / N oт показателя А упрочнения при ста тическом растяжении металлических материалов в термообработанном состоя нии (r = 0,851), позволяющая прогнозировать эффективность введения опера ции ППД с целью повышения долговечности материалов при циклическом наг ружении на воздухе.

4 ППД повышает циклическую долговечность при всех значениях показателя упрочнения (А) материалов. Этот эффект более существенен для металлических материалов с высоким значением А.

5 Выводы 1 Исследованы и установлены основные закономерности влияния режимов технологической обработки (термообработка, сварка, объемная пластическая деформация с разной степенью и скоростью, ППД) на циклическую долговеч ность конструкционных материалов (более 20 марок) на воздухе и 3%-ном вод ном растворе морской соли.

Использование в расчетах на долговечность полученных уравнений кри вых усталости и вероятностных кривых распределения циклической долговеч ности на воздухе и в коррозионной среде исследованных металлических мате риалов после конкретных режимов обработки позволяет повысить точность оценки эксплуатационной надежности при снижении, в ряде случаев, металло емкости деталей и механизмов в целом.

2 Установлена теоретически и подтверждена экспериментально зависи мость между изменениями под воздействием пластической обработки коррози онно-циклической долговечности и способности металлов и сплавов к дефор мационному упрочнению при статическом растяжении: пластическое деформи рование в области равномерных деформаций, снижая величину структурно чувствительного показателя упрочнения и неоднородность качества поверхно сти материалов, обусловливает повышение отношения их коррозионной долго вечности к долговечности на воздухе. Эта зависимость позволяет прогнозиро вать сопротивление коррозионно-усталостному разрушению деформационно упрочненных материалов и оптимизировать технологию обработки с целью по вышения эксплуатационных свойств металлических изделий, а также снижения их металлоемкости.

3 Подтверждена установленная ранее закономерность, что у всех исследо ванных материалов после всех режимов их обработки (термической, объемной и поверхностной пластической) процесс усталостного разрушения на воздухе состоит из трех основных этапов:

- образование повреждаемости в виде интенсивных полос скольжения (уп рочнение у отожженных меди М1 и латуни Л63 или разупрочнение деформиро ванных M1 и Л63, а также других материалов);

- увеличение интенсивности скольжения по вторичным плоскостям, пересе чение полос скольжения, зарождение микротрещин и появление в конце стадии макротрещин (стабилизация процессов упрочнения-разупрочнения);

- развитие магистральной усталостной трещины (быстрое разупрочнение), вплоть до полного катастрофического разрушения.

4 Установлено, что у всех исследованных материалов после различных ре жимов обработки процесс разрушения в коррозионной среде идет в три этапа:

- образование питтингов или микротрещин глубиной, достаточной для за метной концентрации механических напряжений, обусловленное процессами адсорбции среды на дефектной поверхности металла или образованием и пе риодическим разрушением оксидных пленок, избирательным анодным раство рением, наводороживанием катодных участков и другими процессами, связан ными со структурной гетерогенностью и истинной геометрической протяжен ностью профиля поверхностности материала, и активированными циклически ми напряжениями. Длительность этого этапа занимает большую часть долго вечности до полного разрушения;

- подрастание множественных коррозионно-усталостных трещин до крити ческих размеров;

- ускоренный долом, происходящий практически мгновенно.

5 Показано, что коррозионная среда ускоряет процесс зарождения устало стных трещин и их последующее развитие, что приводит при низко амплитуд ном нагружении к снижению в 1,5...4,0 раза сопротивления усталости металли ческих материалов. При этом чувствительность сплавов в исходном недефор мированном состоянии к отрицательному влиянию коррозионной среды на дол говечность возрастает с уменьшением величины показателя степени деформа ционного упрочнения А (например, для стали 45 в следующем порядке: с пер лит-ферритной, троостито-сорбитной и мартенситной структурой).


6 Установлено, что влияние предварительной деформации на коррозион ную долговечность носит немонотонный характер и зависит от структуры ма териала, технологии обработки и амплитуды знакопеременного нагружения.

Подтверждено отсутствие корреляции параметров усталостного разрушения пластически деформированных конструкционных материалов при циклическом нагружении в коррозионной среде со стандартными механическими характери стиками при статическом нагружении.

7 Разработан теоретически обоснованный и экспериментально подтвер жденный метод прогнозирования и повышения долговечности в коррозионной среде деформационно-упрочненных металлических материалов, заключающий ся в том, что для оценки целесообразности введения в технологический процесс изготовления деталей операций холодной штамповки с целью повышения кор розионной долговечности достаточно проследить их влияние на величину пока зателя степени деформационного упрочнения при статическом нагружении.

8 Показано, что структура, созданная в результате ППД, приводит к боль шему повышению сопротивления усталостному и коррозионно-усталостному разрушению металлических материалов по сравнению с объемным пластиче ским деформированием.

9 Найдена аппроксимируемая соответствующим уравнением, зависимость Nппд / N от показателя деформационного упрочнения А при статическом на гружении (коэффициент корреляции не менее 0,850), позволяющая прогнози ровать целесообразность введения в технологический процесс операции ППД с целью повышения циклической долговечности деталей на воздухе. Из нее сле дует, что эффект поверхностной пластической обработки на долговечность тем больше, чем выше показатель А.

10 Результаты исследований внедрены на предприятиях авиационной и ав томобильной отраслей промышленности.

6 Практическое использование результатов исследования На основе теоретических и экспериментальных исследований предлагается проводить оптимизацию режимов технологической обработки с целью повы шения сопротивления усталостному и коррозионно-усталостному разрушению с учетом деформационной способности металлических материалов к упрочне нию при статическом растяжении: отношение коррозионной долговечности к долговечности на воздухе в результате равномерного пластического деформи рования возрастает вследствие создания дисперсной и однородной структуры, если при этом снижается величина показателя упрочнения и повышается рав номерность процесса пластической деформации.

Применение установленных закономерностей и разработанных на их осно ве специальных режимов термической и пластической обработки для повыше ния характеристик механических свойств широко используемых в автомобиль ной промышленности сталей позволило повысить стабильность прочностных свойств штампованных деталей автобусов ПАЗ, их долговечность на воздухе и в коррозионной среде, сократить номенклатуру марок и сортамента сталей на заводе и за счет уменьшения толщины деталей снизить металлоемкость автобу са. Металлоемкость одного автобуса ПАЗ-3205 понижается на ~ 5% или на ~ 100 кг.

На основе установленных закономерностей изменения структуры и свойств материалов в результате ППД разработан новый технологический про цесс обработки стали 40Х, повышающий сопротивление усталостному разру шению на воздухе и в коррозионной среде (до ~ 10 раз): закалка с высоким от пуском;

ФРУО (скорость диска 88 м/с, скорость образца 0,20 м/с, подача 1,2 мм/об, в масле «И-12А»);

обкатка роликами (нагрузка 1765 Н, скорость об разца 0,45 м/с, подача 0,11 мм/об). Положительное решение на выдачу патента от 27.02.92 по заявке № 49485514 (052957) класс С21Д1/34 и класс С21Д8/00;

Патент Украины № 11098 от 25.12.96 (Бюл. № 4).

На основании установленного факта возрастания сопротивления усталост ному и коррозионно-усталостному разрушению материалов с понижением по казателя упрочнения и дефектности структуры поверхности после равномерно го пластического деформирования предложен новый режим обработки сварных соединений из нержавеющих сталей аустенитного класса типа 12Х18Н10Т (А.С. №1058747 (СССР) - опубл. в Б.И. 1983. - с. 126): термообработка (нагрев до 975 оС;

выдержка 5 мин;

охлаждение 50 оС в мин) + пр.д (5%) + упрочнение дробеструйное с 2-х сторон (Р = 0,4 МПа;

1 мин;

диаметр дроби 0,6…1,0 мм).

Электродуговая сварка понижает долговечность на воздухе и в коррозион ной среде сталей 20кп, 08кп, и 08ГСЮТ в 3…6 раз. Разработан оптимальный режим дробеструйной обработки, повышающий коррозионную долговечность сварных соединений из этих сталей в 2,3 - 3,6 раза: обдувка смесью (1:1) чугун ной колотой (диаметр 0,8…1,5 мм) и стальной круглой (диаметр 1,0…3,0 мм) дроби в течение 120 с.

В результате исследования влияния степени и скорости пластического деформирования на структуру и механические свойства ряда авиационных конструкционных материалов установлены оптимальные значения степени пластической деформации при штамповке образцов на молоте и гидропрессе, обеспечивающие повышение циклической долговечности сталей ЭИ (в 3…4 раза) и ВНС-2 (до 3 раз), сплавов 01420Т (до 2,7 раза), Д19-АМ (до раз) и ВТ20 (до 5 раз).

Разработаны практические рекомендации по технологической обработке указанных материалов, внедрение которых в производстве на ГАПО им.

С.Орджоникидзе повышает ресурс изделий до первого ремонта (минимально на 8%), снижает металлоемкость конструкции и отбраковку деталей при фор мообразовании (местные утонения панелей после деформирования гофр допус тимы до 40% вместо 20% согласно заводской документации), уменьшает пра вочные и доводочные работы (до 20%).

Внедрение научно обоснованных и экспериментально подтвержденных ре комендаций по термической и пластической обработке сварных соединений и оптимизации технологических режимов объемного и поверхностного пластиче ского деформирования металлических материалов, обусловливающих создание стабильной равномерной структуры и высоких сжимающих напряжений, по зволило повысить ресурс ряда ответственных изделий в условиях ПО «Тепло обменник».

С целью обеспечения коррозионно-усталостных испытаний и повышения точности экспериментов разработаны оригинальные двухпозиционная установ ка с жесткой схемой нагружения частотой 1500 цикл/мин для цельных и свар ных (стыковых и Т-образных) тонколистовых материалов при знакопеременном консольном изгибе с регулируемой асимметрией цикла и камера для цилиндри ческих образцов при испытании по схеме консольного изгиба с вращением час тотой 3000 об/мин на машине МИП - 8, позволяющая фиксировать изменение текущего прогиба образцов в процессе усталости (А.С. №92045б, кл.G01NЗ/32, 1981 г.).

Список литературы 1 Похмурский, В.И. Коррозионная усталость металлов / В.И. Похмурский.

- М.: Металлургия, 1985. -207 с.

2 Похмурский, В. И. Коррозионно-усталостная прочность сталей и методы ее повышения / В.И. Похмурский. - Киев: Наукова Думка, 1974. -186 с.

3 Карпенко, Г.В. Прочность стали в коррозионной среде / Г.В. Карпенко. М.: Машгиз, 1963. -188 с.

4 Степуренко, B.T. Исследование коррозионной стойкости и коррозионно механической прочности стали 45 / В.Т. Степуренко. - Львов: Изд-во ИМА АН УССР, 1958. -83 с.

5 Баранова, В.И. //Физико-химическая механика материалов (ФХММ). 1982. 16. № 4. -С. 103-104.

6 Сергеева, Т.К., Ангеловская, Л.М., Малкин, В.И., Покидышев, В.В.

Сопротивление развитию трещин при коррозии под напряжением мартенситно стареющей стали H18K9M5T // Металловедение и термическая обработка ме таллов. 1976. № 9. -С. 41-44.

7 Hutchings, J., Sanderson, О. Влияние температуры отпуска, микролеги рования и катодной поляризации на сопротивление усталости при низкой час тоте мартенситно-стареющей стали с 18% никеля // Corros. Sci. 1976. 16. № 6. С. 103-104.

8 Билый, Л.М., Похмурский, В.И., Швед, М.М., Федорова, В.А. Роль во дорода в кинетике усталостного разрушения стали У8 // (ФХММ). -1978. 14, № l. - С. 67-70.

9. Ткачев, В.И., Яцук, Р.А. Влияние водорода на скорость роста усталост ной трещины в стали 40Х // Физико-химическая механика материалов (ФХММ). -1980. 16. № 6. -С. 103-104.

10 Schmitt-Thomos, Kh.G., Meisel, H., Haubenberger, W.D. Korrosiche Et wiklung // Werkst. und Korros. - 1981. 32. № 10. - Р. 421-427.

11 Гликман, Л.А. Коррозионно-механическая прочность металлов / Л.А. Гликман. - М.-Л.: Машгиз, 1955. – 175 с.

12 Каличек, T.Н. Исследование некоторых физико-механических и элек тро-физических свойств мартенситных нержавеющих сталей.: Автореф. дис. … канд. техн. наук. - Львов, 1970. – 24 с.

13 Форрест, П. Усталость металлов / П. Форрест. - М.: Машиностроение, 1968. - 352 с.

14 Романив, О.Н., Никифорчин, Г.Н. Механика коррозионного разруше ния конструкционных сплавов / О.Н. Романов, Г.Н. Никифорчин. - М.: Метал лургия, 1986. - 294 с.

15 Kovach, Juraj, Kocich, Jaroslav. Влияние состояния поверхности на процесс разрушения стали при коррозионной усталости // Kovove mater. - 1981.

19, №1. - С.63-75.

16 Бабей, Ю.И., Сопронюк, Н.Г. Защита стали от коррозионно механического разрушения / Ю.И. Бабей, Н.Г. Сопронюк. – Киев: Техника, 1931. - 125 с.

17 Иванец, В.И. Влияние вида шлифования и абсолютных размеров дета лей на коррозионно-усталостную прочность стали // (ФХММ). -1975. 11, № 5. C. 85-33.

18. Зафийовский, Ю.М., Похмурский, В.И. // Высокопрочные немагнит ные стали. М.: 1978. - С. 109-112.

19 Gamal El Sherbini, Chatterjee U.К., Siгсаг S.C. On the separation of initia tion and propagation stages in transgranu1ar stress corrosion cracking of alphabrass // Trans. Indian Inst. Metals. 1976. 29, № 6. - P. 447-448.

20 Труфанов, А.А., Коваленко, В.И. Влияние усилия затяжки на мало цикловую усталость болтовых соединений // Проблемы прочности. 1987. № 5. С. 51-53.

21 Назаренко, Г.Т. Усталостная прочность предварительно растянутой стали в коррозионной среде // (ФХММ). 1968. Т 4. № 1. - С. 94-96.

22 Романов, В.В. Влияние коррозионной среды на цикловую прочность металлов / В.В. Романов. - М.: Наука, 1969. – 220 с.

23 Гуслякова, Г.П. Пластическая обработка металлов и сварных соедине ний с целью повышения долговечности изделий / Г.П. Гуслякова. - Горький:

ВСНТО, 1987. – 52 с.

24 Гуслякова, Г.П. Прогнозирование долговечности при циклическом на гружении предварительно деформированных металлов и сплавов и ее повыше ние путем оптимизации технологических режимов ее пластической обработки:

дисс. … докт. техн. наук. - Киев, 1986. - 197 с.

25 Сулима, А.М., Евстигнеев, М.И. Качество поверхностного слоя и ус талостная прочность деталей из жаропрочных и титановых сплавов / А.М. Су лима, М.И. Евстигнеев. - М.: Машиностроение, 1974. - 256 с.

26 Балтер, М.А. Упрочнение деталей машин / М.А. Балтер. - М.: Метал лургия, 1973. - 184 с.

27 Сорокин, В.М. Повышение качества изготовления и долговечности вы соконагруженных деталей машин / В.М. Сорокин. - Горький. Изд-во Горьковск.

обл. правл. НТО МАШПрома, 1983. - 92с.

28 Папшев, Д.Д. Упрочнение деталей обкаткой роликами / Д.Д. Папшев. М.: Машиностроение, 1968. - 128 с.

29 Одинцов, Л.Г. Упрочнение и отделка деталей поверхностным пласти ческим деформированием. Справочник / Л.Г. Одинцов. - М.: Машиностроение, 1987. - 328 с.

30 Повышение прочности и долговечности деталей машин поверхностным пластическим деформированием / под ред. И.В. Кудрявцева // ЦНИИТМАШ, Кн. № 90, 1970. - 152 с.

31 Бабей, Ю.И., Миндюк, А.К. Некоторые методы защиты сталей от кор розионной усталости // Коррозионная усталость металлов: Тр.1 Сов-англ. семи нара / под ред. акад. Я.М. Колотыркина. - Киев: Наукова думка, 1982. С. 292-310.

32 Карлашов, А.В. Вопросы машиноведения и прочности в машинострое нии. Вып 1. - Киев: Изд-во АН УССР. 1953. - 108 c.

33 Макар, О.А., Кокотайло, И.В., Дурягин, В.А., Дидошак, В.И. Влия ние комплексной защиты на сопротивление стали 30ХГСА малоцикловой кор розионной усталости // ФХММ. 1987. 23. № 4. - С. 93-95.

34 Труфяков, В.И. Усталость сварных соединений / В.И. Труфяков. - Ки ев: Наукова думка, 1973. - 216 с.

35 Кудрявцев, И.В., Наумченков, Н.Е. Усталость сварных конструкций / И.В. Кудрявцев, Н.Е. Наумченков. - М.: Машиностроение, 1976. - 272 с.

36 Наумченков, Н.Е. Поверхностный наклеп как средство повышения ус талостной прочности сварных соединений // Исследования по упрочнению де талей машин. - М.: Машиностроение, 1972. - С. 131-151.

37 Николаев, Г.А., Куркин, С.А., Винокуров, В.А. Сварные конструкции.

Прочность сварных соединений и деформации конструкций: учеб. пособие / Г.А. Николаев, С.А. Куркин, В.А. Винокуров. - М.: Высш. школа, 1982. – 277 с.

38 Стеклов, О.И., Зорин, E.Е., Смирнов, А.Х. Современные методы по вышения констуктивно-технологической прочности нефтегазопромысловых сооружений / О.И. Стеклов, Е.Е. Зорин, А.Х. Смирнов. - М.: ВНИИЭ Газпрома, 1988. – 50 с.

39 Maddox, S.J. An analysis jf fatique cracks in welded joints // Int. J. of Frac ture. -1975. -11. - Р. 221-243.

40 Скотт, П.М. Влияние морской воды на корозионную усталость конструк ционных сталей // Коррозионная усталость металлов: Тр.1 Сов-англ. семинара / под ред. акад. Я.М. Колотыркина. - Киев: Наукова думка, 1982. - С. 180-206.

41 Синявский, В.С., Вальков, В.Д., Будов, В.М. Коррозия и защита алю миниевых сплавов / В.С. Синявский, В.Д. Вальков, В.М. Будов. - М.: Металлур гия, 1986. - 368 с.

42 Hотт, Дж. Ф. Влияние среды на рост трещины при монотонном и цик лическом нагружении // Коррозионная усталость металлов // Тр I Советско английского семинара. - Киев: Наукова думка, 1982. - С. 362-364.

43 Ребиндер, П.А. Поверхностные явления в дисперсных системах. Физи ко-химическая механика. Избранные труды / П.А. Ребиндер. - М.: Наука. 1979. 381 с.

44 Эванс, Ю.А. Коррозия и окисление металлов / Ю.А. Эванс. - М.: Маш гиз, 1962. - 856 с.

45 Карпенко, Г.В. Влияние среды на прочность и долговечность металлов / Г.В. Карпенко. - Киев: Наукова думка, 1976. - 125 с.

46 Сосновский, Л.А., Махутов, Н.А. Коррозионно-механическая усталость:

прямой и обратный эффекты // Заводская лаборатория. 1993. № 7.- С. 33-44.

47 Романив, О.Н., Никифорчин, Г.Н. // Свойства конструкционных мате риалов при воздействии рабочих сред. - Киев: Наукова думка, 1980.- С. 32-44.

48 Hunsicker, Н.Y. Contribution of physical metallurgy to engeneering practiсе. - Ргос. Rosenhain Conf. Roy Soc., 1976. - Р. 245.

49 Коррозия / под ред. Л.Л.Шрайера;

пер. с англ. - М.: Металлургия, 1981.

– 623 с.

50 Скалли, Д. // Механика разрушения. Разрушение материалов. Серия:

Новое в зарубежной науке. Вып.17: пер с англ. - М.: Мир, 1979. - С. 83-108.

51 Коррозионная усталость металлов // Коррозионная усталость металлов:

Тр.1 Сов.-англ. семинара / под ред. акад. Я.М. Колотыркина. - Киев: Наукова думка, 1982. - 372 с.

52 Гринберг, H M. Закономерности роста усталостных трещин на стадиях Па и Пб / Н.М. Гринберг. - Харьков, 1983. - 54с. - (Препринт. фТИНТ АН УССР № 28-83).

53 Tomkins, В. Роль раскрытия вершины трещины в коррозионной устало сти пластичных ферритных сталей для водяных реакторов / Influence Environ.

Fatique. Conf., London, 1977. London, 1977. - Р. 111-116.

54 Никифорчин, Г.Н. Оценка коэффициентов интенсивности напряжений для ветвящихся трещин при коррозионной разрушении металлов // Коррозион ная усталость металлов. Тр. I Советско-английского семинара. - Киев: Наукова думка, 1982. - С. 362-364.

55 Прикладные вопросы вязкости разрушения. - М.: Мир, 1968. - 552 с.

56 Пачурин, Г.В., Гуслякова, Г.П. Оптимизация режимов технологиче ской обработки с целью повышения сопротивления коррозионно-усталостному разрушению металлических материалов / Г.В. Пачурин, Г.П. Гуслякова. - Ниж ний Новгород: ВСНТО, 1991. - 72 с.

57 Соколов, Л.Д., Скуднов, В.А., Соленов, В.М. и др. Механические свойства редких металлов. - М.: Металлургия, 1972. - 233с.

58 Туфанов, Д.Г. Коррозионная стойкость нержавеющих сталей, сплавов и чистых металлов / Д.Г. Туфанов. - М.: Металлургия, 1982. - 352 с.

59 Кроха, В.А. Упрочнение металлов при холодной пластической дефор мации / В.А. Кроха. - М.: Машиностроение, 1980. - 160 с.

60 Достижения науки о коррозии и технологии защиты от нее. Коррозион ное растрескивание металлов / под ред. Фонтана М., Стейла P: пер с англ. под ред. Синявского В.С. - М.: Металлургия, 1985. - 433 с.

61 Гутман, Э.М. Механохимия металлов и защита их от коррозии / Э.М. Гутман. - М.: Металлургия, 1981. - 271 с.

62 Стеклов, О.И. Стойкость материалов и конструкций к коррозии под напряжением / О.И. Стеклов. - М.: Машиностроение, 1990. - 384 с.

63. Томашов, Н.Д., Тюкина, Н.М., Заливалов, Ф.П. Толстослойное ано дирование алюминия и алюминиевых сплавов / Н.Д. Томашов, Н.М. Тюкина, Ф.П. Заливалов. - М.: Машиностроение, 1968. - 157с.

64 Скорчеллетти, В.В. Теоретические основы коррозии металлов / В.В. Скорчеллетти. - Л.: Химия, 1973. - 264 с.

65 Гурский, Л.И., Зеленин, В.А. Структура и кинетика взаимодействия металла с окисляющими средами / Л.И. Гурский, В.А. Зеленин. - М.: Наука и техника, 1982. - 192 с.

66 Мовчан, Б.А., Ягупольская, Л.Н. Влияние примесей, деформации и отжига на электрохимические свойства никеля // Защита металлов, 1969. - Т. 5, № 5. - 511 с.

67 Томашов, Н.Д., Иванов, Ю.М. Исследование влияния степени де формации и температуры отжига на электрохимическую коррозию титана с 0,2%-ми палладия // Защита металлов, 1965. - Т. 1. № 1. - 36 с.

68 Сивак, И.О. Оценка деформируемости пористых материалов в процес сах пластического формоизменения // Теоретические и прикладные проблемы развития наукоемких и малоотходных технологий обработки металлов давле нием. Тезисы докл. республ. конф. - Винница, ВПИ, 1991. - С. 3-4.

69 Скуднов, В.А., Богашов, Ф.А. Закономерности изменения плотности при ОМД // Изв. ВУЗов. Черная металлургия, 1986. № 8. - С. 38-45.

70 Паршин, А.М. Структура, прочность и радиационная поврежденность коррозионно-стойких сталей и сплавов / А.М. Паршин. - Челябинск: Металлур гия, 1988. - С. 656.

71 Скуднов, В.А. Закономерности предельной пластичности металлов // Проблемы прочности, 1982. № 9. - С. 72-78.

72 Скуднов, В.А. Предельные пластические деформации металлов / В.А. Скуднов. - М.: Металлургия, 1989. - 176 с.

73 Лариков, Л.Н. Залечивание дефектов в металлах / Л.Н. Лариков. - Киев:

Наука, 1980. - 280 с.

74 Гриднев, В.Н., Гаврилюк, В.Г., Мешков, Ю.Я. Пластическая дефор мация металлов // Физическая природа пластической деформации. - Киев: Нау кова думка, 1966. - С. 89-104.

75. Терентьев, В.Ф. Усталостная прочность металлов и сплавов / В.Ф. Те рентьев. - М.: Интермет Инжиниринг, 2002. - 288 с.

76 Горицкий, В.М., Терентьев, В.Ф. Структура и усталостное разрушение металлов / В.М. Горицкий, В.Ф. Терентьев. - М.: Металлургия, 1980. - 208 с.

77 Паршин, В.С. Влияние поверхностного слоя на пластичность металла // Изв. ВУЗов. Машиностроение. 1977. № 9. - С. 115.

78. Шетулов, Д.И. Связь сопротивления циклической нагрузке с повреж даемостью поверхности металлов // Изв. АН СССР. Металлы. 1991. № 5. С. 160-162.

79. Атанасянц, А.Г. Анодное поведение металлов: учеб. пособие для вузов / А.Г. Атанасянц. - М.: Металлургия, 1989. - 151 с.



Pages:     | 1 | 2 || 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.