Влияние структурного состояния на кинетику локализованного усталостного разрушения конструкционных сталей (стр. 2 )

Высокопрочные стали 30ХН2МФА и 35ХН2МФА-ш с карбидообразующими элементами хромом, молибденом и ванадием при закалке образуют мелкодисперсные структуры с высоким уровнем микронапряжений. При последующем отпуске от 200 и 300 °С мартенсит закалки переходит в мартенсит отпуска с меньшей степенью тетрагональности. Структуры этих сталей жесткие с малым запасом пластичности.

Высокопрочная азотосодержащая аустенитно-мартенситная сталь 08ХН14АН4МДБ в отличие от малоуглеродистых стаей структур Ф+П в основе своей имеет твердую матрицу – мартенсит (79…82 %). Пластичные области из аустенита составляют от 21 до 16%, причем g-фаза имеет прочностные характеристики в 2…2,5 раза превышающие свойства феррита.

При отпуске 400 °С в течение 2 ч в матрице не обнаруживается дисперсных выделений, что свидетельствует о стабильности структуры материала. Отпуск стали при 500 °С приводит к заметному изменению фазового состава из-за частичного распада пересыщенного азотом аустенита с образованием дисперсных выделений карбонитридных частиц. При отпуске 600 °С происходит коагуляция карбонитридов, распад пересыщенного раствора мартенсита и аустенита и образование феррита.

Методики исследования

Усталостные испытания проводили на машине УКИ–10М по схеме консольного изгиба с частотой нагружения 12,5…100 Гц. Отдельные виды испытаний выполняли на испытательных машинах статического и циклического действия ZDM-5, ГРМ-1, УМЭ-10TM и НУ. Для испытаний использовали цилиндрические гладкие образцы диаметрами 8 и 10, а также диаметром 14,5 мм корсетные и с V-образными надрезами (табл. 4). Часть испытаний выполнена на плоских образцах в условиях асимметричного нагружения.

Таблица 4

Значения для образцов с пятью одинаковыми V надрезами

Теоретический коэффициент концентрации напряжений	Радиус в вершине надреза, мм
0,09	0,15	0,34	0,86
	5,82	4,51	3,11	2,13

О развитии нелокализованной поврежденности судили по данным регистрации прогиба, температуре разогрева металла образцов, изменении амплитудонезависимого внутреннего трения в килогерцовом диапазоне, а также по изменению вида диаграммы растяжения и механических свойств в зависимости от числа циклов и амплитуды нагружения гладких цилиндрических образцов, сопоставляя характер и числовые значения этих данных.

Кинетику усталостных трещин исследовали на цилиндрических образцах с надрезами, для которых коэффициенты интенсивности и поправочные функции вычислялись по известной методике [2].

Исследования скорости роста длинных магистральных трещин проводили в диапазоне второго и третьего участков кинетической диаграммы усталостного разрушения с использованием цилиндрических образцов с одним глубоким надрезом. Прирост трещины определяли по изменению податливости образца с калибровкой зависимости “прогиб – число циклов” методом структурного окрашивания положения фронта трещины со сменой режима нагружения.

Исследования скорости роста малых магистральных трещин размера от 3 до ~40 размеров зерна выполняли непосредственным замером с помощью оптического микроскопа МБС-10 на образцах с пятью надрезами. Одновременно проводили макро - и микрофрактографию рельефа поверхности излома и исследования трансформации структуры в локальной области вершины надреза и трещины на стадиях ее развития на оптическом микроскопе Neophot-30 и оптическом и электронном растровом микроскопе ″Leo″. Для выполнения этих наблюдений образец, разрушенный по первому надрезу, разрезали электроискровым методом по осевой линии, выполняли шлиф и исследовали остальные области надрезов с уменьшающимися значениями амплитудных приложенных напряжений.

Для исследования поврежденности структур пластических зон использовали комплексный метод, включающий измерения шероховатости внешней поверхности, микротвердости, коэрцитивной силы, микроскопии структур и фрактографии.

ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКАЯ ЧАСТЬ

Влияние структуры на поврежденность и усталостное разрушение

сталей на ферритной основе

В углеродистых и низколегированных сталях на ферритной основе доля перлита является сдерживающим фактором совместных пластических деформаций ансамбля ферритных зерен. С увеличением количества перлита возрастает локальность и степень неоднородности пластических деформаций, которые получают более интенсивное развитие при циклических нагружениях, чем при статических. В результате в сталях со средним содержанием углерода по сравнению с малоуглеродистыми сталями прирост предела текучести больше, чем предела выносливости, что расширяет область номинально упругого циклического нагружения среднеуглеродистых сталей.

Кривая усталости стали 50А (рис. 1, а, кривая 1) по данным испытаний и результатов статистической обработки результатов представлена в форме трех участков, разделенных на область низких упругих амплитуд напряжений от предела усталости до нижнего перелома кривой , область средних упругих амплитуд между нижним и верхним переломами – и область высоких амплитуд > .

Аналитические зависимости для каждого участка кривых (рис. 1, а) представляли в виде , где j – номер участка кривой усталости; m и С – константы материала и внешних условий испытания, вычисляемые через параметры линии регрессии в логарифмических координатах.

Различие кривых усталости 1 и 2 (рис. 1, а) обнаруживается при амплитудах напряжений выше , когда проявляется влияние температуры разогрева металла цилиндрических образцов (кривая 2), по сравнению с испытаниями в условиях теплоотвода корсетных образцов (кривая 1). Наибольший эффект

этого влияния выявлен на уровне амплитуд напряжений, равных пределу текучести стали при растяжении в виде разрыва кривой усталости со смещением высокоамплитудной области в сторону снижения долговечности. Отражением этого эффекта являются особенности развития циклической микропластической деформации (рис. 2).

Рис. 2. Изменение протяженности площадки текучести при растяжении (а) и внутреннего трения (б) от числа циклов; сталь 50, чистый изгиб, D = 8 мм

На начальной стадии циклического нагружения наблюдаются процессы разупрочнения в феррите в виде циклической текучести, сопровождающиеся снижением предела текучести и модуля упругости, уменьшением протяженности площадки текучести и возрастанием декремента колебаний. С развитием циклической текучести увеличивается роль локальных структурных процессов деформационного упрочнения и динамического деформационного старения, интенсивность которых зависит от температурного фактора при испытании с разной частотой нагружения (рис. 2). В условиях изотермического нагружения при 20 °С циклическое разупрочнение монотонно сменяется упрочнением. В условиях термоактивируемой деформации процессы циклической текучести и упрочения получают наибольшее развитие, что отмечается характером изменения внутреннего трения. Максимуму декремента отвечает преобладание процессов упрочения (рис.2, б), а минимуму – окончание этой стадии (прирост твердости HV 18 %). Появление второго меньшего по величине максимума отвечает зарождению локальных повреждений в виде макротрещин и последующее снижение максимума частичному их объединению в магистральную трещину.

На кривой усталости надрезанных образцов (см. рис. 1, кривая 3) выделяются три области амплитуд, разделенные переломами при напряжениях = 170 МПа и = 360 МПа. При номинальном напряжении максимальное значение напряжения в вершине надреза достигает предела текучести , что означает образование локальной пластической зоны в начале испытания. Возрастания амплитуд напряжений сопровождается расширением пластической зоны у надреза вплоть до реализации условий малоциклового разрушения отмеченной тенденцией к увеличению долговечности при > .

По результатам усталостных испытаний сталей Ст3 и 20ХН выявлены области нестабильности на кривых усталости гладких образцов при амплитудах напряжений в области текучести этих сталей и отсутствие нижнего перелома в образцах с надрезами. Испытания гладких образцов стали Ст3 нами обработаны по двум областям амплитуд выше и ниже предела текучести. В результате раздельной обработки данных обнаружили разрыв кривой примерно на уровне предела текучести (рис. 1, б), который не явно выражен аппроксимацией единой зависимостью [1].

На кривой усталости надрезанных образцов стали Ст3 амплитуда номинального напряжения, при котором максимальное значение напряжения в вершине надреза достигает предела текучести , составляет 141 МПа, практически совпадая с пределом усталости 138 МПа, т. е. напряжение нижнего перелома кривой совпадает с пределом усталости, исключая, таким образом, номинально упругую область усталости.

В стали 20ХН “мнимое” напряжение нижнего перелома при той же геометрии надреза составляет 185 МПа и находится на 10 % ниже предела усталости, т. е. для стали 20ХН с повышенными характеристиками прочностных свойств по сравнению со сталью Ст3 значение , отвечающее границе упругой области при 206 МПа, выше.

Влияние структуры на поврежденность и усталостное разрушение

высокопрочных сталей

Кривые усталости корсетных образцов сталей 30ХН2МФА и 35ХН2МФА-ш жестких структур мартенсит отпуска являются монотонными кривыми во всем диапазоне амплитуд напряжений многоцикловой усталости и описываются одной регрессионной зависимостью. На рис. 1, в такая кривая усталости приведена для стали 30ХН2МФА (кривая 1). Кривая усталости надрезанных образцов (см. рис. 1, в, кривая 2) представлена двумя участками с нижним переломом кривой соответствующим условию достижения максимальными напряжениями в надрезе величины условного предела текучести. Верхний перелом кривой для данного структурного состояния стали 30ХН2МФА не обнаружен. Кривая образования трещин размером 0,1 мм (см. рис. 1, в, кривая 3) характеризует низкую долговечность стали на стадии зарождения.

Ограниченная долговечность стали 35ХН2МФА-ш, по сравнению со сталью 30ХН2МФА, несмотря на увеличенное количество упрочняющей фазы и повышенную чистоту химсостава по примесям, имеет примерно тот же интервал числа циклов до разрушения. Отмечается прирост предела усталости этой стали для гладких образцов на 12,3% – с надрезом на 10,6%.

Высокопрочные азотосодержащие аустенитно-мартенситные стали в зависимости от состава, технологии производства и режимов термической обработки могут существенно изменять фазовый состав, структуру и механические свойства. В условиях действия циклических нагрузок определяющим долговечность до зарождения и распространения трещин является структурное состояние стали и косвенное ее отражение как сочетание характеристик прочности и пластичности.

На образцах стали 08Х14АН4МДБ после закалки от 1050 °С и отпуска 500 °С с пятью острыми надрезами радиусом в вершине = 0,09 мм, =5,82, были проведены испытания в широких диапазонах напряжений и долговечности (рис. 1, г, кривая 1). Для образцов с надрезами радиусами = 0,153; 0,344; 0,861 мм выполнены расчеты пределов усталости и проведены оценочные испытания (кривые 2, 3, 4).

Кривая усталости образцов с надрезами 1 имеет три области амплитуд, разделенные нижним и верхним переломами кривой, и аналогично ферритно-перлитной стали 50А (рис. 1, а) включает номинально упругую, переходную и малоцикловую области. Отличительными особенностями стали 08Х14АН4МДБ являются увеличение ограниченной долговечности во всем диапазоне напряжений и изменение наклона кривой малоцикловой области в сторону снижения числа циклов до разрушения, которое обусловлено иными механизмами развития повреждений.

Зависимости пределов выносливости от остроты надреза в его вершине позволили установить, что с уменьшением теоретического коэффициента концентрации напряжений предел выносливости материала повышается соответственно степенной зависимости

, (1)

где А – числовой коэффициент; р - показатель, зависящий от градиента напряжений и чувствительности материала к надрезу.

Изучено влияние температур отпуска при 400, 500 и 600 °С на ограниченную долговечность стали 08Х14АН4МДБ для среднеамлитудной области кривой усталости. Наибольшая долговечность (N = 1,37·106 циклов) соответствует температуре отпуска 400 оС; несколько ниже долговечность закаленной стали без отпуска (N = 1,14·106 циклов). Эти значения в два и более раз превышают долговечность стали после закалки и отпуска при 500 оС. Однако повышение температуры отпуска до 600 оС снижало долговечность в 2,4 раза, составляющую в данном случае N = 2,4·105 циклов.

Изменения характеристик сопротивления усталости и статической прочности сопоставляли в зависимости от режимов отпуска и структур стали при этих режимах. В качестве характеристик циклической прочности использовали два параметра – долговечность до разрушения, нормированную на число циклов до разрушения при температуре отпуска 400 оС, принятую за 100 % , и оценка трещиностойкости по площади зоны развития трещины до критического размера в изломе (рис. 3).

Рис. 3. Зависимости механических свойств стали 08Х14АН4МДБ от температуры отпуска: 1 – предел прочности; 2 – предел текучести; 3 – твердость; 4 – относительное удлинение; 5 – относительное сужение; 6 – площадь зоны усталостной трещины в изломе; 7 – относительная долговечность образцов с надрезом

Условию сопротивления статическим нагрузкам с достижением высоких уровней напряжений отвечает структура с дисперсными выделениями карбонитридов, полученная в результате отпуска при температуре 500 °С. Наибольшая долговечность, наблюдаемая при температуре отпуска 400 °С, соответствует оптимальной субструктуре стали, а именно, имеющей высокую плотность дислокаций, стабилизированную сегрегациями атомов азота и углерода.

Оценка корреляционной связи параметров

выносливости сталей и их структурного состояния

Установленную корреляционную зависимость пределов выносливости от теоретических коэффициентов концентрации напряжений для стали 08Х14АН4МДБ проверяли на сталях различных структурных состояний (табл. 5). Значения коэффициента А с точностью до 1 % совпадают с пределами выносливости гладких образцов. Показатель степени р может отражать влияние нескольких факторов, таких, как состав и структурное состояние стали, размеры образца и градиент напряжений в вершине надреза.

Таблица 5

Значения коэффициента А и показателя р в уравнении

Марка стали	Результаты аппроксимаций
А	р	R
Ст3	207,76	0,7588	0,9974
20ХН	311,81	0,7350	0,9994
40ХН	353,38	0,8618	0,9982
08Х14АН4МДБ	505,50	0,6002	0,9979

Для выявления чувствительности сталей разных составов и структурных состояний к концентрации напряжений на уровне пределов выносливости строили зависимости эффективных коэффициентов концентрации напряжений Кσ от нормированных на протяженность надреза относительных градиентов напряжений в вершине надреза (рис. 4).

Рис. 4. Зависимости эффективных коэффициентов концентрации напряжений от значений нормированных относительных градиентов для сталей: O – Ст3; ▲ – 20ХН; ♦ - 40ХН; ● – 08Х14АН4МДБ; ▼ – 30ХН2МФА; ■ – 35ХН2МФА-ш

На рис. 4 выделяются три группы кривых для сталей с различной жесткостью структур. Для низкопрочных сталей Ст3 и 20ХН ферритно-перлитной структуры с показателями пластичности δ5 = 35 и 34 % соответствует кривая 1; выше располагаются данные для сталей средней прочности феррито-перлитной структуры 40ХН и высокопрочной аустенитно-мартенситной стали 08Х14АН4МДБ с показателями пластичности δ5 = 25 и 21% (кривая 2). Высокопрочные стали со структурами низкоотпущенного мартенсита 30ХН2МФА и 35ХН2МФА-ш малой пластичности δ5 < 8 % примерно соответствуют кривой 3. Результаты статистической обработки этих данных аппроксимированы зависимостью вида (2) и представлены в табл. 6.

(2)

Таблица 6

Значения коэффициентов А, В и показателя степени с в формуле(2)

№№ кривой	Результаты аппроксимаций
А	В	с	R
1	0,6420	2,0802	0,4390	0,9987
2	0,8240	2,5864	0,5744	0,9874

При выборе материалов для изделий, работающих в зоне ограниченной долговечности, информативной для сравнения могут являться зависимости изменения эффективных коэффициентов и чувствительности к концентрации напряжений в функции числа циклов до разрушения. В основе построения такой зависимости должно быть соотношение ограниченных пределов выносливости при равных значениях долговечности

, (3)

где выражения для ограниченных пределов выносливости и следуют из степенной формы уравнений кривых усталости вида гладких образцов и с надрезами.

Выражения для эффективных коэффициентов , а также для коэффициентов чувствительности к концентрации напряжений (4) обобщены для всех участков кривых усталости, имеющих переломы кривых, в виде

(4)

где и – напряжения нижней границы участка кривых усталости гладкого и надрезанного образцов соответственно, нормированные на предел выносливости гладкого образца; и – относительные долговечности гладкого и надрезанного образцов, нормированные на число циклов, соответствующие перелому кривых на пределах выносливости; – коэффициент живучести надрезанного образца вычисляется по формуле , где m и – показатели степени участков кривых усталости гладких образцов и с надрезом; и - нижняя и верхняя границы участков.

Для всех испытанных сталей общей закономерностью (рис. 5) является рост чувствительности к концентрации напряжений с увеличением числа циклов до разрушения, т. е. со снижением уровня приложенного амплитудного напряжения от максимальных значений до нормированного предела выносливости.

Рис. 5. Зависимости коэффициентов чувствительности к концентрации напряжений для ограниченных пределов выносливости от числа циклов до разрушения сталей: 1 – 30ХН2МФА; 2– 50А; 3 – 40ХН; 4 – Ст3; 5 – 08Х14АН4МДБ

Самые высокие значения коэффициента чувствительности имеют стали структуры мартенсит отпуска и ферритно-перлитные стали с высоким содержанием пластинчатого перлита, для которых во всем диапазоне нагружения и числа циклов до разрушения сохраняется высокая чувствительность к концентрации напряжений. Наименьшую чувствительность имеют стали аустенитно-мартенситных структур.

Живучесть высокопрочных сталей

при циклических нагружениях

Для оценки кинетических параметров разрушения и сравнения по этим данным способности сталей сопротивляться распространению трещин выполнили построение кинетических диаграмм усталостного разрушения (КДУР) и их анализ.

Развитие трещин в высокопрочных сталях 30ХН2МФА и 35ХН2МФА-ш мартенситной структуры в период живучести наблюдали во время усталостных испытаний методом регистрации податливости. Исключая точки, лежащие на “хвостах“, из общей диаграммы (рис. 6) производили обработку среднего участка КДУР по стандартной методике. Для среднего участка КДУР выполнены аппроксимации, по значениям коэффициентов которых получены выражения в форме кинетических зависимостей скорости роста трещин от коэффициента интенсивности напряжений :

сталь 35ХН2МФА-ш –

сталь 30ХН2МФА – . (5)

Критические значения трещиностойкости сталей:

35ХН2МФА-ш –30 МПа м1/2 и 30ХН2МФА –42 МПа м1/2.

Рис.6. Кинетические зависимости роста трещин при амплитудах

напряжений, МПа: 1410, 1210, 1020, 820, 630 и 530

Развитие трещин в высокопрочной стали 08Х14АН4МДБ аустенитно-мартенситной структуры в период живучести с трещиной наблюдали на образцах с пятью надрезами на шлифах, выполненных перпендикулярно надрезам. Метод обеспечивал надежное наблюдение размеров трещин длиной от 0,05...0,1 мм.

Размеры трещин наносили на диаграмму усталостного разрушения (см. рис. 1, г) в соответствии с величиной номинального напряжения в данном надрезе. По этим же данным строили кинетическую зависимость роста трещин (рис. 7). Кривая 1* на рис. 1, г, отвечающая длине трещины 0,1 мм, принята за границу долговечности, характеризующую зарождение усталостной трещины.

Кинетическая диаграмма усталостного разрушения в нижней области КДУР, построенная по средним значениям скорости роста в диапазоне 5∙10 – 9 … 10 – 10 м/цикли для длин трещин от 50 до 700 мкм в каждом из четырех неразрушенных сечений образца с надрезами, показана на рис.7. Из полученных данных следует, что она отвечает уравнению , используемому для описания кинетики роста длинных усталостных трещин.