close

Вход

Забыли?

вход по аккаунту

?

Развитие научных основ повышения прочности материалов методами интенсивных воздействий упрочняющей поверхностной обработки и нанесения покрытия.

код для вставкиСкачать
На правах рукописи
Клевцова Наталья Артуровна
РАЗВИТИЕ НАУЧНЫХ ОСНОВ ПОВЫШЕНИЯ ПРОЧНОСТИ
МАТЕРИАЛОВ МЕТОДАМИ ИНТЕНСИВНЫХ ВОЗДЕЙСТВИЙ,
УПРОЧНЯЮЩЕЙ ПОВЕРХНОСТНОЙ ОБРАБОТКИ И НАНЕСЕНИЯ
ПОКРЫТИЯ
05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов
АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени доктора
технических наук
Оренбург - 2012
2
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ
Актуальность темы. В настоящее время значительно возросли требования к прочностным характеристикам используемых металлических материалов и
методам их упрочнения, в том числе, путем измельчения зерна, термической обработки, нанесения ионно-плазменных покрытий и поверхностной упрочняющей
обработки. Оптимизация режимов таких обработок остается актуальной задачей.
Разрушение метастабильных аустенитных сталей и сплавов сопровождается протеканием в пластических зонах у вершины трещины γ→α и γ→ε→α мартенситных превращений, неоднозначно влияющих на сопротивление материала
распространению трещины. Поэтому исследование фазовых превращений в пластических зонах метастабильных аустенитных сталей и сплавов имеет не только
теоретическое, но и практическое значение.
В последнее время особенно интенсивно разрабатываются технологии получения наноструктурированных объемных металлических материалов с субмикрокристаллической и ультрамелкозернистой структурой. Для получения
данного класса материалов широко используют технологии интенсивной пластической деформации (ИПД), например, путем равноканального углового прессования (РКУП). Материалы, полученные с использованием технологий ИПД,
привлекают внимание специалистов благодаря ряду уникальных свойств, многие
из которых имеют непосредственное практическое применение. Перспективы
широкого использования таких материалов предполагают расширение наших
представлений о физической природе прочности и механизмах разрушения на
разном масштабном уровне.
Работа выполнялась в рамках аналитических ведомственных целевых
программ: «Развитие научного потенциала высшей школы (2003-2005 годы)»
(проект № 37605), «Развитие научного потенциала высшей школы (2009-2011
годы)» (проекты № 1383 и 9687), Федеральной целевой программы «Исследования и разработки по приоритетным направлениям развития научнотехнологического комплекса России на 2007-2013 годы» (ГК 16.513.11.3018),
грантов РФФИ (проект № 01-01-96411р2001урал, проект № 06-08-6904р_офи,
проект 08-08-99122р_офи, проект № 11-08-00208), гранта Фонда ОАО «ММК»,
ИТЦ «Аусферр» и ФНиО «Интелс» (проект № 09-03-03),а также госбюджетной
НИР ОГУ «Исследование кинетики мартенситных превращений в пластических
зонах аустенитных сталей при различных видах нагружения» (№ гос. регистрации 01200011945).
Цель работы -установление закономерностей влияния интенсивной пластической деформации, упрочняющей поверхностной обработки и покрытий на
прочность и механизмы разрушения металлических материалов на различном
масштабном уровне, направленное на развитие научных основ повышения прочности металлических материалов.
Задачи исследования:
1. Исследовать влияние интенсивной пластической деформации на прочность и механизм разрушения в широком интервале температур материалов с
объемно-центрированной (ОЦК) (сталь 10), гранецентрированной (ГЦК) (аусте3
нитные стали AISI 321 и 110Г13, сплавы АК4-1 и Д16) и гексагональной плотноупакованной (ГПУ) (титан Grade4, сплавы ВТ6 и АМ60) решетками.
2. Экспериментально обосновать пути повышения ударной вязкости материала с ОЦК решеткой (на примере стали 10) в субмикрокристаллическом состоянии в интервале вязко-хрупкого перехода.
3. Исследовать связь распределения мартенситных фаз в пластических зонах аустенитных сталей с локальным напряженным состоянием в устье трещины
при однократных видах нагружения материалов с микро- и субмикрокристаллической структурой.
4. Исследовать влияние РКУ прессования и коэффициента асимметрии
цикла нагружения R на прочность и механизм разрушения материалов при циклическом нагружении (на примере титана Grade 4 и Grade 2, титанового сплава
Ti-6Al-4V, стали 110Г13Л и алюминиевого сплава АК6).
5. Разработать способ нанесения ионно-плазменного покрытия при температуре фазового перехода стальной подложки с целью повышения усталостной
прочности образцов с покрытием.
6. Исследовать влияние способов литья, поверхностной упрочняющей обработки и коррозии на усталостную прочность и механизм разрушения литейных
алюминиевых сплавов.
Объект исследования -металлические материалы с ОЦК, ГЦК и ГПУ решетками в исходном микроструктурном состоянии без покрытия и с ионноплазменным покрытием, а также после РКУП с субмикрокристаллической и
ультрамелкозернистой структурой.
Предмет исследования - прочностные характеристики и механизмы разрушения материалов при однократном и циклическом видах нагружения, а также фазовые превращения в аустенитных сталях и сплавах.
Методы исследования: металлографический анализ, просвечивающая и
растровая электронная микроскопия, рентгеноструктурный анализ, механические испытания образцов, фрактографический анализ.
Научная новизна работы:
1. Установлено на примере стали 10,титана Grade 4, титанового ВТ6 и
алюминиевого АК4-1 сплавов, что формирование субмикрокристаллической
структуры и изменение механических свойств таких материалов при ударном
нагружении связано как с типом кристаллической решетки, так и с режимами
РКУП. РКУП сужает интервал вязко-хрупкого перехода в материалах с
ОЦК решеткой и температурный интервал интенсивного изменения ударной
вязкости в материалах с ГПУ решеткой по сравнению с исходным состоянием.
Повышение температуры РКУП смещает интервал вязко-хрупкого перехода в
сторону низких температур. В материалах с ГЦК структурой после РКУП ударная вязкость практически не изменяется в широком интервале температур.
2. Установлено на примере стали 10 и AISI 321, что трещиностойкость материалов с ОЦК и ГЦК решетками после РКУП не уменьшается по сравнению
с исходным состоянием.
4
3. Показана принципиальная возможность повышения ударной вязкости
материалов с субмикрокристаллической структурой без существенного снижения твердости и прочности за счет формирования более равновесной структуры
путем совершенствования технологических операций получения и последующей
термической обработки.
4. Экспериментально установлены механизмы разрушения материалов с
ОЦК, ГЦК и ГПУ решетками в субмикрокристаллическом и ультрамелкозернистом состояниях при различных видах нагружения и температурах испытания.
5. Установлена связь мартенситных превращений в пластических зонах с
локальным напряженным состоянием материала у вершины трещины при однократных видах нагружения аустенитных сталей. Экспериментально выявлено
наличие на поверхности изломов, полученных в условиях плоской деформации,
двух видов мартенсита с различным периодом кристаллической решетки: мартенсита с меньшим периодом решетки, образовавшегося в условиях плоской деформации в момент разрушения образца, и мартенсита с большим периодом решетки, образовавшегося на свободной поверхности излома после прохождения
трещины в условиях плоского напряженного состояния.
6. Разработана обобщенная схема влияния коэффициента асимметрии цикла нагружения (R=ζmin/ζmax) на долговечность образцов (N, цикл.) для случая постоянного значения размаха напряжений.
7. Установлены закономерности влияния способа литья, поверхностной
упрочняющей обработки и коррозии на структуру, усталостную прочность и механизм разрушения литейных алюминиевых сплавов.
8. Установлено, что нанесение ионно-плазменного покрытия на стальные
образцы при температуре фазовых превращений подложки увеличивает толщину
переходной зоны между покрытием и материалом подложки более, чем в 2 раза,
и повышает время до зарождения усталостной трещины.
Практическая значимость и реализация результатов работы.
1. Разработан режим термической обработки стали 10 после РКУП, позволяющий, при незначительном уменьшении твердости стали, увеличить ударную
вязкость в 6 раз по сравнению с ударной вязкостью после РКУП.
2. Разработан способ нанесения ионно-плазменных покрытий при температуре фазовых превращений материала подложки, увеличивающий время до зарождения усталостной трещины в образцах с покрытием в 2,5-5,0 раз.
3. Во ВНИИНМАШ Госстандарта СССР (1988 г.) и Госстандарта России
(1994 г.) изданы рекомендации: «Расчеты и испытания на прочность. Метод
рентгеноструктурного анализа изломов. Определение глубины зон пластической
деформации под поверхностью изломов» (Р 50-54-52-88) и «Определение характеристик разрушения металлических материалов рентгеновским методом»
(Р 50-54-52/2-94).
4. Результаты исследования прочности и механизмов разрушения материалов с субмикрокристаллической структурой внедрены в учебный процесс ОГУ
при подготовке магистрантов по направлению 011200.68 – Физика, магистерская
программа «Физика металлов и наноструктур». Разработанный способ идентификации полезных сигналов акустической эмиссии по их профилю принят к
5
внедрению на ОАО «ПО «Стрела» (г. Оренбург) для проведения усталостных
испытаний. Микрохирургический инструмент с ионно-плазменным покрытием
прошел испытание и используется в Оренбургском филиале ФГУ МНТК «Микрохирургия глаза» им. С.Н. Федорова.
Основные положения и научные результаты, выносимые на защиту:
1.
Механические свойства и механизмы разрушения материалов в
ультрамелкозернистом и субмикрокристаллическом состояниях при различных
видах нагружения и температурах испытания.
2.
Установленные закономерности сужения после РКУП интервала
вязко-хрупкого перехода материала с ОЦК решеткой (на примере стали 10) и
температурного интервала интенсивного изменения ударной вязкости материала с ГПУ решеткой (на примере титана Grade 4) по сравнению с исходным
состоянием.
3.
Разработанный режим термической обработки стали 10 после РКУП
0
при 200 С, позволяющий, при незначительном уменьшении твердости стали,
увеличить ее ударную вязкость более, чем в 6 раз.
4.
Установленную связь распределения мартенситных фаз в пластических зонах с локальным напряженным состоянием материала у вершины трещины при однократных видах нагружения аустенитных сталей в микро- и субмикрокристаллическом состояниях.
5.
Способ нанесения ионно-плазменного покрытия при температуре
фазовых превращений материала подложки, увеличивающий время до зарождения усталостной трещины.
6.
Обобщенная схема влияния коэффициента асимметрии цикла нагружения на усталостную долговечность образцов.
7.
Влияние различных способов литья, поверхностной упрочняющей
обработки и коррозии на усталостную прочность и механизм разрушения литейных алюминиевых сплавов.
Личный вклад соискателя состоит в научной постановке цели работы и
задач исследования, получении и интерпретации результатов экспериментов,
подготовке и написании статей. Лично диссертантом были проведены исследования механизмов разрушения материалов методами растровой электронной
микроскопии и рентгеноструктурного анализа. Соискателю также принадлежат
идеи нанесения ионно-плазменного покрытия при температуре фазовых превращений материала подложки. Механические испытания образцов были выполнены при непосредственном участии автора.
Апробация работы. Результаты работы были доложены и получили одобрение на следующих конференциях: VII и XIX Уральская школа металловедовтермистов (Свердловск-Пермь, 1981; Екатеринбург, 2008; Магнитогорск, 2012);
IV всесоюзный семинар «Структура, дислокации и механические свойства металлов и сплавов» (Свердловск, 1987); IV всесоюзный симпозиум «Стали и сплавы криогенной техники» (Батуми-Киев, 1990); 15-th Conference of Materials Testing. Metals., 11-th Congress on Materials Testing (EUROMAT 94) (Balatonszeplak,
1994); 8-th International Conference on Fracture «Fracture Mechanism.: Successes
аnd Problems» (Kiev, Lviv, 1993); 5-th European Conference on Advanced Materials
6
and Processes and Applications «Materials, Functionality and Design» (MaastrichtNL, 1997); 6-th International Seminar of IFHT (Kyongju, Korea, 1997); 4-е и 5-е собрания металловедов России (Пенза, 1998; Краснодар, 2001); 11-th Conference of
FHT, 4-th IFHT in Europe (Florence, Italy, 1998); 8-th International Conference on
the Mechanical Behaviour of Materials «Progress in Mechanical Behaviour of Materials» (ICM 8) (Victoria, Canada, 1999); VI всероссийская конференция «Структура и свойства аустенитных сталей и сплавов» (Екатеринбург, 2001); всероссийская научно-техническая конференция «Физические свойства металлов и
сплавов» (Екатеринбург, 2001); IVшкола-семинар «Фазовые и структурные превращения в сталях» (Магнитогорск, 2006); международная школа «Физическое
материаловедение» (Тольятти, 2006, 2009, 2011); International Conference On
Magneto-Science. «Magnetic Field Effects in Chemistry, Physics, Biology and Related
Phenomena» (ICMS2007) (Hiroshima, Japan, 2007); V международная конференция «Фазовые превращения и прочность кристаллов» (Черноголовка, 2008); международная конференция «Актуальные проблемы прочности» (Нижний Новгород, 2008; Киев, Украина, 2010; Витебск, Беларусь, 2010; Харьков, Украина,
2011); International Conference on Crack Paths (CP 2009) (Vicenza, Italy, 2009);
XVII международная конференция «Физика прочности и пластичности материалов» (Самара, 2009); первые Московские чтения по проблемам прочности (Москва, 2009); международная конференция «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов» DFMN-2009 (Москва, 2009, 2011); международный симпозиум «Перспективные материалы и технологии» (Витебск, Беларусь, 2009);
XVIII-XX Петербургские чтения по проблемам прочности (Санкт- Петербург,
2008, 2010, 2012); V международная конференция «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений» (Тамбов, 2007, 2010); 1-я – 6-я
международные научные конференции «Прочность и разрушение материалов и
конструкций» (Орск, 1998, 2000, 2002; Оренбург, 2005, 2008, 2010).
Публикации. По результатам диссертации опубликовано 48 работ, в том
числе 26 статей в изданиях из Перечня ВАК РФ, 5 коллективных монографий и
учебных пособий, 2 нормативных документа.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения,
4 разделов, общих выводов, списка использованных источников (330 наименований) и приложения. Работа изложена на 316 страницах, содержит 132 рисунка,
47 таблиц.
ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ
Во введении обоснована актуальность темы, сформулированы цель и задачи исследования, изложена общая характеристика диссертационной работы.
В первом разделе представлены результаты исследования прочности и
механизмов разрушения материалов с ОЦК, ГЦК и ГПУ решетками в исходном,
субмикрокристаллическом и ультрамелкозернистом состояниях при однократных (статическом и ударном) видах нагружения.
При изучении влияния РКУП1) на прочность и механизм разрушения ме_______________________
1)
РКУП всех материалов было проведено в Институте физики перспективных материалов УГАТУ.
7
таллических материалов были использованы: промышленная сталь 10 (табл. 1),
аустенитная сталь AISI 321 (табл. 1), алюминиевые сплавы АК4-1 и Д16
(табл. 2), титан Grade 4, титановый сплав ВТ6 и магниевый сплав АМ60. Аустенитную сталь 110Г13 (табл. 1) исследовали после многократной ковки.
Таблица 1 – Химический состав исследуемых материалов (в % по массе)
Марка стали
Сталь 10
AISI 321
110Г13
C
0,11
0,06
1,06
Mn
0,39
1,2
15,18
Cr
0,15
17,5
0,20
Ni
0,25
9,4
0,40
Ti
0,48
-
Таблица 2 - Химический состав алюминиевых сплавов (в % по массе)
Сплав
АК4-1
Д16
Cu
2,46
4,50
Mn
0,04
0,60
Si
0,22
0,20
Mg
1,48
1,50
Zn
0,12
Fe
0,89
0,23
Ni
0,92
-
Ti
0.04
-
Сталь 10 в исходном состоянии (горячекатаное состояние) имела средний
размер зерна 45 мкм. Субмикрокристаллическое состояние было получено путем
РКУП при температуре 200 0С, количество проходов – 4 и 6 и при 400 0С, количество проходов 4 и 8 с поворотом образца вокруг продольной оси на 90 о после
каждого прохода (маршрут Bc). Угол пересечения каналов инструмента составлял φ = 120о. Средний размер зерна после РКУП при 200 0С составил 300 нм,
а после РКУП при 400 0С – 500 нм.
Аустенитная сталь AISI 321 (аналог стали 12Х18Н9) (табл. 1) в исходном
состоянии имела средний размер зерна 60 мкм. Субмикрокристаллическое состояние стали было получено путем РКУП (маршрут Bc), φ = 120о, количество
проходов – 4. Средний размер зерна составил 300 нм. Охлаждение стали до температуры -196 0С как в исходном состоянии, так и после РКУП, не приводило к
мартенситным превращениям.
Алюминиевый сплав АК4-1 (табл. 2) в исходном состоянии (пруток диаметром 40 мм) имел средний размер зерна 40 мкм. Сплав подвергали обработке
РКУП при температуре 200 0С, 6 проходов. После РКУП проводили дополнительную экструзию при температуре 180 0С. Средний размер зерна после обработки (РКУП + экструзия) составил 300 нм.
Алюминиевый сплав Д16 (табл. 2) исследовали в отожженном состоянии,
после закалки + старения и после РКУП. В последнем случае средний размер
зерна составлял 300 нм.
Аустенитная сталь 110Г13 (табл. 1) имела средний размер зерна 200, 120 и
60 мкм, что обеспечивалось многократной ковкой. Сталь в литом состоянии и
после ковки подвергали закалке в воде от температуры 1150 0С. После закалки
сталь имела однофазную аустенитную структуру. Охлаждение до температуры
-196 0С не приводило к мартенситным превращениям.
Исходный титан марки Grade 4 (производства компании Dynamet, сертификат 041425) находился в виде прутка со средним размером зерна 25 мкм. Перед РКУП титан отжигали при температуре 680 0С в течение 1 часа. Далее титан
8
подвергали РКУП-конформ, 6 проходов при температуре 250 0С. Средний размер зерна титана Grade 4 после РКУП-конформ составлял 300 нм.
Титановый сплав ВТ6 (6 % Al; 4 % V) испытывали в исходном состоянии
(горячекатаное состояние, размер зерна 15 мкм), после РКУП + экструзии
(dср=300 нм) и после РКУП + экструзии + изотермической штамповки (ИЗШ) при
температуре 750 оС. Средний размер зерна после изотермической штамповки составлял 0,9 мкм.
Магниевый сплав АМ60 (6 % Al; 0,13 % Mn) в исходном состоянии (гомогенизация при 450 0С, 6 час.) имел размер зерна 1 мм, а после РКУП при 150 0С
(10 проходов) размер зерна составлял 1 мкм.
Средний размер зерна в исследуемых сталях и сплавах в исходном состоянии определяли с помощью металлографического микроскопа МИМ-8 по
ГОСТ 5639-82. Исследование структуры стали 10 после РКУП и после РКУП +
нагрева проводили в просвечивающем электронном микроскопе JEOLJEM2100.
Твердость исследуемых материалов определяли по методу Роквелла
(ГОСТ 9013-59) и Бринелля (ГОСТ 9012-59). Определение микротвердости проводили на приборе ПМТ-3М согласно ГОСТ 9450-76. Определение прочностных
характеристик материалов при статическом растяжении проводили на разрывной
машине Р-10 по ГОСТ 1797-84. Диаметр образцов из стали 10 и AISI 321 был равен 3 мм, а из сплава АМ60 – 5 мм. Испытания на ударный изгиб проводили на
копре МК-30 по ГОСТ 9454-78 и ГОСТ 22848-77. Использовали образцы с
V-образным концентратором напряжения. Образцы из стали AISI 321 отличались от требований ГОСТ 9454-78 и имели размер 6х6х55мм. Полученные изломы исследовали методами макро- и микрофрактографии, а также рентгеноструктурного анализа. Микрофрактографические исследования проводили в растровых микроскопах JSM-6092 и JSM-2T. Определение глубины пластических зон
под поверхностью изломов и структурных изменений материала в данных зонах,
в том числе, и фазовых превращений, проводили рентгеновским методом. Был
проведен анализ погрешностей определения данных характеристик. Съемку изломов проводили на рентгеновском дифрактометре ДРОН-4-07.
Прочность и механизмы разрушения материалов с ОЦК решеткой были
изучены на примере стали 10 (табл. 3).
Таблица 3 – Механические свойства стали 10 в исходном состоянии и после РКУП
Состояние стали
НВ
ζв, МПа
ζт, МПа
δ,%
Ψ, %
Исходное состояние
121
460
350
25
0
После РКУП при, 200 С, 4 прохода
235
1028
989
8
После РКУП при 200 0С, 6 проходов
235
1050
955
11
0
После РКУП при 400 С, 4 прохода
210
760
716
18
65
После РКУП при 400 0С, 8 проходов
220
735
690
20
62
Из таблицы 3 видно, что после РКУП твердость и прочностные характеристики стали 10 повышаются в 1,6-2,2 раза, а пластичность снижается.
На температурной зависимости ударной вязкости (КСV) стали 10 видно
(рис. 1), что в исходном состоянии сталь 10 имеет ярко выраженный интервал
вязко-хрупкого перехода (примерно от -5 до 100 0С), а после 4 проходов РКУП,
проведенного при температуре 200 0С, узкий интервал вблизи температуры
9
50 0С. При этом порог хладноломкости стали 10 практически не изменился. После 4 проходов РКУП при температуре 400 0С интервал вязко-хрупкого перехода
стали 10 сместился на 100 0С в сторону низких температур.
Рис. 1 – Температурная зависимость
ударной вязкости (КСV) стали 10 в исходном состоянии и после различных
режимов РКУП
При низких температурах образцы
из стали 10 в исходном состоянии
разрушились по механизму микроскола и межзеренного хрупкого
0
разрушения; после РКУП при 200 С, 4 и 6 проходов – по механизму квазискола
(рис. 2 а, г), а после РКУП при 400 0С, 4 прохода – по механизму микроскола с
участками ямочного микрорельефа. В средней области вязко-хрупкого перехода
сталь 10 в исходном состоянии разрушалась по механизму микроскола с участками ямочного микрорельефа, а после РКУП при 200 0С, 4 и 6 проходов– с образованием ступенек и малорельефных вытянутых участков (рис. 2 б, д).
а)
б)
в)
г)
д)
е)
Рис. 2 - Общий вид (а-в) и микрорельеф поверхности (г-е) ударных изломов стали 10 после
РКУП при 200 0С, 4 прохода, полученных при температурах -196 0С (а, г), 20 0С (б, д),
50 0С (в, е): г, д, е- х4000
После РКУП при 400 0С, 4 прохода сталь 10 в данной области разрушилась с образованием ямочного микрорельефа в периферийной части изломов и
участков скола в центральной части. В верхней области вязко-хрупкого перехода
сталь 10 как в исходном состоянии, так и после различных режимов РКУП, разрушается вязко с образованием ямочного микрорельефа (рис. 2 в, е). Причем
10
разрушение стали после РКУП сопровождается образованием более глубоких
ямок по сравнению с разрушением в исходном состоянии.
Результаты фрактографического анализа, а также тот факт, что рентгеновским методом под поверхностью изломов обнаружена одна пластическая зона
глубиной в несколько десятков микрон (табл. 4), а отношение hmax/t<10-2, где
hmax=hy (глубина пластической зоны под поверхностью излома); t – толщина образца, свидетельствуют о том, что ударное разрушение образцов из стали 10 после РКУП при 200 0С, 4 прохода при температурах -196, -70 и 20 0С произошло
в условиях плоской деформации (ПД) [Р 50-54-52/2-94. Расчеты и испытания на
прочность. - М.: ВНИИНМАШ Госстандарта России, 1994.- 28 с.].
Используя вышеуказанные рекомендации ВНИИНМАШ Госстандарта
России, был проведен расчет трещиностойкости стали 10 в условиях плоской
деформации (К1с) в исходном состоянии и после РКУП при 200 0С, 4 прохода по
глубине пластических зон под поверхностью изломов. Расчет показал (табл. 5),
что К1с стали 10 в субмикрокристаллическом состоянии не уменьшается по сравнению с исходным состоянием.
Таблица 4 – Глубина пластической зоны
(hy) под поверхностью изломов стали 10 после
РКУП при 200 0С, 4 прохода и отношение hmax/t
Температура, 0С
-196
-70
20
hy, мкм
30
30
50
.
-3
.
-3
hmax/t
3,0 10
3,0 10
5,0.10-3
Таблица 5 – Трещиностойкость
(К1с) стали 10 в исходном состоянии и
после РКУП при 200 0С, 4 прохода
Состояние
К1с, МПа√м
Исходное состояние
28,0
После РКУП
31,0
Таким образом, РКУП, формируя субмикрокристаллическую структуру,
повышает прочностные характеристики стали 10, однако снижает ее пластичность по отношению к исходному состоянию. Неоднозначно влияет РКУП на
ударную вязкость стали 10 как материала с ОЦК решеткой. РКУП при 200 0С
сужает интервал вязко-хрупкого перехода стали 10, не изменяя порога хладноломкости. При повышении температуры РКУП до 400 0С интервал вязкохрупкого перехода смещается в сторону отрицательных температур.
Для выяснения природы наблюдаемых закономерностей была исследована
тонкая структура стали после РКУП методом ПЭМ (рис.3).
В структуре стали 10 после РКУП при 200 0С, 4 прохода (рис. 3 а) наблюдается ярко выраженная полосчатость; после РКУП при 400 0С, 4 прохода
(рис. 3 б) полосчатость структуры выражена не так явно; дефектность такой
структуры ниже. По-видимому, более низкая дефектность структуры после
РКУП при 400 0С благоприятно повлияла на ударную вязкость, сместив интервал вязко-хрупкого перехода в сторону низких температур.
С целью повышения ударной вязкости стали10 после РКУП при 200 0С,
4 прохода исследовали влияние температуры последующего нагрева на твердость и ударную вязкость стали. Результаты исследования показали, что интенсивное снижение твердости стали 10 после РКУП при 200 0С, 4 прохода начинается после нагрева до температур выше 5500С.
В таблице 6 представлены механические свойства стали 10 после РКУП
при 200 0С, 4 прохода и последующего нагрева.
11
а)
б)
в)
Рис. 3 – Тонкая структура стали 10 после РКУП при 200 0С,
4 прохода (а), РКУП при 400 0С, 4 прохода (б), после РКУП
при 200 0С, 4 прохода и последующего нагрева до температуры 350 0С (в) и 550 0С (г)
г)
Таблица 6 – Механические свойства стали 10 после различных видов обработки
KCV,
Вид обработки
НВ
ζв, МПа ζт, МПа δ,%
МДж/м2
Исходное состояние
121
460
350
25
0,95
0
РКУП при 200 С, 4 прохода
235
1028
989
8
0,45
РКУП при 200 0С, 4 прохода + нагрев 350 0С 230
3,00↑
696
660
10
РКУП при 200 0С, 4 прохода + нагрев 550 0С 218
612
504
40
3,00↑
Образцы, испытанные на ударную вязкость (KCV) после такой обработки,
полностью не разрушались, т.е. ударная вязкость стали 10 возросла более, чем в
6 раз, превышая ударную вязкость стали в исходном состоянии более, чем в
3 раза (табл. 6). Это свидетельствует о том, что такой вид обработки сместил интервал вязко-хрупкого перехода стали 10 в сторону низких температур, что благоприятно с позиции конструктивной прочности материала.
После нагрева до температуры 350 0С в результате возврата наблюдается
ячеистая структура. Ячейки практически свободны от дислокаций (рис. 3 в).
Полосчатость структуры исчезает, границы становятся более четкими. Такие изменения несущественно влияют на твердость стали, однако снижают прочность.
Относительное удлинение и ударная вязкость стали при этом повышаются.
После нагрева до 550 0С в структуре наблюдается характерный для высокоугловых границ полосчатый контраст (рис. 3 г). Такие изменения структуры повышают пластичность и ударную вязкость стали.
Влияние РКУП и всесторонней ковки на прочность и механизм разрушения материалов с ГЦК структурой исследовали на примере аустенитной стали
AISI 321, алюминиевых сплавов АК4-1 и Д16 и аустенитной стали 110Г13.
Из таблицы 7 видно, что РКУП привело к повышению твердости стали
AISI 321 более, чем на 50 %, прочностных характеристик – на 20-30 %, а пластичность уменьшилась на 28 %. При этом ударная вязкость (КСV) стали снизилась примерно в 1,5 раза при комнатной и низкой температурах (табл. 8).
12
Таблица 7 – Механические свойства стали AISI 321
Состояние
НRC
ζв, МПа
Исходное состояние
24
766
После РКУП
37
917
ζ0,2, МПа
673
869
δ,%
34,8
25,2
Таблица 8 – Ударная вязкость (КСV) и микрорельеф изломов стали AISI 321
Состояние
Исходное состояние
После РКУП
0
t, С
20
-196
20
-196
КСV,
2,48
2,25
1,65
1,54
2
МДж/м
Микрорельеф
центральной
части изломов
Ударное разрушение стали AISI 321 в исходном состоянии и после РКУП
при комнатной и низкой температурах произошло вязко. Вблизи очага разрушения ямки вытянутые; образуют характерную для аустенитных сталей так называемую зону L. В центральной части изломов ямки равноосные, причем в изломах стали после РКУП они даже более глубокие (табл. 8), что свидетельствует о
более развитой пластической деформации материала.
Рентгеновские исследования позволили выявить под поверхностью всех
изломов две пластические зоны: сильнодеформированную микрозону hyh и слабодеформированную макрозону hy, характерные для вязкого разрушения материала в условиях плоского напряженного состояния (ПН) [Р 50-54-52/2-94. Расчеты и испытания на прочность. - М.: ВНИИНМАШ Госстандарта России, 1994.28 с.]. Макрозона hy характеризует общую текучесть материала, а микрозона
hyh– локализованную деформацию у вершины трещины. Вязкий характер разрушения, наличие под поверхностью изломов двух пластических зон, а также
отношение hmax/t>10-1, где hmax= hy; t – толщина образца (табл. 9), свидетельствуют о том, что ударное разрушение стали AISI 321 произошло в условиях ПН.
Из таблицы 9 видно, что глубина пластических зон под поверхностью изломов
стали AISI 321 после РКУП меньше по сравнению с исходным состоянием. Следовательно, состояние материала после РКУП характеризуется большей локализацией пластической деформации, хотя, как было отмечено выше, на поверхности таких изломов имеет место более высокая пластическая деформация материала.
Из таблицы 10 видно, что, несмотря на то, что после РКУП ударная вязкость (КСV) стали снижается, ее трещиностойкость в условиях ПН (К с), определенная по глубине пластической зоны под поверхностью изломов, не только не
уменьшается, но даже несколько возрастает.
Исследование ударной вязкости и механизма разрушения материала с ГЦК
решеткой в широком интервале температур (от -196 0С до 300 0С) проводили на
примере алюминиевого сплава АК4-1 в исходном состоянии и после РКУП +
экструзии.
13
Таблица 9 – Глубина микрозоны (hyh) и макрозоны
(hy) под поверхностью изломов и отношение hmax/t стали
AISI 321 в исходном состоянии и после РКУП
Состояние
t, 0С
Исходное
состояние
После
РКУП
20
-196
20
-196
hyh, мкм
180
140
100
80
hy, мм
3,5
3,0
2,5
2,0
hmax/t
5,65.10-1
4,84.10-1
4,17.10-1
3,33.10-1
Таблица 10 – Трещиностойкость (Кс) стали AISI
321 в исходном состоянии и
после РКУП
Состояние
Кс, МПа√м
Исходное
состояние
После
РКУП
99,8
106,4
Из таблицы 11 видно, что РКУП + экструзия повышают твердость сплава
АК4-1 в 1,4 раза и прочностные характеристики более, чем в 1,5 раза по сравнению с исходным состоянием. Однако повышение прочностных свойств сопровождается снижением пластичности сплава.
Таблица 11 – Механические свойства алюминиевого сплава АК4-1
Состояние сплава
НВ
Исходное состояние
РКУП + экструзия
в, МПa
274
420
81
111
0.2, МПa
258
407
, %
20
6
Ударные испытания сплава АК4-1 показали, что в интервале температур от
-196 С до 300 0С ударная вязкость (KCV) как в исходном состоянии, так и после
РКУП + экструзии, практически не меняется. При этом ударная вязкость сплава
после РКУП + экструзии несколько ниже, чем ударная вязкость сплава в исходном состоянии. Сплав АК4-1 после РКУП + экструзии при всех исследуемых
температурах испытания разрушается вязко с образованием ямочного микрорельефа. Нагрев сплава после РКУП + экструзии до температуры 200 0С практически не изменяет его твердость и прочностные свойства.
Испытания образцов из сплава Д16 на ударную вязкость (КСV) показали
(табл. 12), что самую высокую ударную вязкость сплав Д16 имеет после РКУП
(0,33 МДж/м2); чуть ниже после закалки + старения (0,31 МДж/м 2) и самую низкую – в случае отжига (0,23 МДж/м2 ).
0
Таблица 12 – Твердость (НВ), ударная вязкость (КСV), физическое уширение (Δβ)
рентгеновской дифракционной линии (311)Кα1, полученной при рентгенографировании поверхности изломов сплава Д16 после различных видов обработки
Состояние сплава
НВ
KCV, МДж/м2
Δβ, рад.
Отжиг
60
0,23
6,83.10-3
Закалка+старение
121
0,31
8,423.10-3
После РКУП
78
0,39
9,36.10-3
Строение ударных изломов сплава Д16 в субмикрокристаллическом состоянии (после РКУП) отличается от строения изломов сплава после отжига и
закалки + старения наличием на поверхности изломов губ среза и утяжки, а также отсутствием крупных хрупких фрагментов в микрорельефе ямочного разрушения. Из таблицы 12 видно, что самая высокая искаженность кристаллической
структуры имеет место в случае разрушения сплава после РКУП, чуть меньше –
после закалки + старения, а самая низкая – после отжига сплава. Полученные ре14
зультаты хорошо коррелируют с данными ударной вязкости и фрактографического анализа.
Таким образом, можно заключить, что РКУП, повышая твердость и прочностные характеристики материалов с ГЦК решеткой при статическом нагружении, неоднозначно влияет их на ударную вязкость. При этом материалы разрушаются вязко с образованием ямочного микрорельефа.
Влияние ИПД путем многократной ковки на ударную вязкость и механизм
низкотемпературного разрушения материала с ГЦК решеткой исследовали на
примере аустенитной стали 110Г13.
Таблица 13 – Среднее значение
размера зерна и ударной вязкости
стали 110Г13 при температуре -196 0С
Из таблицы 13 видно, что ударная вязкость (КСV) стали 110Г13 при температуре
испытания -196 0С имеет тенденцию к сни200
120
60
dср., мкм
жению с уменьшением среднего размера
2
КСV, МДж/м 0,25 0,23 0,14
зерна. Независимо от исследуемого размера
зерна сталь разрушается в основном по механизму межзеренного хрупкого разрушения. Однако в очаге разрушения стали
110Г13 на поверхности изломов выявлена
зона длиной в 1-2 зерна с транскристаллитным хрупким разрушением (рис. 4). Транскристаллитное хрупкое разрушение материала с ГЦК решеткой вблизи очага разруРис. 4 – Микрорельеф излома в очаге шения ранее наблюдал Томота, который отразрушения стали 110Г13 с размером метил гладкий характер образующихся фазерна 60 мкм (в): х500
сеток скола.
Прочность
и
механизмы ударного разрушения материалов с ГПУ решеткой после РКУП рассмотрены на примере титана Grade 4,магниевого сплава
АМ60 и титанового сплава ВТ6 с двухфазной структурой.
Из таблицы 14 видно, что РКУП-конформ повышает твердость титана
примерно в 1,3 раза; при этом прочностные характеристики возрастают примерно в 1,5 раза, а пластичность снижается в 2,3 раза.
Таблица 14 – Механические свойства титана Grade 4
Состояние сплава
Исходное состояние
РКУП-конформ
в, МПa
700
1020
НRC
25
32
0.2, МПa
550
880
, %
30
13
Результаты испытания титана Grade 4 на ударную вязкость в интервале температур от -196 до 500 0С показали (рис. 5), что РКУП-конформ сужает интервал повышения ударной вязкости титана аналогично сужению интервала вязкохрупкого перехода, наблюдаемого в стали 10 после РКУП. По-видимому, сужение данных температурных интервалов после РКУП – есть общая закономерность для материалов с ОЦК и ГПУ решетками. На температурной зависимости
ударной вязкости видно, что после РКУП-конформ ударная вязкость титана
15
Рис. 5 – Температурная зависимость ударной
вязкости (KCV) титана Grade 4 в исходном
состоянии и после РКУП-конформ
несколько снижается при низких и
невысоких (до 200 0С) температурах и
резко возрастает при более высоких
температурах (рис. 5).
Изломы титана в исходном состоянии однородные, блестящие, имеют губы среза. Механизмы разрушения: микроскол и гребни отрыва при температуре -196 0С; крупные, плоские и неглубокие ямки, чередующиеся с небольшими
плоскими фрагментами, при температурах 20 – 350 0С. При температуре испытания 500 0С образцы полностью не разрушились.
Изломы образцов титана после РКУП-конформ, полученные при всех температурах, кроме 250 0С, мелкозернистые, матовые с малой шероховатостью и
практически полным отсутствием губ среза.При температуре испытания 250 0С
образец полностью не разрушился. Микрорельеф низкотемпературных изломов
и изломов, полученных при 20 0С (рис. 6 а, б), состоит из очень мелких ямок, покрывающих микрогребни; при высоких температурах – из округлых ямок, чередующихся с вытянутыми ямками (рис. 6 в, г).
а)
б)
в)
г)
Рис. 6 – Микрорельеф изломов титана Grade 4 после РКУП-конформ, полученных при температурах испытания -196 0С (а); 20 0С (б); 200 0С (в) и 250 0С (г): а, б, в- х2000; г- х400
Твердость и ударная вязкость титанового сплава ВТ6 в значительной степени зависит от его состояния (табл. 15). Структура исходной заготовки состояла
из (+) фаз с размером первичных зерен -фазы 15 мкм.
Объемная доля первичной-фазы была примерно 65%. Интенсивная пластическая деформация заготовки привела к измельчению структуры сплава.
Средний размер зерен -фазы составил примерно 300 нм. При этом было установлено, что -фаза локализуется в обособленных объемах на стыках зерен
-фазы, а ее объемная доля уменьшилась от 13 до 6 %. После изотермической
штамповки -фаза имела форму тонких пластин толщиной от 1,2 до 0,8 мкм, а
-фаза - межфазных прослоек. Объемная доля -фазы после ИПД увеличилась от
6 до 10 % по сравнению с исходным состоянием. Разрушение сплава ВТ6 во всех
случаях вязкое с образованием ямочного микрорельефа (табл. 15).
16
Таблица 15 – Механические свойства и микрорельеф изломов сплава ВТ6
Состояние
Исходное состояние
РКУП + экструзия
РКУП + экструзия +
ИЗШ
HRC
33
42
35
950
1450
1270
 в , МПа
 0,2 , МПа
830
1380
1150
δ, %
15
12
13
2
KCV, МДж/м
0,39
0,15
0,32
Микрорельеф
центральной
части ударных
изломов
После РКУП + экструзии ямки более мелкие и неоднородные по
сравнению с исходным состоянием, что свидетельствует о неоднородности
структуры сплава после данного вида обработки. После РКУП + экструзии +
ИЗШ (табл. 15) ямки неглубокие с гладкой поверхностью.
Сравнивая результаты исследования статических изломов образцов из
магниевого сплава АМ60 в исходном состоянии (размер зерна 1 мм) и после
РКУП (размер зерна 1 мкм), можно заключить, что существуют различия как в
прочности (табл. 16), так и в макро- и микростроении изломов. Так, статическое
разрушение образцов из сплава АМ60 в исходном состоянии происходит путем
образования вязких гребней, представляющих собой локальные утяжки, а после
РКУП – с образованием ямочного микрорельефа.
Таблица 16 – Предел прочности сплава АМ60 в исходном состоянии и после РКУП
Состояние сплава
Исходное состояние
После РКУП
160
310
ζв, МПа
Таким образом, можно заключить, что РКУП повышает твердость и прочностные характеристики материалов с ГПУ решеткой при статическом нагружении и несколько снижает пластичность. При динамическом нагружении
РКУП-конформ сужает интервал повышения ударной вязкости титана аналогично сужению интервала вязко-хрупкого перехода, наблюдаемому в стали 10 после
РКУП. Причем все исследуемые материалы с ГПУ решеткой разрушаются с образованием ямочного микрорельефа. Так, титан Grade 4 после РКУП-конформ
разрушается с образованием ямочного микрорельефа вплоть до температуры
-196 0С, в то время как в исходном состоянии титан при данной температуре разрушается по механизму микроскола и гребней отрыва.
Вовтором разделе рассмотрено влияние локального напряженного состояния материала у вершины трещины на мартенситные превращения в пластических зонах при однократных видах нагружения аустенитных сталей.
Распределение мартенситных фаз в пластических зонах под поверхностью
изломов изучали при ударном разрушении образцов из сталей AISI 321 и 110Г13
(см. раздел 1), а также сталей Н32Т3, Н26Т3 и 03Х13АГ19 (табл. 17).
17
Таблица 17 – Химический состав исследуемых сталей ( % по массе)
Cталь
Н32Т3
Н26Т3
03Х1ЗАГ19
C
0,03
0,035
0,03
Мn
19,35
Cr
13,50
Ni
32,10
26,60
0,74
Ti
3,20
3,18
-
N
0,17
Все стали были выплавлены в открытой индукционной электропечи. Слитки подвергали гомогенизации при температуре 1200 0С в течение 24 ч., затем ковали на прутки и закаливали от 1100 0С в воде. После закалки стали имели аустенитную структуру. Охлаждение до температуры -196 0С не приводило к мартенситным превращениям во всех сталях, кроме Н26Т3, мартенситная точка которой Мн=-20 0С. После закалки средний размер аустенитного зерна сталей
Н23Т3, Н26Т3 и Н26Х5Т3 составлял (6 - 8).10-5 м, а стали 03Х13АГ19 –
(4 - 6).10-5 м. Субмикрокристаллическое состояние стали AISI 321было получено
путем РКУП (см. раздел 1).Глубину пластических зон под поверхностью изломов и распределение α- и ε-мартенсита в данных зонах определяли рентгеновским методом. Объемное содержание мартенситных фаз в эффективно рассеивающем слое материала определяли по интегральной интенсивности дифракционных линий (111) Кα γ-фазы, (110) Кα α-фазы и (101) Кα ε-фазы. Съемку изломов образцов проводили на дифрактометре ДРОН-4-07.
Под поверхностью ударных изломов состаренных сталей Н32Т3 и Н26Т3
(мартенситные превращения протекают по механизму γ→α), разрушенных в условиях плоской деформации (ПД) по механизму межзеренного хрупкого разрушения, присутствует одна пластическая зона. Количество α-мартенсита под поверхностью изломов непрерывно уменьшается и на границе пластической зоны
становится равным нулю. Причем точное количество α-мартенсита на поверхности изломов рентгеновским методом определить не представляется возможным,
так как наблюдается расщепление дифракционной линии (110) К α α-фазы. Можно предположить, что α-мартенсит с меньшим межплоскостным расстоянием
dHKL образовался в пластической зоне в условиях плоской деформации в момент
прохождения трещины, а с большим межплоскостным расстоянием – в условиях
плоского напряженного состояния на свободных поверхностях изломов уже после прохождения трещины. Об этом свидетельствует тот факт, что после стравливания с поверхности излома слоя металла толщиной 4 .10-5 м дифракционный
максимум, соответствующий мартенситу с большим межплоскостным расстоянием, исчезает.
При вязком разрушении аустенитных сталей в условиях плоского напряженного состояния имеет место незначительное изменение количества α-мартенсита по глубине в пределах сильнодеформированной микрозоны hyh(см. раздел 1), несмотря на имеющийся градиент степени искаженности кристаллической структуры материала в данной зоне. На границе зон h yh и hy количество
α-мартенсита резко уменьшается, а в пределах слабодеформированной макрозоны hy изменяется аналогично характеру изменения ширины дифракционной линии.
18
Рис. 7 – Зависимость изменения количества α-мартенсита от толщины стравленного слоя металла (h) с поверхности низкотемпературного излома стали AISI
321 после РКУП при 200 0С, 4 прохода
Такое распределение мартенситной фазы
в пластических зонах у вершины трещины
имеет место в аустенитных сталях как с микрокристаллической структурой (стали Н26Т3,
Н32Т3), так и с субмикрокристаллической
структурой (AISI 304 после РКУП) (рис. 7).
Таблица 18 – Количество α- Причем РКУП, формируя субмикрокристалмартенсита на поверхности изломов лическую структуру в стали, снижает количестали AISI 321в исходном состоянии
ство α-мартенсита, образованного на поверхи после РКУП
ности ударных изломов, полученных как при
Состояние
t, 0С
α, %
комнатной температуре, так и при температуИсходное со20
55
ре -196 0С (табл. 18), т.е. стабилизирует аустестояние
-196
100
После РКУП
20
20
нитную структуру стали.
-196
88
Можно предположить, что при вязком
разрушении аустенитных сталей в условиях ПН в пластических зонах у вершины
распространяющейся трещины протекают два конкурирующих процесса, противоположным образом влияющих на мартенситные превращения: пластическая
деформация, благоприятствующая превращениям, и локальный разогрев материала, препятствующий данным превращениям. Эти два процесса и определяют,
в конечном счете, распределение α-мартенсита в пределах сильнодеформированной микрозоны hyh. Небольшое количествоα-мартенсита в слабодеформированной макрозоне hy обусловлено, по-видимому, низкой степенью искаженности
кристаллической структуры материала. Не следует исключать и вероятность того, что в устье распространяющейся трещины количество α-мартенсита первоначально было меньше, чем на поверхности изломов, полученных как при комнатной, так и при низкой температуре. Охлаждение изломов уже после разрушения образцов до температуры испытания могло привести к образованию вблизи
поверхности дополнительного количества α-мартенсита.
В переходной области от ПД к ПН аустенитные стали разрушаются по
смешанному механизму (например, сталь 03Х13АГ19 при низких температурах).
Такое разрушение не сопровождалось как значительным локальным разогревом
металла, так и изменением локального напряженного состояния материала
у вершины трещины после ее прохождения. Поэтому данные факторы не повлияли существенно на характер распределения α- и ε-мартенсита у поверхности
изломов. Распределение α-мартенсита по глубине излома, в отличие от вязкого
разрушения сталей, отражает изменение степени искаженности кристаллической
структуры материала, уменьшаясь от поверхности вглубь образца.
Анализ распределения мартенситных фаз в пластических зонах под поверхностью низкотемпературных ударных изломов стали 110Г13, в которой мартенситные превращения протекают по механизму γ→ε→α, показал, что максимальное количество α-мартенсита образуется на поверхности излома, а затем не19
прерывно уменьшается вглубь излома; ε-мартенсит на поверхности излома отсутствует, затем его количество увеличивается, достигая максимума на некоторой глубине под поверхностью излома, где искажение кристаллической структуры меньше, чем на поверхности. Затем количество ε-мартенсита убывает по
глубине и на границе пластической зоны становится равным нулю.
Таким образом, можно заключить, что характер распределения мартенситных фаз в пластических зонах под поверхностью изломов аустенитных сталей
при однократных видах нагружения связан с локальным напряженным состоянием материала у вершины трещины и микромеханизмом разрушения. Уже после
разрушения образцов на поверхности изломов аустенитных сталей также возможно протекание мартенситных превращений, вызванных охлаждением поверхностных слоев металла после локального разогрева и изменением локального напряженного состояния материала в данных слоях. Причем первый фактор
доминирует при вязком разрушении в условиях плоского напряженного состояния, а второй – при хрупком или смешанном разрушениях в условиях, близких к
плоской деформации.
Третий раздел посвящен изучению влияния равноканального углового
прессования, ионно-плазменного покрытия и коэффициента асимметрии цикла
нагружения R=ζmin/ζmax на усталостную прочность и механизм разрушения титана, титанового и алюминиевого сплавов и сталей.
В качестве исследуемых материалов использовали титан Grade 4, Grade 2,
титановый сплав Ti-6Al-4V, алюминиевый сплав АК6 (табл. 19) и аустенитную
сталь 110Г13. При исследовании образцов с ионно-плазменным покрытием TiN в
качестве материалов подложки были использованы промышленные углеродистые стали - Сталь 20 (0,21 % С) и У8 (0,79 % С).
Таблица 19 – Химический состав алюминиевого сплава АК6 ( % по массе)
Сплав
АК6
Cu
2,22
Zn
0,30
Mg
0,60
Fe
0,70
Ni
0,1
Si
0,90
Mn
0,60
Титан Grade 4 испытывали в исходном состоянии и после РКУП-конформ.
Средний размер зерна после РКУП-конформ составлял 300 нм. В титане Grade 2
и титановом сплавеTi-6Al-4V субмикрокристаллическое состояние было получено путем РКУП. В исходном состоянии титан Grade 2 имел средний размер
зерна 240 мкм, после РКУП - 150 нм; сплав Ti-6Al-4V – 15 мкм и 300 нм соответственно.
Алюминиевый ковочный сплав АК6 исследовали после термической обработки (закалка + старение), аустенитную сталь 110Г13 – после закалки от температуры 1100 0С в воде. После закалки сталь имела аустенитную структуру. Механические свойства представлены в таблице 20.
Таблица 20 – Механические свойства сплава АК6 и стали 110Г13
Материал
АК6
110Г13
в, МПа
420
820
0,2, МПа
300
380
20
, %
12
40
, %
40
45
Для усталостных испытаний титана Grande 2 и титанового сплава
Ti-6Al-4V использовали цилиндрические образцы с рабочим диаметром 3 мм.
Испытания проводили на изгиб с вращением с частотой нагружения 50 Гц. 2) Для
усталостных испытаний титана Grade 4 были изготовлены образцы размерами
4х10х45 мм с надрезом. Испытания проводили на трехточечный изгиб на машине «TheNanoPlug’n’Play» фирмы BiSSP.Ltd. Частота нагружения составляла
15 Гц. По результатам испытаний строили кинетические диаграммы усталостного разрушения.
Усталостные испытания консольно закрепленных призматических образцов толщиной 2∙10-2 м из сплава АК6 в состоянии поставки (горячекатаное состояние) проводили на поперечный изгиб по жесткой схеме нагружения при постоянном значении амплитуды деформации с помощью возбудителя перемещений ВП 20-00.00.00 при следующих значениях коэффициента асимметрии цикла
нагружения: R = 0,5; -1;-2;-3;-7;-19; -; 11; 5 (рис. 8 а).
Рис.8 – Схемы нагружения образцов из алюминиевого сплава АК6 при различном значении R
Усталостные испытания образцов из
стали 20 с ионно-плазменным покрытием
проводили на специально разработанной
установке при 20 0С с частотой нагружения 23 Гц при симметричном цикле (R=-1)
и жесткой схеме испытания. Испытание
консольно закрепленных призматических
образцов толщиной 5,0∙10-3 м из стали
110Г13 проводили на поперечный изгиб по жесткой схеме нагружения при постоянном значении амплитуды деформации с помощью специально разработанной установки при следующих циклах нагружения: R = 0,5; 0; -1; - (рис. 8 б).
Испытание образцов из стали У8 с ионно-плазменным покрытием проводили на
копре ДСВО при комнатной температуре, отнулевом цикле нагружения (R= 0) и
жесткой схеме нагружения. Для выявления переходной зоны в образцах с покрытием изготавливали косой шлиф под углом 2 градуса к оси образца.
Для определения количества циклов нагружения до зарождения усталостной трещины в образцах с покрытием использовали метод акустической эмиссии
(АЭ). В работе предложен критерий выделения полезного сигнала, который основан на наблюдении за профилем сигнала. Как правило, форма сигнала от электромагнитных помех имеет вид ломаной кривой, отражающей скачкообразное,
знакопеременное изменение амплитуды сигнала без определенной закономерности. Сигнал от АЭ, напротив, имеет характерную форму – крутой передний
фронт и экспоненциальное затухание. Используя это различие, можно выделить
АЭ импульсы из последовательности сигналов.
Изучение механизмов усталостного разрушения материала в субмикрокри_________
2)
Усталостные испытания титана Grade 2 и титанового сплава были проведены в Институте
физики перспективных материалов УГАТУ; титана Grade 4 – в ИМЕТ РАН.
21
сталлическом состоянии проводили на примере титана Grade 2 и титанового
сплава Ti-6Al-4V. Из таблицы 21 видно, что прочностные свойства титана после
РКУП повышаются примерно в 2 раза, титанового сплава – примерно в 1,5 раза,
предел усталости возрастает в 1,7 и 1.2 раза соответственно. При этом относительное удлинение данных материалов уменьшается примерно в 1,2-1,4 раза.
Таблица 21 – Механические свойства титана Grade 2 и титанового сплава Ti-6Al-4V
Материал
Ti Grade 2
Ti-6Al-4V
Вид обработки
Исходное состояние
После РКУП
Исходное состояние
После РКУП
ζв, МПа
700
1240
1050
1450
ζ02, МПа
δ,%
ζ-1, МПа
530
1150
920
1380
25
11
15
12
350
590
600
740
Анализ усталостных изломов титана и титанового сплава показал, что
строение всех изломов, кроме изломов образцов из Ti с размером зерна 240 мкм,
практически идентично (рис. 9). Микрорельеф изломов тоже схожий: вблизи
очага разрушения практически бесструктурный, по-видимому, от взаимного воздействия поверхностей изломов в процессе нагружения; с увеличением длины
усталостной трещины возрастает шероховатость излома, просматриваются вязкие усталостные бороздки. Зона долома вязкая с ямочным микрорельефом.
а)
б)
в)
г)
Рис. 9 – Характерный вид усталостных изломов образца из Ti с размером зерна 240 мкм (а) и
150 нм (б), а также изломов сплава Ti-6Al-4V с размером зерна 15 мкм (в) и 300 нм (г)
Таким образом, проведенные исследования показали, что РКУП повышает
предел усталости титана в 1,7 раза, а титанового сплава - в 1,2 раза. Чтобы понять, за счет чего происходит такое повышение предела усталости титановых
материалов, исследовали кинетику развития усталостной трещины и построили
кинетическую диаграмму усталостного разрушения титана Grade 4 в исходном
состоянии и после РКУП-конформ.
Исследования показали, что РКУП-конформ приводит к увеличению количества циклов нагружения до появления усталостной трещины, что, вероятно,
связано с более высокой прочностью материала после РКУП обработки.
Кинетическая диаграмма усталостного разрушения исследуемого титана
после РКУП-конформ расположена ниже диаграммы разрушения титана в исходном состоянии (рис. 10). Из этого следует, что при одном и том же значении
ΔK скорость распространения усталостной трещины в титане после
РКУП-конформ ниже, чем в исходном состоянии.
22
Рис. 10 – Кинетические диаграммы усталостного разрушения титана Grade 4 в исходном
состоянии и после РКУП-конформ (верхний
график – исходное состояние, нижний – после РКУП-конформ).
Анализ кинетических
диаграмм
усталостного разрушения в
исходном состоянии:

= 4.31 ∙ 10−11 ∆ 3.46

и после РКУП-конформ:

= 4.31 ∙ 10−11 ∆ 6.34

показал, что коэффициент n в уравнении Пэриса для титана после РКУПконформ практически в 2 раза больше, чем в исходном состоянии. Это свидетельствует о повышенной чувствительности материала к увеличению ΔK, например, при кратковременных перегрузках в процессе эксплуатации.
Известно, что общая долговечность образцов включает в себя время до зарождения усталостной трещины и время на ее распространение. Выше было показано, что РКУП приводит к увеличению количества циклов нагружения до появления усталостной трещины. Другим способом повышения количества циклов
до зарождения усталостной трещины является нанесение на поверхность образцов упрочняющих покрытий.
В данной работе разработаны способ и технология нанесения ионноплазменного покрытия при температуре фазовых превращений материала подложки. Показано, что нанесение покрытия TiN на образцы из стали 20 и У8 при
температуре эвтектоидного превращения (727 0С) повышает относительное время до зарождения усталостной трещины в 2,5-5 раз. При этом в случае нанесения
покрытия при температуре 727 0С усталостное разрушение образцов не сопровождается образованием «свисающих» участков покрытия над поверхностью излома, наблюдаемых в случае нанесения покрытия при температурах, отличных
от 727 0С. Последнее свидетельствует о лучшей адгезионной прочности покрытия, нанесенного при температуре фазового перехода. Металлографические исследования показали (рис. 11), что наибольшая толщина переходной области
(1,8 мкм) наблюдается при нанесении ионно-плазменного покрытия при температуре 727 0С. При температурах нанесения покрытия 717 0С (727-10 0С) и 737 0С
(727+10 0С) толщина переходной области составляла 0,8 мкм. Это связано, повидимому, с более интенсивной диффузией ионов плазменного потока в материал подложки в случае нанесения покрытия при температуре фазового перехода.
Следовательно, одним из факторов, обеспечивающих увеличение времени
до зарождения усталостной трещины в образцах с покрытиями, является толщина переходной зоны. Однако, при температурах 717 и 737 0С толщины переход23
ных зон одинаковы, а значение N отн образцов с покрытиями, нанесенными при
717 оС, в 2 раза выше.
а)
б)
в)
Рис. 11 – Переходная область покрытие (TiN) – подложка (У8). Температура нанесения покрытия: а- 727 оС; б- 717оС; в - 737оС
Возможно, что ГЦК→ОЦК перестройка решетки, имеющая место при охлаждении образцов от температуры 737 0С после формирования покрытия, приводит к снижению адгезионной прочности покрытия по сравнению с образцами,
в которых такой перестройки не происходит.
Можно предположить, что повышение количества циклов нагружения до
появления усталостной трещины (Nотн) при нанесении ионно-плазменного покрытия при температуре фазового перехода в материале подложки (727 0С для
стали 20 и У8) вызвано совместным влиянием нескольких факторов:
- нестабильностью кристаллической решетки, обусловливающей более полное
физико-химическое взаимодействие ионов плазменного потока с атомами подложки и большее количество активных центров для последующей конденсации
покрытия;
- уменьшением количества поверхностных дефектов вследствие эффекта «залечивания»;
- большей толщиной переходной зоны между покрытием и подложкой.
Существенное влияние на усталостную долговечность и механизм разрушения материалов оказывает коэффициент асимметрии цикла нагружения
(R = ζmin/ζmax). Несмотря на большое количество работ в данной области исследования, до сих пор неоднозначно определено влияние на усталостную долговечность сжимающих циклов нагружения.
В настоящей работе исследовано влияние коэффициента R на усталостную
долговечность образцов и механизм разрушения в широком диапазоне значений
R (от - до ), включая и сжимающие циклы нагружения. Исследования проведены на образцах из сплава АК6 и стали 110Г13. Результаты испытания обобщены в виде схемы влияния на усталостную долговечность образцов N коэффициента асимметрии цикла нагружения во всем интервале значений R от (- до )
для случая постоянного значения размаха напряжений (Δζ = const) или деформаций цикла (рис. 12). На данной зависимости общего количества циклов нагружения N до разрушения образцов от коэффициента R можно выделить три области
значений R: 1) -<R≤ -1; 2)-1<R<1; 3) 1<R<. При увеличении коэффициента
асимметрии цикла нагружения R от - до -1 усталостная долговечность образцов
увеличивается. В интервале значений R от -1 до R→1 наблюдается резкое сни24
жение долговечности образцов. В интервале значений R от 1 до  долговечность
снова возрастает.
Рис. 12 – Схема влияния коэффициента R на усталостную долговечность образцов N для Δζ = const
Максимальная усталостная долговечность образцов имеет место при R= -1, что соответствует схеме нагружения, при которой
максимальное и минимальное напряжения
цикла в образцах имеют минимальные отклонения от нулевого значения (см. рис. 8).
Минимальная усталостная долговечность
образцов имеет место при R→1, когда максимальное напряжение цикла при полностью растягивающих циклах нагружения и
минимальное напряжение цикла при полностью сжимающих циклах нагружения
достигают максимального отклонения от нулевого значения. При R→ - или
R→  усталостная долговечность образцов имеет значение, промежуточное
между вышеуказанных.
Из данной схемы (рис. 12) также видно, что увеличение сжимающих напряжений у вершины усталостной трещины, обусловленное изменением коэффициента R, оказывает на усталостную долговечность образцов такое же влияние, как и увеличение растягивающих напряжений, т.е. снижает их усталостную
долговечность.
Характер изменения длины зоны стабильного ls и усталостного развития
трещины lf на поверхности изломов образцов из сплава АК6 в зависимости от
коэффициента асимметрии цикла нагружения R аналогичен характеру изменения
усталостной долговечности образцов. Можно предположить, что в данном случае коэффициент асимметрии цикла нагружения R оказал большее влияние на
стадию распространения усталостной трещины, чем на стадию ее зарождения.
При изменении коэффициента асимметрии цикла нагружения R образцов из
сплава АК6 от -19 до 0,5 микрорельеф зоны стабильного роста трещины ls и зоны ускоренного развития трещины lr изменяется от малорельефного, обусловленного, по-видимому, взаимным сжатием сопряженных поверхностей, до ярко
выраженных вязких бороздок. Степень искаженности кристаллической структуры сплава АК6 на поверхности изломов в зоне ls, определенная по ширине рентгеновской дифракционной линии(311) К, с увеличением коэффициента асимметрии цикла нагружения R от -19 до -1 (уменьшением сжимающих напряжений) снижается, достигая минимального значения при симметричном цикле
(R= -1). При R= 0,5 степень искаженности кристаллической структуры резко
увеличивается, что связано, по-видимому, с большими растягивающими напряжениями и наличием вязких усталостных бороздок. Высокая степень искаженности структуры материала в зоне ls при сжимающих напряжениях (R= -19) связана, по-видимому, с дополнительным наклепом материала на поверхности изломов от сжимающих напряжений уже после прохождения трещины.
25
Таким образом, проведенные исследования позволили построить обобщенную схему влияния коэффициента асимметрии цикла нагружения
R (R = ζmin/ζmax) на усталостную долговечность образцов N, включая и область
сжимающих циклов нагружения.
Четвертый раздел посвящен изучению влияния различных способов литья, поверхностной упрочняющей обработки образцов стеклянными шариками и
корундовым песком, а также поверхностной упрочняющей обработки и коррозии
на структуру, усталостную долговечность и механизм разрушения литейных
алюминиевых сплавов АК8М3ч (ВАЛ8) системы Al-Si-Cu, ВАЛ12 системы
Al-Mg-Zn-Cu, ВАЛ16 системы Al-Mg (табл. 22).
Таблица 22 - Химический состав алюминиевых сплавов (в % по массе)
Сплав
АК8М3ч (ВАЛ8)
ВАЛ12
ВАЛ16
Cu
3,00
1,20
-
Zn
0,75
7,00
-
Тi
0,22
0,20
0,15
Mg
0,32
2,40
8,00
Be
0,15
0,78
0,10
Zr
0,15
0,15
Si
7,80
-
Mn
0,15
Отливки из алюминиевых сплавов были получены различными способами
литья: в песчаную форму, в кокиль, с кристаллизацией под давлением. Литье с
кристаллизацией под давлением сплавов проводили на прессе ДБ-2436.
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов:
- АК8М3ч (ВАЛ8) - ступенчатый нагрев под закалку 490 0С, 4 часа + 510 0С,
6 часов с охлаждением в воде; старение 160 0С, 8 часов;
- ВАЛ12 - ступенчатый нагрев под закалку 450 0С, 4 часа + 460 0С, 4 часа +
470 0С, 6 часов; ступенчатое старение 110 0С, 6 часов + 160 0С, 12 часов;
- ВАЛ16 – нагрев под закалку 430 0С, 14 часов; старение 160 0С, 6 часов.
Средний размер зерен (dср) и объемную долю пор (QVп) сплавов (табл. 23)
определяли методом секущих на шлифе. Кроме того, средний размер зерен
определяли дополнительно по размерам фасеток межзеренного скола при статическом разрушении сплавов. Размер зерна после литья в песчаную форму составлял dср= (1-1,2)∙10-4 м; после литья в кокиль dср= (4-6)∙10-5 м; после литья с
кристаллизацией под давлением dср= (2-3)∙10-5 м.
Таблица 23 – Объемная доля пор (QVп) и механические свойства алюминиевых сплавов,
полученных различными способами литья
Сплав
АК8М3ч
(ВАЛ8)
ВАЛ12
ВАЛ16
Способ литья
В кокиль (К)
С кристаллизацией под давлением (ПД)
В кокиль (К)
С кристаллизацией под давлением (ПД)
В песчаную форму (З)
В кокиль (К)
QVп, %
5,0
3,0
5,0
3,5
7,0
5,5
в,МПа
410
450
550
570
350
380
0.2,МПа
360
340
530
530
280
300
, %
3,2
8,4
1,6
7,8
3,1
5,5
Из термообработанных отливок изготавливали цилиндрические образцы
диаметром рабочей части 7,25∙10-3 м для усталостных испытаний.
Поверхностная упрочняющая обработка литейных алюминиевых сплавов
включала в себя обработку поверхности образцов стеклянными шариками диаметром 5.10-4 м и корундовым песком с модулем крупности М к=1-1,5. Стеклянными шариками обрабатывали поверхность в течение 180 с при давлении
26
0,2 МПа; корундовым песком – в течение 60 с. Изготовление литейных алюминиевых сплавов, термическая обработка и поверхностное упрочнение образцов
были проведены сотрудниками ВИАМ.
Профиль поверхности образцов после различных видов поверхностной упрочняющей обработки изучали на профилометре-профилографе 252 и в растровом электронном микроскопе РЭМ-200. Структурные изменения материала
вблизи поверхности – на дифрактометре ДРОН-2.0 с использованием метода
послойного стравливания поверхности образцов.
Литье с кристаллизацией под давлением обеспечивает мелкое зерно и низкую пористость сплавов. Усталостная долговечность сплавов АК8М3ч и ВАЛ12
при данном способе литья является наиболее высокой. Сплав ВАЛ16, полученный литьем в песчаную форму, отличается высокой пористостью и крупнозернистым строением. Данный сплав имеет самую низкую усталостную долговечность. Усталостная долговечность сплавов, полученных литьем в кокиль, имеет
промежуточное значение.
Способы литья оказывают влияние и на микромеханизм усталостного разрушения алюминиевых сплавов. Так, в образцах из сплавов, полученных литьем
с кристаллизацией под давлением, в зоне усталостного развития трещины доминируют фасетки циклического скола с ямочным микрорельефом, что свидетельствует об энергоемком механизме разрушения. Микрорельеф поверхности изломов образцов из сплавов, полученных литьем в кокиль, в основном состоит из
фасеток циклического скола, что свидетельствует о меньшей энергоемкости при
разрушении. На поверхности изломов образцов из сплава, полученного литьем в
песчаную форму, наблюдаются фасетки циклического скола со следами дендритных образований в первичных порах, свидетельствующие о существенной
роли пор в механизме разрушения такого сплава.
Помимо среднего размера зерна и объемной доли пор, на усталостную
долговечность сплавов определенное влияние оказывают упрочняющие фазы,
образующиеся в исследуемых сплавах после термической обработки. Известно,
что в структуре сплава АК8М3ч после термической обработки образуются глобулярные частицы кремниевой фазы, равномерно распределенные в алюминиевой матрице, дисперсионно упрочненной вторичными выделениями: Ө ' (CuAl2)
пластинчатой формы и β" (Mg2Si) иглообразной формы. Сфероидизированные
частицы эвтектического кремния тормозят развитие усталостной трещины. В
структуре сплава ВАЛ12 после термической обработки образуются частицы упрочняющей η' (MgZn2) – фазы пластинчатой формы. Высокая прочность и низкая
пластичность данного сплава обусловлены свойствами матричной фазы – алюминиевого твердого раствора с частицами упрочняющей фазы. По-видимому,
развитие усталостной трещины в такой матрице, гораздо менее пластичной и более напряженной, чем в предыдущем сплаве, облегчено. Поэтому усталостная
долговечность данного сплава при одном и том же способе литья ниже, чем у
сплава АК8М3ч. В структуре сплава ВАЛ16 образуются грубые частицы
β'(Al3Mg2) упрочняющей фазы пластинчатой формы, что снижает сопротивление
усталостному разрушению данного сплава.
27
Влияние упрочняющей поверхностной обработки на микрорельеф поверхности образцов, усталостную прочность и механизм разрушения рассмотрено на
примере сплавов АК8М3ч и ВАЛ16.
Обработка поверхности образцов стеклянными шариками увеличивает шероховатость поверхности в 4-6 раз. При этом микрорельеф состоит из округлых
гладких впадин и вытянутых гребней, а глубина наклепанного слоя составляет
2,5∙10-4 м. Обработка поверхности корундовым песком приводит к формированию сильно испещренного рисками микрорельефа; шероховатость увеличивается в 2-4 раза, а глубина наклепанного слоя составляет 2,0∙10-4 м.
Усталостные испытания образцов показали, что в случае использования
образцов из сплава АК8М3ч, полученного литьем с кристаллизацией под давлением, упрочнение поверхностного слоя материала стеклянными шариками повышает усталостную долговечность исследуемых образцов. Обработка поверхности образцов корундовым песком снижает их усталостную долговечность, повидимому, за счет образования рисок. Обработка корундовым песком поверхности образцов из сплава ВАЛ16, полученного литьем в песчаную форму, увеличивает усталостную долговечность. Можно предположить, что такая обработка
упрочнила поверхность образцов за счет наклепа, а образование рисок от обработки корундом, по-видимому, существенно не повлияло на усталостную долговечность из-за большого количества в сплаве пор, которые уже являются концентраторами напряжений.
Микрорельеф поверхности изломов всех исследуемых сплавов в упрочненной области отличается от остальной части изломов. В данной области отсутствуют участки циклического скола, что указывает на лучшее сопротивление
материала усталостному разрушению.
Коррозионное воздействие наиболее сильно понизило усталостную прочность образцов из сплава АК8М3ч, обработанных стеклянными шариками; в
меньшей степени – образцов в исходном состоянии и незначительно повлияло на
усталостную прочность образцов, обработанных корундовым песком.
Понижение усталостной прочности образцов в исходном состоянии и после обработки стеклянными шариками связано с тем, что для них характерно наличие ярко выраженной питтинговой коррозии и растрескивания по границам
зерен. В образцах, обработанных корундовым песком, микрорельеф после коррозии и удаления окисной пленки, практически не изменился по сравнению с состоянием до коррозионного воздействия.
Таким образом, можно заключить, что влияние поверхностной упрочняющей обработки и коррозии на усталостную прочность литейных алюминиевых
сплавов неоднозначно и в значительной степени зависит от способов литья и
формирующейся при этом микроструктуры сплавов.
ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ
1.
Установлены закономерности влияния ИПД на прочность и механизм разрушения металлических материалов. Показано, что РКУП за счет формирования ультрамелкозернистой и субмикрокристаллической структур повышает твердость и прочностные характеристики материалов с ОЦК, ГЦК и ГПУ
28
структурой в 1,5-2,5 раза по сравнению с исходным состоянием, однако снижает
пластические свойства. При этом трещиностойкость материалов с субмикрокристаллической структурой - стали 10 в условиях плоской деформации (К1с) и аустенитной стали AISI 321 в условиях плоского напряженного состояния (Кс) - не
уменьшается по сравнению с исходным состоянием.
2.
РКУП, формируя субмикрокристаллическую структуру, сужает интервал вязко-хрупкого перехода в материалах с ОЦК решеткой (Сталь 10) и температурный интервал интенсивного изменения ударной вязкости в материалах с
ГПУ решеткой (титан Grade 4) по сравнению с исходным микрокристаллическим
состоянием. В материале с ГЦК решеткой (сплав АК4-1) ударная вязкость после
РКУП практически не изменяется в широком интервале температур. Порог
хладноломкости стали 10 после РКУП при 200 0С практически не изменяется.
Повышение температуры РКУП до 400 0С смещает интервал вязко-хрупкого перехода в область низких температур.
3.
Доминирующим механизмом низкотемпературного ударного разрушения образцов из стали 10 после РКУП при 200 0С, 4 и 6 проходов является
квазискол, а после РКУП при 400 0С, 4 прохода– скол. В интервале вязкохрупкого перехода сталь 10 после РКУП при 400 0С, 4 прохода разрушается
вязко-хрупко (микроскол и ямочный микрорельеф), а после РКУП при 200 0С,
4 и 6 проходов – с образованием вязких гребней и ступенек или малорельефных
вытянутых участков. В верхней области вязко-хрупкого перехода сталь 10 после
различных режимов РКУП разрушается вязко с образованием ямочного микрорельефа.
4.
Показана принципиальная возможность повышения ударной вязкости материалов с субмикрокристаллической структурой без существенного снижения твердости и прочности за счет формирования более равновесной структуры путем совершенствования технологических операций получения и последующей термической обработки. Разработан режим термической обработки стали 10 после РКУП, позволяющий увеличить ударную вязкость стали более, чем в
6 раз, при незначительном уменьшении твердости и прочности стали. На примере сплава ВТ6 показано, что существует потенциал повышения ударной вязкости
материалов с ГПУ + ОЦК структурой в субмикрокристаллическом состоянии за
счет использования комбинированной технологии обработки.
5.
При межзеренном хрупком разрушении при температуре испытания
0
-196 С аустенитной стали 110Г13 с размером зерна 200, 120 и 60 мкм, полученным путем многократной ковки, в очаге разрушения обнаружена область протяженностью в 1-2 зерна с транскристаллитным хрупким разрушением (зона θ 1).
6.
Характер распределения мартенситных фаз в пластических зонах под
поверхностью изломов аустенитных сталей с микрокристаллической и субмикрокристаллической структурой при однократных видах нагружения зависит от
локального напряженного состояния материала у вершины трещины и связан с
микромеханизмом разрушения. После разрушения образцов на поверхности изломов протекают мартенситные превращения, вызванные охлаждением поверхностных слоев металла после локального разогрева и изменением локального
напряженного состояния материала в данных слоях. Причем первый фактор до29
минирует при вязком разрушении в условиях плоского напряженного состояния,
а второй – при хрупком разрушении в условиях плоской деформации.
7.
РКУП приводит к увеличению пределов усталости титана и титанового сплава за счет увеличения времени до зарождения трещины и более низкой
скорости распространения усталостной трещины. Однако коэффициент n в уравнении Пэриса для титана после РКУП-конформ практически в 2 раза больше,
чем для титана в исходном состоянии и составляет соответственно 6,34 и 3,46.
Микромеханизм усталостного разрушения титана и титанового сплава после
РКУП практически не отличается от соответствующих механизмов разрушения
мелкозернистого исходного материала.
8.
Предложена схема влияния коэффициента асимметрии цикла нагружения R на усталостную долговечность образцов во всем интервале значений
R от - до . Показано, что увеличение сжимающих напряжений у вершины
трещины оказывает на усталостную долговечность образцов такое же влияние,
как и увеличение растягивающих напряжений, т.е. снижает усталостную долговечность образцов.
9.
Разработан способ и технология нанесения ионно-плазменных покрытий из TiN при температуре фазовых превращений. Установлено, что нанесение ионно-плазменного покрытия на стальные образцы при температуре фазовых превращений увеличивает переходную зону между покрытием и материалом
подложки и повышает время до зарождения усталостной трещины.
10. Экспериментально обосновано влияние структуры литейных алюминиевых сплавов АК8М3ч (ВАЛ8), ВАЛ12, ВАЛ16 после различных способов
литья на их усталостную прочность и механизм разрушения. Поверхностная упрочняющая обработка и коррозия неоднозначно влияет на усталостную прочность образцов и в значительной степени зависит от способов литья сплавов и
формирующейся при этом микроструктуры.
11. Результаты исследования прочности и механизмов разрушения материалов после РКУП внедрены в учебный процесс ОГУ при подготовке магистрантов по направлению 011200.68 – Физика, магистерская программа «Физика
металлов и наноструктур». Разработанный способ идентификации сигналов акустической эмиссии, позволяющий определять время до зарождения усталостной
трещины по профилю сигнала, принят к внедрению на ОАО «ПО «Стрела» для
проведения усталостных испытаний. Микрохирургический инструмент с ионноплазменным покрытием прошел испытание и используется в Оренбургском филиале ФГУ МНТК «Микрохирургия глаза» им. С.Н. Федорова.
Основные результаты работы изложены в следующих публикациях:
- в изданиях из Перечня ВАК РФ:
1. Клевцова, Н.А. Влияние стабильности аустенита на ударную вязкость некоторых аустенитных сталей / В.Д. Садовский, А.И. Уваров, Т.П. Васечкина,
Н.А. Горбатенко [Клевцова], Е.И. Патраков // Физика металлов и металловедение.- 1980.- Вып. 4.- Т. 49.-С. 23-27.
2. Клевцова, Н.А. О роли стабильности аустенита при коррозионном растрескивании стареющих марганцевых аустенитных сталей / Т.П. Васечкина,
30
В.В. Сагарадзе, В.И. Печеркина, Ю.И. Филипов, Н.А. Горбатенко [Клевцова]
// Защита металлов.- 1989.- № 5.- Т. ХХV.-С. 15-19.
3. Клевцова, Н.А. Механизм разрушения и распределение мартенситной фазы
в зонах пластической деформации стали Н26Х5Т3, состаренной по прерывистому механизму / Н.А. Горбатенко [Клевцова], Г.В. Клевцов, А.И. Уваров //
Металловедение и термическая обработка металлов.- 1990.- № 3.- С. 13-17.
4. Клевцова, Н.А. Мартенситные превращения в зонах пластической деформации при ударном нагружении закаленной стали Н26Т3 / Г.В. Клевцов,
Н.А. Горбатенко [Клевцова], А.И. Уваров // Металловедение и термическая
обработка металлов.- 1991.- № 2.- С. 14-18.
5. Клевцова, Н.А. Влияние фазовых превращений в зонах пластической деформации на механизм ударного разрушения закаленной стали 40Г18Ф/
Г.В. Клевцов, Н.А. Горбатенко [Клевцова], А.И. Уваров // Известия вузов.
Черная металлургия.- 1991.- № 7.- С. 74-77.
6. Клевцова, Н.А. Метод определения температуры метастабильной аустенитной стали в локальном объеме материала у вершины распространяющейся
трещины / Г.В. Клевцов, Н.А. Горбатенко [Клевцова] // Заводская лаборатория.- 1991.- Т. 57.- № 1.- С. 32-34.
7. Клевцова, Н.А. Распределение мартенситных фаз в пластических зонах под
поверхностью изломов сталей 03Х13АГ19 и 07Х13Н4АГ20 при различных
видах нагружения / Г.В. Клевцов, Н.А. Горбатенко [Клевцова], Г.А. Степанов, Р.Г. Клевцов // Физика металлов и металловедение.- 1993.- Т. 75.- Вып.
6.- С. 88-94.
8. Клевцова, Н.А. О связи локального напряженного состояния материала с
кинетикой развития пластических зон и микромеханизмом разрушения при
однократных видах нагружения / Г.В. Клевцов, Н.А. Клевцова // Металловедение и термическая обработка металлов.- 2000.- № 2.- С. 15-22.
9. Клевцова, Н.А.Влияние коэффициента асимметрия цикла нагружения на усталостную долговечность и механизм разрушения образцов из конструкционных материалов / Г.В. Клевцов, О.А. Фролова, Н.А. Клевцова, Э.К. Алиджанов // Вестник Оренбургского государственного университета.- 2005.№ 6.- С. 154-159.
10. Клевцова, Н.А. Влияние способов литья на усталостную прочность и механизм разрушения образцов из литейных алюминиевых сплавов / Г.В. Клевцов, О.А. Фролова, Н.А. Клевцова // Фундаментальные исследования.- 2005.№ 4.- С. 69-71.
11. Клевцова, Н.А. Распределение мартенситных фаз в пластических зонах у
вершины трещины при разрушении аустенитных сталей/ Г.В. Клевцов,
Н.А. Клевцова // Фундаментальные исследования.- 2006.- № 1.- С. 78-79.
12. Клевцова, Н.А. Влияние температуры нанесения ионно-плазменного покрытия на усталостную прочность образцов из стали 20 / Г.В. Клевцов,
Н.А. Клевцова, Л.Л. Ильичев, М.В. Фесенюк // Фундаментальные исследования.- 2007.- № 12. - Ч. 2.- С. 377-379.
13. Клевцова, Н.А.Закономеpностиpаспpеделениямаpтенситных фаз в пластических зонах пpиpазличных видах pазpушенияаустенитных сталей /Н.А. Клев31
цова, Г.В. Клевцов, О.А. Фролова // Деформация и разрушение материалов.2007.- № 9.- С. 17-22.
14. Клевцова, Н.А. Влияние ионно-плазменного покрытия, нанесенного при
температуре фазовых превращений, на усталостную прочность образцов из
стали 20 / Г.В. Клевцов, Н.А. Клевцова, Л.Л. Ильичев, М.В. Фесенюк,
О.А. Фролова, Р.А. Гражданкин, А.А.Терентьев // Вестник Оренбургского государственного университета.- 2007.- № 10.- С. 171-174.
15. Клевцова, Н.А. Влияние низких температур на микромеханизм разрушения
материалов с ОЦК- и ГЦК-структурой при однократных видах нагружения /
Г.В. Клевцов, Н.А. Клевцова // Известия РАН. Серия физическая.- 2008.Т.72.- № 9.- С. 1363-1367.
16. Клевцова, Н.А. Усталостное разрушение образцов из титана и титанового
сплава в микрокристаллическом и субмикрокристаллическом состояниях /
Н.А. Клевцова, Р.З. Валиев, Г.В. Клевцов, И.П. Семенова, М.В. Фесенюк //
Вестник Оренбургского государственного университета.- 2010.- № 1.- С. 134138.
17. Клевцова, Н.А. Локальное напряженное состояние и микромеханизмы разрушения металлических материалов с ОЦК и ГЦК решеткой / Г.В. Клевцов,
Л.Р. Ботвина, Н.А. Клевцова, А.П. Фот // Металловедение и термическая обработка металлов.- 2010.- № 8.- С. 49-53.
18. Клевцова, Н.А. Статическое и усталостное разрушение образцов из магниевого сплава АМ60 с различным размером зерна / Г.В. Клевцов, Р.З. Валиев,
Н.А. Клевцова, О.Б. Кулясова, М.В. Фесенюк // Вестник Оренбургского государственного университета.- 2010.- № 2.- С. 144-149.
19. Клевцова, Н.А. К вопросу об оценке времени до зарождения усталостной
трещины методом акустической эмиссии / М.В. Фесенюк, Н.А. Клевцова,
Г.В. Клевцов, М.Р. Кашапов // Деформация и разрушение материалов.2010.- № 10.- С. 46-48.
20. Клевцова, Н.А. Механизм разрушения и мартенситные превращения в пластических зонах аустенитной стали после равноканального углового прессования / Р.З. Валиев, Н.А. Клевцова, Г.В. Клевцов, М.В. Фесенюк, М.Р. Кашапов, М.М. Абрамова // Деформация и разрушение материалов.- 2010.- № 10.С. 14-18.
21. Клевцова, Н.А. Обратные ε→γ превращения в аустенитных сталях и сплавах под действием магнитного поля / Н.А. Клевцова, М.В. Фесенюк,
В.Ю. Задорожный, Г.В. Клевцов // Вестник Тамбовского университета.
Серия: Естественные и технические науки.- 2010.- Т. 15.- Вып. 3.- С. 851-852.
22. Клевцова, Н.А. Ударное разрушение стали 110Г13 и мартенситные превращения в пластических зонах при низкой температуре / Г.В. Клевцов,
Н.А. Клевцова, М.В. Фесенюк, М.Р. Кашапов, О.А. Фролова, В.Ю. Задорожный // Вестник Новгородского государственного университета им.
Я.Мудрого. Серия: «Технические науки».- 2010.- № 60.- С. 11-14.
23. Клевцова, Н.А. Механизм ударного разрушения стали 10 с субмикрокристаллической структурой в интервале вязко-хрупкого перехода / Г.В. Клев32
цов, Р.З. Валиев, Г.И. Рааб, Н.А. Клевцова, М.В. Фесенюк, М.Р. Кашапов//
Деформация и разрушение материалов.- 2011.- № 8.- С. 9-13.
24. Клевцова, Н.А.Прочность и механизмы ударного разрушения наноструктурированных материалов / Г.В. Клевцов, Р.З. Валиев, Н.А. Клевцова, М.Р. Кашапов, М.Р. Фесенюк, А.В. Ганеев, А.Г. Рааб // Фундаментальные исследования, 2011.- № 12.- С. 345-350.
25. Клевцова, Н.А. Прочность и механизм разрушения нанострутурированного
алюминиевого сплава АК4-1 в широком интервале температур / Г.В. Клевцов, Р.З. Валиев, Р.К. Исламгалиев, Н.А. Клевцова, М.Р. Кашапов, М.Р. Фесенюк // Фундаментальные исследования, 2012.- № 3.- Ч. 2.- С. 391-395.
26. Клевцова, Н.А. Кинетика усталостного разрушения титана в субмикрокристаллическом состоянии / Г.В. Клевцов, Р.З. Валиев,Л.Р. Ботвина,
Н.А. Клевцова, И.П. Семенова, М.Р. Кашапов, М.В. Фесенюк, А.П. Солдатенков // Вестник Оренбургского государственного университета, 2012.№ 9.- С. 123-125.
- в монографиях и учебных пособиях:
27. Клевцова, Н.А. Разрушение аустенитных сталей и мартенситные превращения в пластических зонах / Н.А. Клевцова, О.А. Фролова, Г.В. Клевцов.М.: Изд-во Академии Естествознания.- 2005.- 155 с.
28. Клевцова, Н.А. Фрактодиагностика разрушения металлических материалов
и конструкций: учебное пособие для вузов / Г.В. Клевцов, Л.Р. Ботвина,
Н.А. Клевцова, Л.В. Лимарь. - М.: МИСиС.- 2007.- 264 с.
29. Клевцова, Н.А. Использование ионно-плазменных покрытий для повышения
прочности и коррозионной стойкости изделий / Л.Л. Ильичев, Г.В. Клевцов,
Ш.Г. Насыров, В.И. Рудаков, Н.А. Клевцова. - Оренбург: ИПК ГОУ ОГУ.2007.- 197 с.
30. Клевцова, Н.А. Механизмы разрушения металлических материалов и пластические зоны под поверхностью изломов / Г.В. Клевцов, Н.А. Клевцова,
Л.Р. Ботвина, Р.Г. Клевцов, О.А. Фролова. - Оренбург: ИПК ГОУ ОГУ.2008.- 159 с.
31. Клевцова, Н.А. Перспективные материалы (к 60-летию д.т.н. В.В. Рубаника)
/ авт. – сост.- Глава 10. Локальное напряженное состояние материала у вершины трещины и пластические зоны при различных видах разрушения металлических материалов (С.237-269) / Г.В. Клевцов, Н.А. Клевцова.- Витебск:
Изд-во УО «ВГТУ».- 2009.- 548 с.
- в нормативных документах:
32. Клевцова, Н.А. Р50-54-52-88. Расчеты и испытания на прочность. Метод
рентгеноструктурного анализа изломов. Определение глубины зон пластической деформации под поверхностью разрушения / Г.В. Клевцов, Н.К. Шаурова, Л.Р. Ботвина, М.Н. Георгиев, Л.П. Гранкова, Н.А. Горбатенко [Клевцова], А.Н. Иванов, А.Г. Жижерин, Д.А. Молодов, Л.П. Строк, С.В. Сафронов,
Г.Б. Швец. - М.: ВНИИНМАШ Госстандарта СССР, 1988.- 24 с.
33. Клевцова, Н.А. Р 50-54-52/2-94. Расчеты и испытания на прочность. Метод рентгеноструктурного анализа изломов. Определение характеристик
33
разрушения металлических материалов рентгеновским методом / Г.В. Клевцов, Л.Р. Ботвина, Л.П. Гранкова, Н.А. Клевцова, Л.В. Лимарь, Ю.А. Перлович, Л.П. Строк, А.В. Воробьев. - М.: ВНИИНМАШ Госстандарта России,
1994. - 28 с.
- в зарубежных изданиях:
34. Klevtsova, N.A. Plastic Zones Formation under Different Types of Loading Conditions / G.V. Klevtsov, L.R. Botvina, N.A. Klevtsova // ISIJ International.1996.- Vol. 36.- № 2.- Р. 215-221.
35. Klevtsova, N.A. X-ray Diffraction Technique for Analising Failed Components
/G.V. Klevtsov, L.R. Botvina, N.A. Klevtsova // ISIJ International.- 1996.Vol. 36.- № 2.- Р. 222- 228.
36. Klevtsova, N.A.Behaviour of Materials under High-speed Impulse Loading Condition: Proceedings of the 5th European Conference on Advanced Materials and
Processes and Applications. Materials, Functionality and Design /N.A. Klevtsova,
G.V. Klevtsov. – Netherlands: Netherlandes Society for Materials Science.- 1997.Vol. 1 «Metals and Composites».- P. 55-57.
37. Klevtsova, N.A. Austenitic Steels Failure and Local Distribution of Martensitic
Phases in Plastic Zones: Proceedings of the 5 th European Conference on Advanced
Materials and Processes and Applications. Materials, Functionality and Design /
G.V. Klevtsov, N.A. Klevtsova, A.I. Uvarov.- Netherlands: Netherlandes Society
for Materials Science.- 1997.- Vol. 1 «Metals and Composites».- P. 59-61.
38. Klevtsova, N.A. Influence of Aging on Structure and Fracture Mechanism of Austenitic Fe-Ni-Ti and Fe-Cr-Mn steels: Proceedings of the 11-th Conf. of the Int.
Feder. for Heat Treatment and Surface Engineering, 4-th Asm. Heat Treat. And
Surface Engineering conf. In Europe / G.V. Klevtsov, N.A. Klevtsova. Italy, Florence.- 1998.- Vol. III.-Р. 249-254.
39. Klevtsova, N.A. Effect of Local Stress State at the Crack Tip on Martensitic
Transformations in Plastic Zones: Proceedings of the Eighth International Conf.
on the Mechanical Behaviour of Materials (ICM8). Progress in Mechanical Behaviour of Materials / G.V. Klevtsov, N.A. Klevtsova, O.A. Frolova.- B.C.Canada,
Victoria.- 1999.- Vol. 1 «Fatigue and Fracture». - P. 57-60.
40. Klevtsova, N.A. The Influence of R Ratio on the Plactic Zones Formation under
Fatigue Fracture: Proceedings of the Eighth International Conf. on the
Mechanical Behaviour of Materials (ICM8) / N.A. Klevtsova, G.V. Klevtsov,
N.V. Grechanin.- B.C. Canada, Victoria.- 1999.- Vol. 1 «Fatigue and Fracture». P. 328-331.
41. Klevtsova, N.A. Metals Fracture Micro Mechanism and Plastic Zones Formation
at the Crack Tip / G.V. Klevtsov, N.A. Klevtsova, O.A. Frolova// European Journal of Natural History.- 2007.- № 4.- Р. 142-147.
42. Klevtsova, N.A. Influence of Stress Ratio R on the Fatigue Strength and Fatigue
Crack Path in Metal Materials: Proceedings of the International Conference on
Crack path (CP 2009) / G.V Klevtsov., N.A. Klevtsova.- Italy, Vicenza: University
of Padua.- 2009.- P. 359-365.
43. Klevtsova, N.A.Influence of Local Stress Condition on the Micro-mechanism of
Crack Propagation in Metal Materials under Single Loading Condi34
tions:Proceedings of the International Conference on Crack path (CP 2009) /
N.A. Klevtsova.- Italy, Vicenza: University of Padua.- 2009.- P. 366-370.
44. Klevtsova, N.A.Local Stress State and Failure Micro-mechanisms of Metallic
Materials with Body-centered or Face-centered Cubic Lattice / G.V. Klevtsov,
L.R. Botvina, N.A. Klevtsova, A.P. Fot// Metal Science and Heat Treatment.2010.- Vol. 52, Issue 7.- P. 396-399.
- в других изданиях:
45. Клевцова, Н.А. Влияние локального напряженного состояния материла
у вершины трещины на мартенситные превращения в пластических зонах
аустенитных сталей: сборник материалов 4-го собрания металловедов России
/ Г.В. Клевцов, Н.А. Клевцова.- Пенза: Приволжский Дом знаний.- 1998.Ч. 1.- С. 27-29.
46. Клевцова, Н.А. Влияние вида нагружения на мартенситные превращения в
пластических зонах аустенитных сталей: сборник трудов 5-го собрания
металловедов России / Г.В. Клевцов, Н.А. Клевцова. Краснодар: Кубанский
государственный университет.- 2001.- С.23-26.
47. Клевцова, Н.А. Влияние поверхностной обработки на усталостную прочность и механизм разрушения литейных алюминиевых сплавов / Г.В. Клевцов, Н.А. Клевцова, О.А. Фролова // Успехи современного естествознания.2005.- № 7. - С. 60-63.
48. Клевцова, Н.А. Усталостная долговечность образцов и механизм разрушения конструкционных материалов при различных значениях коэффициента
асимметрии цикла нагружения / Г.В. Клевцов, О.А. Фролова, Н.А. Клевцова
// Успехи современного естествознания.- 2005.- № 9. - С. 74-76.
35
1/--страниц
Пожаловаться на содержимое документа