1038

Рис. 50. Влияние пористости на механические свойства термообработанных никельмолибденмарганцевых сталей (1, 2, 3 − K1c , σ0,2 ,

и δ после испытаний при 295 К; 4, 5, 6 − K1c , σ0,2 и δ после испытаний при 200 К)

151

ELIB.PSTU.RU

Для температур отпуска 870 К и 920 К и температур испытаний 295 К и 200 К все механические свойства возрастали с повышением плотности.

Немонотонная зависимость K1c = f (П) в интервале по-

ристости 4–10 % при минус 196 °С и комнатной температуре установлена в работе [30]. Важно отметить, что другие физи- ко-механические характеристики монотонно возрастали с понижением пористости для обеих температур испытаний. Авторы обсуждаемой работы не установили природу такой зависимости, однако указали, что наиболее вероятными факторами являются взаимодействие движущейся трещины с порами и перераспределение примесей в процессе уплотнения образцов.

Перераспределение примесей возможно и в процессе спекания. Открытая пористость способствует понижению их концентрации, особенно при спекании в восстановительной атмосфере. Более того, применение менее загрязненных сопутствующими элементами марок порошкового железа приводит к смещению минимума функции K1c (П) в сторону бо-

лее низких значений пористости [24, 25]. Зависимость немонотонна [31], при этом совпадает даже величина пористости (П = 7…8 %), соответствующая минимальной трещиностой-

кости. В узких интервалах изменением пористости (П от 2 до 0 %) отсутствие монотонного испытания K1c установили

в работе [32] для двух быстрорежущих сталей T15 (1,64 % С; 4,37 % Сr; 4,99 % Со; 0,11 % Сu; 0,24 % Мn; 0,56 % Мо; 0,13 % Ni; 4,70 % V; 12,4 % W) и Т6 (0,75 % С; 4,35 % Сu; 12,5 % Со; 0,4 % Мo; 1,51 % V; 20,24 % W). Эти же авторы установили линейный рост K1c с увеличением количества

аустенита и линейное понижение трещиностойкости с ростом твердости.

152

ELIB.PSTU.RU

Если исходить из значений K1c , то и для среднеуглеро-

дистых конструкционных сталей 0,4 % С – 0,5 % Мо – 0,8 % Сu – 0,2 % Мn – 1,8 % Ni нет необходимости стремиться

квысокой плотности поскольку K1c образцов плотностью

ρ= 7,0 г/см3 (П = 10,9 %) не уступает образцам из той же

стали с ρ = 7,4 г/см3 (П = 5,9 %). На этом основании

в работе [33] отказались от применения двухкратного прессования.

Наибольшее значение K1c при ρ = 7 г/см3 установлено

и для фосфористой стали [34]. Авторы [34] пошли дальше в исследовании механизма реализации столь необычного явления. Они объяснили немонотонную зависимость K1c (П) из-

менением характера разрушения – от скола к вязкому ямочному. Однако и в обсуждаемой работе не подобрали физически обоснованную модель, интерпретирующую вклад пор.

На зависимостях, связывающих характеристики прочности и пористость, мы останавливаться не будем, поскольку они хорошо известны и регулярно публикуются в литературе

[35–38 и др.].

Зарубежные исследователи часто связывают прочность не с общей пористостью, а с коэффициентом формы пор ( f ),

используя уравнение регрессии второго порядка [39], а влияние пористости на удлинение описывают уравнениями:

где δrel – относительное изменение удлинения; С – констан-

та (мера чувствительности пластичности к концентрации пор),

153

ELIB.PSTU.RU

Как в отечественной, так и в зарубежной литературе отсутствуют единые взгляды на разрушение пористых тел.

Существуют две точки зрения влияния пор на K1c . Чем

где σ0,2 – условный предел текучести пористого материала; E – модуль упругости; lt – разрушающая деформация; S –

расстояние между порами.

Зависимость (60) проверена на стали, содержащей 0,5 %

С, 1,7 % Ni, 1,5 % Сu, 0,5 % Мо пористостью 11–17 %.

Мало чем отличается идеология подхода к разрушению порошковых материалов, развитая в ИПМ АН Украины [40]:

ции напряжений, взаимодействия между собой линейных цепочек дефектов и были использованы для интерпретации за-

ботах [42–45]. Поры задерживают движение трещины посредством ее локального затупления в местах пересечения. Фронт трещины изгибается, и K1c определяет напряжение, необходимое для ее продвижения между порами.

154

ELIB.PSTU.RU

Процесс остановки распространения трещины поперечной трещиной или отверстием был изучен в [42, 46] методом каустик, основанным на изменении показателя преломления в окрестностях кончика трещины. Ход процесса складывается из двух этапов. После того как трещина достигает препятствия, сингулярное поле у ее устья постепенно исчезает. Потенциальная и кинетическая энергия, ранее запасенная у кончика трещины, превращается в энергию деформации окружающего материала в ее окрестностях.

Постепенно создается новое поле сингулярного напряжения в «опасных» областях, которое впоследствии приводит к повторному страгиванию трещины. Наличие у препятствия острого надреза уменьшает время развития второго этапа.

Таким образом, можно считать экспериментально подтвержденной способность пор препятствовать распространению трещины. Вместе с тем плоские поры, и особенно межзеренные поры, не оказывают существенного влияния на торможение роста трещины, увеличивая ее протяженность.

Разрушение порошковых материалов имеет ряд принципиальных особенностей, которые у традиционных сталей и сплавов либо не принимаются во внимание, например концентрационная неоднородность, либо имеют противоположные тенденции изменения. Так, у порошковых сталей при повышении прочности и понижении температуры K1c в боль-

шинстве случаев возрастает.

Изменение вязкости разрушения от температуры испытаний имеет для порошковых материалов ряд важных отличительных черт.

Вработе [29] определены более высокие значения K1c

усталей, содержащих 2 % Сu и 0,01; 0,29; 0,60 и 0,84 5 С (плотность 6,85 г/см3, П = 12,8 %) при Т = 200 К по сравнению с Т = 295 К (рис. 51). Такой результат тем более неожиданный, что данная сталь не содержит легирующих элемен-

155

ELIB.PSTU.RU

тов, понижающих температуру вязко-хрупкого перехода

вкомпактных материалах.

Уникельмолибденмарганцевой стали низкой плотности наблюдали аналогичную картину (см. рис. 50).

Рис. 51. Механические свойства сталей, содержащих 2 % меди.

Плотность 6,3−6,6 г/см3, П = 16…20 % (1, 2, 3 − K1c , σ0,2 и δ −

после испытаний при 295 К; 4, 5, 6 − K1c , σ0,2 и δ − после испытаний при 200 К)

Данные работы [29] нашли подтверждение в последующих исследованиях. Показано [47], что K1c порошковой ста-

ли (0,45 % С; 1,82 % Ni; 0,48 % Мо; 0,24 % Мn), имеющей плотность 7,83 г/см3 (П = 0,04 %), (1А) при температурах ми-

нус 100 °С ниже, чем у этой же стали плотностью 6,83 г/см3 (П = 13,1 %) (1В) (рис. 52). И если K1c стали 1В повышается при низких температурах, то для более плотной стали этой же марки (1А) зависимость K1c = f (T ) имеет немонотонный

характер.

В более поздней работе словацких исследователей [48] установлена немонотонная зависимость K1c (T ) с максиму-

156

ELIB.PSTU.RU

мом в диапазоне (100–150) °С для образцов из порошкового железа пористостью 1,5, 5 и 8 %. Здесь же было показано малое отличие значений K1c при температурах примерно 200 °С

образцов пористостью 1,5 и 8 %, но в обоих случаях K1c был выше, чем при П = 5 %.

Рис. 52. Влияние температуры испытаний на механические свойства Ni–Мо–Мn стали различной плотности (1, 2 – K1c и σ0,2 для стали 1А; 3, 4 – K1c и σ0,2 для стали 1В)

Таким образом, зависимость K1c (T ), также как и K1c (П), у порошковых материалов в широком интервале

пористости и температур может быть немонотонной, а для рассмотренных низколегированных порошковых сталей невысокой плотности понижение температуры приводит к росту K1c , что при испытании компактных сталей в обсуж-

даемом интервале температур не имеет аналогов.

В порошковых сталях часто наблюдается корреляция между K1c и другими механическими свойствами. Так, для технического железа и композиций системы Fе–Сu–С установлена корреляция между σВ и K1c [18] (рис. 53). В работе [19] после испытаний образцов с наведенной усталостной

157

ELIB.PSTU.RU

трещиной, острым надрезом радиуса 0,1 мм и 0,7 мм при удовлетворительной, как и в работе [18], сходимости результатов установлена корреляция между K1c и пределом проч-

ности при испытании на изгиб σизг (рис. 54).

Несмотря на существенную разницу значений K1c после

спекания по режиму 1250 °С в течение 2 ч порошка марки ПЖ1М (K1c = 35 кг/мм3/2), композиций Fе + 9 % Cr и Fе +

+ 0,7 % С (K1c = 70 кг/мм3/2) и композиции Fе + 0,7 % С + 9 %

Сr (K1c = 120 кг/мм3/2) величина работы развития трещины

оставалась на прежнем уровне или даже понижалась. Результаты работы [28] показывают возможность несо-

гласованного изменения K1c и σВ с понижением пористости

(см. рис. 49). Так, увеличение разности пределов прочности для сплавов Fе + 1,5 % Сu + 0,6 % С и Fе + 2 % Сu + 2,5 % Ni

с 50 до 100 МПа сопровождалось сближением значений K1c ,

а затем и превышением вязкости разрушения сплава Fе + + 2 % Сu + 2,5 % Ni над сплавом Fе + 1,5 % Сu + 0,6 % С. По-

этому результаты работы [18] (см. рис. 53) необходимо рассматривать как частный экспериментальный факт.

лей, содержащих медь

158

ELIB.PSTU.RU

Одним из направлений порошковой металлургии, конкурирующим с созданием низколегированных сталей, является легирование элементами, образующими при спекании жидкую фазу.

Чаще других для таких целей используют фосфор, хотя в традиционных материалах его содержание стремятся минимизировать. Прочностные свойства и вязкость разрушения порошковых фосфористых сталей [47] 2 (0,01 % С; 0,6 % Р)

и 3 (0,01 % С; 0,56 % Р) плотностью 6,93 г/см3 (П = 12 %)

представлена на рис. 55. Прочностные свойства фосфористых

0,04 % на физико-механические свойства порошковой стали, содержащей 2 % меди (см. рис. 51), изучали в работе [47]. Характеристики прочности и пластичности с увеличением содержания углерода имеют те же тенденции изменения, что и у компактных сталей. K1c при комнатной температуре мало

изменяется, а при низких имеет тенденцию к понижению. 159

ELIB.PSTU.RU

Поэтому достижение заданного уровня прочности при разработке стали необходимо стремиться сочетать со средним (0,4–0,6 %) содержанием углерода.

Сведения о влиянии размера зерна на K1c порошковых сталей весьма ограничены. Для компактных материалов и керамики получены данные, согласно которым K1c растет

с увеличением зерна [42–49], не зависит от размера зерна [42, 49, 50], понижается с уменьшением размера зерна [19]. Если изменение размера зерна увеличивало долю транскристаллитного разрушения, то K1c возрастал. В случае разрушения

по межзеренному механизму K1c линейно связан с d12 (раз-

мер зерна) [51]. Разрушение спеченной стали 316L (0,026 %

С; 0,9 % Si; 17 % Сr; 2,6 % Мо; 13 % Ni; 66,474 % Fе) изучили в [52]. Плотность варьировали в интервале 88, 24...95, 16 % от плотности пластически деформированного сплава и регулировали продолжительностью спекания при 1200 °С (0,5 и 4 ч) или за счет холодной прокатки заготовок, спеченных в течение 4 ч, при приращениях обжатия на 20 % с промежуточными отжигами (1100 °С, 0,5 ч) в атмосфере водорода. Корреляция между размером зерна и пористостью отсутствовала (табл. 29). В табл. 29 представлены характеристики структуры и K1c этой стали.

Приняв поведение спеченной стали аналогичным поведению компактной, в [52] установили, что изменение размера зерна (см. табл. 29) оказывает влияние на K1c менее чем на 1 %. Геометрия пор и расстояние между ними в исследованной области также оказали небольшое влияние на K1c . Даже

у пластически деформированной нелегированной стали [51] отмечен очень медленный рост зерна (температура отжига 1000–1100 °С). Размер зерна подчиняется логнормальному закону распределения, а прочность, как и у компактных сталей, описывается выражением петчевского вида.

160

ELIB.PSTU.RU