2802.Трещиностойкость железоуглеродистых сплавов

Таблица 1 . 2

Влияние химического состава и скорости охлаждения на температурный интервал Мн–Мк

Присутствие в составе МСС таких элементов, как Mo, Ti и Al, дает возможность при последующем отпуске (старении) реализовать дополнительное упрочнение интерметаллидными частицами. Следовательно, в результате легирования аустенита никелем и хромом или никелем и кобальтом интервал γ → α превращения снижается до та-

ких температур, когда может протекать только мартенситное превращение путем скольжения и получения пакетного мартенсита. Образование бейнита в этом случае невозможно из-за отсутствия в стали углерода. Изложенный принцип получения стали с пакетным мартенситом характерен для МСС и определяется как термодинамический.

Для так называемых низкоуглеродистых мартенситных сталей (НМС) [32] характерно более экономное легирование по сравнению с рассмотренными МСС, что с экономической точки зрения делает их дешевле. Так, например, в [33, 34] показано, что при содержании в стали углерода в интервале 0,04–0,12 % и суммарном легировании хромом, марганцем, никелем и молибденом до 5–6 % продолжительность инкубационного периода нормального диффузионного превращения при температуре минимальной устойчивости аустенита при 650 °С составляет от нескольких десятков минут до нескольких часов. В связи с этим при определении прокаливаемости этих сталей показано, что они могут иметь мартенситную структуру при охлаждении на спокойном воздухе в сечениях от 50 до 1500 мм (табл. 1.3). При разработке этих сталей очень важно не допустить образования бейнитных структур.

71

Таблица 1 . 3

Устойчивость аустенита при температуре 650 оС и прокаливаемость низкоуглеродистых мартенситных сталей [33]

Чтобы гарантировать в структуре только пакетный мартенсит, важно обеспечить содержание углерода в границах 0,05–0,10 %. Если количество углерода меньше 0,05 %, при превращении аустенита в структуре образуется феррит. При содержании углерода больше 0,10 % на диаграмме изотермического распада аустенита появляются области бейнитного превращения [35]. В табл. 1.4 для сталей с различным легированием показано содержание углерода, при превышении которого отчетливо регистрируется область бейнитного превращения. Если содержание Cr/C > 35–40, то бейнитное превращениенереализуется.

Следовательно, при создании НМС [36] необходимо реализовать такую термокинетическую диаграмму распада аустенита, на которой его нормальное превращение сильно сдвинуто вправо (см. рис. 1.10), в результате чего область переохлажденного аустенита значительно расширяется. Одновременно с этим из-за низкого содержания углерода мартенситный интервал Мн–Мк остается достаточно высоким, благодаря чему предотвращается образование бейнита.

Легирование карбидообразующими элементами (хром, молибден и др.) уменьшает термодинамическую активность углерода [37], что

72

затрудняет перераспределение углерода в аустените и таким образом препятствует бейнитному превращению.

Таблица 1 . 4

Зависимость между легированием низкоуглеродистых сталей и содержанием углерода, вызывающим бейнитное превращение [33]

Таким образом, управляя кинетикой превращения γ → α , можно

добиться, чтобы структура закаленной детали состояла целиком из пакетного мартенсита. В этом смысле принцип, заложенный при создании НМС, может определяться как кинетический.

1.11.Формирование фазового состава чугунов

всоответствии с диаграммой «железо – углерод»

Как уже было отмечено, диаграмма «железо – углерод» (см. рис.1.1) делится точкой Е (С = 2,14 %) на две области. Левая (С < 2,14 %), которую мы рассмотрели достаточно подробно, является областью сталей, а правая (С > 2,14 %), на которой коротко остановимся, является областью чугунов.

В сталях углерод присутствует в виде цементита (Fe3C). По этой причине при изучении фазовых превращений в железоуглеродистых сталях рассматривается диаграмма Fe – Fe3С (см. рис. 1.1), называемая «метастабильной». Фазовые превращения в чугунах изучают с помощью диаграммы Fe – C, называемой «стабильной». Обе диаграммы представлены на рис. 1.57, на котором метастабильная диаграмма изображена непрерывными линиями, а стабильная диаграмма – пунктирными. В последнем случае эвтектическая линия Е'С'F' существует при 1153 °С, а эвтектическая линия S'K' при 738 °С. На рисунке для ста-

73

бильной диаграммы показаны фазы, существующие в соответствующих температурных интервалах.

Рис. 1.57. Диаграмма «железо – углерод», нанесенная на диаграмму «железо – цементит» [262]

Для того чтобы образовалась графитная эвтектика ( γ + гра-

фит), необходимо обеспечить минимальное переохлаждение и очень продолжительную изотермическую выдержку ниже температуры 1153 °С. Если реализуется переохлаждение ниже температуры 1147 °С, при кристаллизации образуется цементит, для распада которого с выделением графита необходима длительная выдержка при высоких температурах. Аналогичная картина наблюдается и с распадом аустенита в районе эвтектоидного превращения. В интервале между 727 и 738 °С возможен распад аустенита на феррит и графит феррита и цементита. При производстве чугуна легирование производится в зависимости от поставленных задач. Такие элементы, как Si, Al, Ni, Co, Zn, Be и Cu, способствуют процессу графитизации, в то время как карбидообразующие элементы препятствуют протеканию данного процесса.

74

Графитная фаза в чугунах в зависимости от своей конфигурации встречается в трех основных пространственных формах (рис. 1. 58).

Рис. 1.58. Различные формы графита в чугунах:

а– пластинчатый графит, ×500; б – хлопьевидный графит, ×200;

в– сферический графит, ×36

Пластинчатая – наиболее распространенная форма в обыкновенных серых чугунах (рис. 1. 58, а).

Хлопьевидная. Эта форма (рис. 1.58, б) по сравнению с пластинчатой гораздо компактнее, в результате чего создает вокруг себя меньшую концентрацию напряжений. Получается в результате специальной термообработки чугунных отливок.

Сферическая. Графитная фаза в этом случае имеет вид сфероидальных образований (рис. 1.58, в), что в максимальной степени уменьшает концентрацию напряжений возле них. Получается в результате специального модифицирования расплава в процессе кристаллизации.

В зависимости от строения металлической матрицы серые чугуны подразделяются на следующие виды:

Ферритные – произошла полная графитизация и структура включает феррит и графит.

Ферритоперлитные – металлическая матрица состоит из перлита, в котором присутствуют участки феррита и графита.

Перлитные – металлическая матрица состоит из перлита.

Переходные (в России их называют половинчатыми) – содер-

жат и ледебурит, и графит. В этом случае только часть эвтектическо-

75

го цементита и, до известной степени, первичного (при заэвтектичных чугунах) замещена графитом.

Белые чугуны – не содержат графит.

Бейнитные чугуны – металлическая матрица этих чугунов представляет собой бейнит. Получаются после соответствующего легирования, сильно смещающего вправо изотермическую диаграмму, и при подходящем режиме термообработки.

Мартенситные чугуны – металлическая матрица представляет собой мартенсит. Благодаря подходящему легированию и соответствующему режиму термообработки избегают как перлитного, так и бейнитного (промежуточного) распада аустенита, и в результате при охлаждении образуется мартенсит.

Ковкий чугун – получается после специальной термообработки белого чугуна, при которой цементит распадается в относительно компактную, так называемую хлопьевидную форму. Полученная металлическая матрица в этом случае может состоять из феррита или перлита.

В соответствии с требованиями к механическим свойствам чугунных отливок стараются получать необходимую структуру металлической матрицы и форму графитной фазы.

Дополнительную и подробную информацию о структуре и свойствах чугунов читатель найдет в [262, 264, 265].

76

ГЛАВА 2 МЕТОДЫ ОПРЕДЕЛЕНИЯ ТРЕЩИНОСТОЙКОСТИ

МЕТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ

В этой главе остановимся коротко только на тех методах определения трещиностойкости металлов, которые использованы в настоящей монографии.

При подготовке этой главы использовались материалы ранее изданных монографий [38–40], где эти вопросы рассмотрены более подробно. Некоторые вопросы, связанные с определением трещиностойкости, даны и в [263, 267].

2.1.Разрушение металлических конструкций

ипроблемы трещиностойкости

Разрушение машин и конструкций всегда было неизбежным спутником развития различных областей техники, но потери от них за последние полвека как в материальном отношении, так и с точки зрения человеческих жертв становятся такими большими, что превращаются в мировую проблему. Это связано как с огромным количеством современных металлических конструкций, так и со все более тяжелыми эксплуатационными условиями. Ученые непрерывно занимаются изучением явлений, связанных с разрушением инженерных сооружений.

Проблемы, которые обсуждаются в настоящей главе, являются частью обширной научной области, которая усиленно развивается

втечение последних 40–50 лет под общим наименованием «механика разрушения» и рассматривает целый комплекс вопросов, связанных с механическим поведением материалов и конструкций при наличии

вних трещин.

Характерной особенностью механики разрушения является то, что она занимается проблемами, находящимися на границе научных областей, которые традиционно имеют различные объекты исследования – конструирование машин и сооружений, испытания материалов, метал-

77

ловедение и физика металлов. Каждая из этих научных специальностей имеет объектом изучения различные объемы металла с определенными характерными линейными размерами (на рис. 2.1 эти размеры показаны по горизонтальной оси), свои особые физические и математические модели и специфическуютерминологию[41].

Рис. 2.1. Научные области, являющиеся предметом механики разрушения

В недалеком прошлом процесс разрушения на практике воспринимался как мгновенное и неизбежное распространение трещины после того, как она образовалась благодаря определенным обстоятельствам. Эта концепция схематически может быть изображена как две стадии существования твердого тела при нагружении: неповрежденное и разрушенное (рис. 2.2, а).

Однако, как показали многолетние наблюдения за работой металлических сооружений, а также подробные анализы их многочисленных разрушений в зависимости от самых разных обстоятельств (дефекты в литом и катаном металле; совершение сварочных операций, особенно многочисленных; недопустимо высокие напряжения; нарушение правил технической эксплуатации и др.), в отдельных элементах конструкций еще до начала их эксплуатации или на ее

78

ранних этапах образуются предельно острые концентраторы напряжений, которые по своему влиянию на прочность могут рассматриваться как трещины.

Рис. 2.2. Стадии существования твердого тела: I – неповрежденное тело;

II– тело с трещиной; III – разрушенное тело;

а– без учета наличия трещины; б – с учетом работы твердого тела при наличии трещин

Таким образом, с углублением наших знаний стало ясно, что при рассмотрении разрушения как двухстадийного процесса не обращают внимание на одну обязательную и очень важную стадию разрушения – распространение трещины, которая может занимать значительную часть срока службы изделия. Следовательно, современные представления о существовании твердого тела предполагают наличие трех отдельных стадий (рис. 2.2, б): неповрежденное, с трещинами и разрушенное тело.

С инженерной точки зрения целесообразно процесс разрушения (ПР) в самом общем случае разделить на два этапа, которые по своей сущности весьма различны и в связи с этим все чаще рассматриваются самостоятельно. В течение первого этапа трещина зарождается (ЗТ), а в течение второго – развивается (РТ). В этом смысле процесс разрушения может быть записан символично:

79

До момента зарождения трещины при отсутствии концентратора напряжений процессы пластической деформации охватывают все сечение детали. По этой причине традиционные механические характеристики, определяемые на гладких образцах, такие как предел текучести σ0,2, временное сопротивление σв и относительное удлинение δ, необходимо рассматривать как свойства, характеризующие главным образом склонность металла к зарождению трещины. В этом случае задача специалистов состоит в обеспечении необходимого уровня этих интегральных характеристик материала.

Разрушение в результате развития трещины представляет собой локальный, постепенно развивающийся процесс. При таких обстоятельствах прочность материала определяется не усредненными для всего объема изделия свойствами, а его локальными прочностными характеристиками, которые действуют в данный момент перед фронтом трещины. По этой причине изучение процесса разрушения металла сводится к изучению его поведения в небольшой зоне упругопластической деформации в кончике трещины, где реализуется этот процесс. В этом смысле классические механические характеристики металла, оценивающие преимущественно его сопротивление зарождению трещины, становятся недостаточно информативными. Современные, значительно более глубокие представления о природе процесса разрушения заставили наряду с традиционными разработать новые прочностные характеристики, которые отражают свойства металла в локализованном объеме перед вершиной трещины. В результате этих представлений были переосмыслены некоторые ранее использованные характеристики, например вид металлического излома [42, 43], и появился ряд новых. Все они могут быть объединены под общим названием «характеристики трещиностойкости» и определяют сопротивление твердого тела развитию трещины.

Исследования в области трещиностойкости развиваются главным образом в двух направлениях. Первое из них связано с теоретической механикой и работает над вопросами, относящимися к теории трещиностойкости, аналитическим методам ее определе-

80