книги / Структура и усталостное разрушение металлов

Аналогичная картина выявляется и в стали со структу­ рой бейнита. Дисперсные пластинки карбида (Fe, Сг)3С перерезываются ферритными полосами. Это обусловли­ вает растворение значительной массы указанных выде­ лений.

По существу в стали SAE 52100 в процессе контакт­ ной усталости (испытания проводили при 50—55° С) реа­ лизуются фазовые превращения, которые должны проис­ ходить после длительного отжига или даже аустенитиза­ ции. Авторы работы [129] считают, что распад карбидов происходит по диффузионному механизму. Цикличе­ ские напряжения вызывают значительную пластическую деформацию в феррите, что обусловливает возникнове­ ние большой плотности дислокаций, а следовательно, и возможность интенсивного протекания трубочной диф­ фузии атомов углерода. Вполне возможно, что диффузия углерода, вызываемая напряжениями за один цикл, нс получает значительного развития, однако производит значительный эффект за большое число циклов нагру­ жения.

Образование в процессе малоцикловой усталости (чистый изгиб) каналов пластической деформации, пе­ ресекающих колонии мартенситных реек, обнаружено в работе [131], выполненной на сталях 15ХНЗМ, 15ХН5МФ и 12ХН4МФ. При этом по границам каналов пластиче­ ской деформации происходит зарождение и распростра­ нение усталостных трещин.

На рис. 44 представлено изменение циклической

стали с 0,045% С [147]. Видно, что высокий уровень ста­ тической прочности, достигаемый при упрочнении стали дисперсными когерентными с матрицей выделениями, нс обязательно приводит к высокой циклической прочности. Более высокие значения oF достигаются при крупных карбидах, когерентно не связанных с матрицей, но отно­ сительно стабильных по отношению к циклическому де­ формированию. Для закаленных образцов наблюдается линейная связь между oF и сгт. Таким образом, повыше­ ние температуры закалки, а, следовательно, концентра­ ции твердого раствора сопровождается ростом oF. Одна­ ко в целом уровень о> образцов, упрочненных дисперс­ ными частицами Fe3C, выше aF образцов, термически обработанных на твердый раствор.

ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ ОТПУСКА НА РАЗВИТИЕ ЦИКЛИЧЕСКОГО РАЗУПРОЧНЕНИЯ ЗАКАЛЕННО-ОТПУЩЕННОЙ СТАЛИ

Поскольку явление циклического разупрочнения яв­ ляется в высшей степени структурно чувствительной ха­ рактеристикой, то изменение структуры стали в процес­ се отпуска (старения) находит выражение в изменении характера циклического разупрочнения закаленно-отпу­ щенных сталей. Рассмотрим некоторые конкретные при­ меры циклического поведения дисперсионно-упрочняе- мых сталей в зависимости от температуры отпуска.

В работе [148] показано влияние 1-ч отпуска в ин­ тервале температур от комнатной до 650° С на поведение кривых циклического деформирования о—г вакуумированной закаленной (1000° С, 1 ч, масло) стали AISI 4140, испытанной на малоцикловую усталость. Образцы в за­ каленном состоянии обнаруживают исключительно цик­ лическое деформационное упрочнение, а после отпуска выше 200° С — циклическое разупрочнение, которое до­ стигает максимума при 400° С (табл. 9).

ТЛБЛИЦЛ 9. ОЦЕНКА ВКЛАДА СУБСТРУКТУРНОГО Д(7С

ИМЕХАНИЧЕСКОГО Ао м РАЗУПРОЧНЕНИЯ

ВОБЩЕЕ ЦИКЛИЧЕСКОЕ РАЗУПРОЧНЕНИЕ А<Т£ СТАЛИ 4140

П р и м е ч а в и е. В числителе — значения Асгм после испытания на деформационное старение; в знаменателе — подсчитанное по фор­ муле Аам = А а2 —Аос.

Циклическое деформирование закаленно-отпущенной стали (Дв;э = 2%) сопровождается заметным изменени­ ем типа дислокационной структуры: квазиоднородное распределение дислокаций внутри мартенситных реек сменяется ячеистой структурой. Подобный характер из­ менения дислокационной структуры в условиях цикличе­ ского нагружения предполагает действие субструктуриого механизма разупрочнения. По данным [148], цикличе­

скольких механизмов циклического разупрочнения. Ве­ роятно, изменение типа связи между aw и а ' при 400°С

не случайно.

При этой температуре концентрация углерода в твер­ дом растворе приближается к равновесной. С понижени­ ем температуры отпуска в твердом растворе растет кон­ центрация углерода и соответственно увеличивается вклад механизма механического разупрочнения. В Fe—Ni—А1—Си — стали после 1,5-ч отпуска при 350° С разупрочнение вследствие механической разблокировки дислокаций завершается за первые несколько циклов нагружения (ДеР = 0,04) [149]. С понижением темпера­ туры отпуска уменьшается также размер карбидных вы­ делений. Это способствует включению в процесс еще од­ ного механизма разупрочнения — структурного. Как по­ казано ранее, его вклад существен при температурах несколько выше комнатной. Кстати, при реализации структурного механизма разупрочнения растворение час­ тиц дисперсной фазы в пределах устойчивой полосы скольжения предполагает локальное повышение концент­ рации атомов углерода в твердом растворе. Можно пред­ положить, что атомы углерода в состоянии (по механиз­ му динамического деформационного старения) в какойто степени ограничивать подвижность дислокаций. В ре­ зультате следует ожидать снижения скорости цикличе­ ского разупрочнения.

Таким образом, стабильность углеродистой стали в значительной степени зависит от содержания углерода в твердом растворе. Это особенно относится к сталям с развитой субструктурой, образующейся при закалке на мартенсит. На рис. 46 представлены кривые усталости стали Fe+16% Ni+0,05% С и повышенной чистоты ста­ ли Fe+13% Ni+0,3% С, подвергнутых закалке на па­ кетный мартенсит (Р. Beardmore [61, с. 1898]). Видно заметное различие сталей в долговечности в мало- и мпогоцикловой областях усталости. При этом в зависимости от содержания углерода в стали системы Fe—Ni—С они могут упрочняться или разупрочняться. Сталь с содер­ жанием углерода от 0,05 до 0,1% разупрочняется. По оценкам [61, с. 1898], это соответствует 5—10 атомам уг­ лерода на атомную плоскость дислокаций. При содержа­ нии углерода выше 0,1% сталь обнаруживает существен­ ное циклическое упрочнение. Следовательно, закрепление развитой дислокационной субструктуры возможно только

при определенной концентрации углерода; ниже ее за­ крепления субструктуры не происходит. В процессе цик­ лического деформирования такая субструктура (квазиоднородное распределение дислокаций) начинает транс­ формироваться с образованием дислокационных ячеек. В этом отношении указанная сталь ведет себя аналогич­ но материалам в холоднодеформированном состоянии (например, железу и низкоуглеродистой стали после про­ катки).

Отпуск сталей Fe+16% Ni+0,05% С и Fe+13% N i+ +0,3% С при 350° С устраняет различие в усталостной долговечности (см. рис. 46). В этих сталях с одинаковым типом субструктуры содержание карбидов различное. Обе стали обнаруживают заметное циклическое разу­ прочнение. Беадмоо считает, что подобное поведение ста­ лей указанной системы обусловлено относительно низкой концентрацией углерода в твердом растворе. Атомы уг­ лерода, покидая места закрепления дислокаций, .образу­ ют массивные карбиды.

Режим отпуска по-разному влияет на сопротивление стали системы Fe—Ni—А1—Си малоцикловой и много­ цикловой усталости [149]. Старение при 350° С, 1,5 ч по сравнению со старением при 650° С, 1 ч+550° С, 8 ч обеспечивает наибольшее сопротивление усталости в ма­ лоцикловой области. Однако в многоцикловой области усталости более высокими усталостными свойствами об­ ладает сталь, состаренная по второму режиму. Пересе­ чение кривых усталости происходит при 104 циклов. Та­ ким образом, сталь после старения при 350° С в состоя­ нии аккумулировать большое количество пластической деформации, но вследствие интенсивного развития цикли­ ческого разупрочнения характеризуется относительно не­ большим сопротивлением многоцикловой усталости.

ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ ОТПУСКА НА РАСПРОСТРАНЕНИЕ УСТАЛОСТНОЙ ТРЕЩИНЫ

Систематическое изучение влияния температуры от­ пуска на механические свойства и скорость распростра­ нения усталостной трещины dalcLN проведено в работе [25], выполненной на вакуумированной низколегиро­ ванной стали AISI 4140 (0,38% С). С повышением тем­ пературы отпуска ат вначале растет, а затем уменына-

ТАБЛИЦА 10. ИЗМЕНЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ И ВЯЗКОСТИ РАЗРУШЕНИЯ Kc( K i c) СТАЛИ 4140 В ЗАВИСИМОСТИ

ОТ ТЕМПЕРАТУРЫ ОТПУСКА И ТОЛЩИНЫ ОБРАЗЦА [25]

П р и м е ч а н и е , — циклический предел текучести; а/ и е/ —

напряжение и деформация при разрушении.

*Кс =

Внешний вид поверхности разрушения в значитель­ ной степени зависит от толщины образца. В образцах толщиной 3,2 мм распространение трещины происходит преимущественно по межзеренному механизму. Доля разрушения этого типа растет с увеличением Д/G После

вдоль направления распространения трещины (по типу

квазискола); при Д/(>128 кгс/мм3/2 возрастает доля разрушения по типу чашечного и в меньшей степени по типу хрупкого транскристаллитного скола и межзеренного разрушения [25].

Разрушение образцов толщиной 3,2 мм, отпущенных при 550 и 650° С, внешне похоже на характер разруше­ ния образцов, отпущенных при 400° С, при более низком уровне Д/С. Однако с ростом Д / С чашечный механизм разрушения после отпуска 550° С наблюдается только в

разрушения довольно часто видны вторичные трещины, располагающиеся перпендикулярно основному направ­ лению распространения трещины. Эти трещины похожи на трещины полос скольжения, наблюдаемые Томкинсом. Расстояние между этими трещинами и ширина их возрастает с ростом ДК- Авторы работы [25] высказали предположение, что слияние микротрещин при /Стах,