Развитие научных основ повышения прочности материалов методами интенсивных воздействий, упрочняющей поверхностной обработки и нанесения покрытия
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 требова ния к прочностным характеристикам используемых металлических материалов и методам их упрочнения, в том числе, путем измельчения зерна, термической об работки, нанесения ионно-плазменных покрытий и поверхностной упрочняющей обработки. Оптимизация режимов таких обработок остается актуальной задачей.
Разрушение метастабильных аустенитных сталей и сплавов сопровождает ся протеканием в пластических зонах у вершины трещины и мар тенситных превращений, неоднозначно влияющих на сопротивление материала распространению трещины. Поэтому исследование фазовых превращений в пла стических зонах метастабильных аустенитных сталей и сплавов имеет не только теоретическое, но и практическое значение.
В последнее время особенно интенсивно разрабатываются технологии по лучения наноструктурированных объемных металлических материалов с суб микрокристаллической и ультрамелкозернистой структурой. Для получения данного класса материалов широко используют технологии интенсивной пла стической деформации (ИПД), например, путем равноканального углового прес сования (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- годы)» (проекты № 1383 и 9687), Федеральной целевой программы «Исследо вания и разработки по приоритетным направлениям развития научно технологического 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. регистра ции 01200011945).
Цель работы - установление закономерностей влияния интенсивной пла стической деформации, упрочняющей поверхностной обработки и покрытий на прочность и механизмы разрушения металлических материалов на различном масштабном уровне, направленное на развитие научных основ повышения проч ности металлических материалов.
Задачи исследования:
1. Исследовать влияние интенсивной пластической деформации на проч ность и механизм разрушения в широком интервале температур материалов с объемно-центрированной (ОЦК) (сталь 10), гранецентрированной (ГЦК) (аусте нитные стали AISI 321 и 110Г13, сплавы АК4-1 и Д16) и гексагональной плотно упакованной (ГПУ) (титан Grade4, сплавы ВТ6 и АМ60) решетками.
2. Экспериментально обосновать пути повышения ударной вязкости мате риала с ОЦК решеткой (на примере стали 10) в субмикрокристаллическом со стоянии в интервале вязко-хрупкого перехода.
3. Исследовать связь распределения мартенситных фаз в пластических зо нах аустенитных сталей с локальным напряженным состоянием в устье трещины при однократных видах нагружения материалов с микро- и субмикрокристалли ческой структурой.
4. Исследовать влияние РКУ прессования и коэффициента асимметрии цикла нагружения R на прочность и механизм разрушения материалов при цик лическом 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 темпе ратуре фазового перехода стальной подложки с целью повышения усталостной прочности образцов с покрытием.
6. Исследовать влияние способов литья, поверхностной упрочняющей об работки 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 ионно плазменным покрытием, а также после РКУП с субмикрокристаллической и ультрамелкозернистой структурой.
Предмет исследования - прочностные характеристики и механизмы раз рушения материалов при однократном и циклическом видах нагружения, а так же фазовые превращения в аустенитных сталях и сплавах.
Методы исследования: металлографический анализ, просвечивающая, растровая электронная и лазерная 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. Повыше ние температуры РКУП смещает интервал вязко-хрупкого перехода в сторону низких температур. В материалах с ГЦК структурой после РКУП ударная вяз кость практически не изменяется в широком интервале температур.
2. Установлено на примере стали 10 и AISI 321, что трещиностойкость ма териалов с ОЦК и ГЦК решетками после РКУП не уменьшается по сравнению с исходным состоянием.
3. Показана принципиальная возможность повышения ударной вязкости материалов с субмикрокристаллической структурой без существенного сниже ния 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 ультрамелкозерни стом 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 одно кратных видах нагружения аустенитных сталей. Экспериментально выявлено наличие на поверхности изломов, полученных в условиях плоской деформации, двух видов мартенсита с различным периодом кристаллической решетки: мар тенсита с меньшим периодом решетки, образовавшегося в условиях плоской де формации в момент разрушения образца, и мартенсита с большим периодом ре шетки, образовавшегося на свободной поверхности излома после прохождения трещины в условиях плоского напряженного состояния.
6. Разработана обобщенная схема влияния коэффициента асимметрии цик ла нагружения (R=min/max) на долговечность образцов (N, цикл.) для случая по стоянного значения размаха напряжений.
7. Установлены закономерности влияния способа литья, поверхностной упрочняющей обработки и коррозии на структуру, усталостную прочность и ме ханизм 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, позво ляющий, 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 темпера туре фазовых превращений материала подложки, увеличивающий время до за рождения 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 харак теристик разрушения металлических материалов рентгеновским методом» (Р 50-54-52/2-94).
4. Результаты исследования прочности и механизмов разрушения материа лов с субмикрокристаллической структурой внедрены в учебный процесс ОГУ при подготовке магистрантов по направлению 011200.68 – Физика, магистерская программа «Физика металлов и наноструктур». Разработанный способ иденти фикации полезных сигналов акустической эмиссии по их профилю принят к 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 «Мик рохирургия 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 вяз ко-хрупкого перехода материала с ОЦК решеткой (на примере стали 10) и тем пературного интервала интенсивного изменения ударной вязкости материала с ГПУ решеткой (на примере титана Grade 4) по сравнению с исходным состоя нием.
3. Разработанный режим термической обработки стали 10 после РКУП 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 пластиче ских зонах с локальным напряженным состоянием материала у вершины трещи ны при однократных видах нагружения аустенитных сталей в микро- и субмик рокристаллическом состояниях.
5. Способ нанесения ионно-плазменного покрытия при температуре фазовых превращений материала подложки, увеличивающий время до зарожде ния усталостной трещины.
6. Обобщенная схема влияния коэффициента асимметрии цикла нагру жения на усталостную долговечность образцов.
7. Влияние различных способов литья, поверхностной упрочняющей обработки и коррозии на усталостную прочность и механизм разрушения литей ных 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 исследо вания механизмов разрушения материалов методами растровой электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа. Соискателю также принадлежат идеи нанесения ионно-плазменного покрытия при температуре фазовых превра щений материала подложки. Механические испытания образцов были выполне ны при непосредственном участии автора.
Апробация работы. Результаты работы были доложены и получили одоб рение на следующих конференциях: VII и XIX Уральская школа металловедов термистов (Свердловск-Пермь, 1981;
Екатеринбург, 2008;
Магнитогорск, 2012);
IV всесоюзный семинар «Структура, дислокации и механические свойства ме таллов и сплавов» (Свердловск, 1987);
IV всесоюзный симпозиум «Стали и спла вы криогенной техники» (Батуми-Киев, 1990);
15-th Conference of Materials Test ing. 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 And Processes and Applications «Materials, Functionality and Design» (Maastricht NL, 1997);
6-th International Seminar of IFHT (Kyongju, Korea, 1997);
4-е и 5-е со брания 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 Materi als» (ICM 8) (Victoria, Canada, 1999);
VI всероссийская конференция «Струк тура и свойства аустенитных сталей и сплавов» (Екатеринбург, 2001);
всерос сийская научно-техническая конференция «Физические свойства металлов и сплавов» (Екатеринбург, 2001);
IV школа-семинар «Фазовые и структурные пре вращения 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 конферен ция «Фазовые превращения и прочность кристаллов» (Черноголовка, 2008);
международная конференция «Актуальные проблемы прочности» (Нижний Нов город, 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 материа лов» (Самара, 2009);
первые Московские чтения по проблемам прочности (Москва, 2009);
международная конференция «Деформация и разрушение мате риалов и наноматериалов» DFMN-2009 (Москва, 2009, 2011);
международный симпозиум «Перспективные материалы и технологии» (Витебск, Беларусь, 2009);
XVIII-XX Петербургские чтения по проблемам прочности (Санкт- Петер бург, 2008, 2010, 2012);
V международная конференция «Микромеханизмы пла стичности, 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 наимено ваний) и приложения. Работа изложена на 322 страницах, содержит 135 рисун ков, 47 таблиц.
ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ
Во введении обоснована актуальность темы, сформулированы цель и за дачи 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 однократ ных (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.
таллических материалов были использованы: промышленная сталь 10 (табл. 1), аустенитная сталь AISI 321(табл. 1), алюминиевые сплавы АК4-1 и Д16 (табл. 2), титан Grade4, 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 C Mn Cr Ni Ti Сталь 10 0,11 0,39 0,15 0,25 AISI 321 0,06 1,2 17,5 9,4 0, 110Г13 1,06 15,18 0,20 0,40 Таблица 2 - Химический состав алюминиевых сплавов (в % по массе) Сплав Cu Mn Si Mg Zn Fe Ni Ti АК4-1 2,46 0,04 0,22 1,48 - 0,89 0,92 0. Д16 4,50 0,60 0,20 1,50 0,12 0,23 - 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, коли чество проходов 4 и 8 с поворотом образца вокруг продольной оси на 90 о после каждого прохода (маршрут Bc). Угол пересечения каналов инструмента состав лял = 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 со стояние стали было получено путем РКУП (маршрут Bc), = 120о, количество проходов – 4. Средний размер зерна составил 300 нм. Охлаждение стали до тем пературы -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 диа метром 40 мм) имел средний размер зерна 40 мкм. Сплав подвергали обработке РКУП при температуре 200 0С, 6 проходов. После РКУП проводили дополни тельную экструзию при температуре 180 0С. Средний размер зерна после обра ботки (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 зер на 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, серти фикат 041425) находился в виде прутка со средним размером зерна 25 мкм. Пе ред РКУП титан отжигали при температуре 680 0С в течение 1 часа. Далее титан 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 со ставлял 0,9 мкм.
Магниевый сплав АМ60 (6 % Al;
0,13 % Mn) в исходном состоянии (гомо генизация 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 состоя нии 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 про водили 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 ра вен 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 отлича лись от требований ГОСТ 9454-78 и имели размер 6х6х55мм. Полученные изло мы исследовали методами макро- и микрофрактографии, а также рентгенострук турного анализа. Микрофрактографические исследования проводили в растро вых микроскопах JSM-6092, JSM-2T и SIGMA фирмы ZEISS, а также в лазерном конфокальном сканирующем микроскопе Lext OLS4000. Определение глубины пластических зон под поверхностью изломов и структурных изменений матери ала в данных зонах, в том числе, и фазовых превращений, проводили рентгенов ским методом. Был проведен анализ погрешностей определения данных ха рактеристик. 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 в, МПа т, МПа,%, % Исходное состояние 121 460 350 25 После РКУП при, 200 0С, 4 прохода 235 1028 989 8 После РКУП при 200 С, 6 проходов 235 1050 955 11 После РКУП при 400 0С, 4 прохода 210 760 716 18 После РКУП при 400 0С, 8 проходов 220 735 690 20 Из таблицы 3 видно, что после РКУП твердость и прочностные характери стики 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 50 0С. При этом порог хладноломкости стали 10 практически не изменился. По сле 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 ис ходном состоянии и после различных режимов РКУП При низких температурах образцы из стали 10 в исходном состоянии разрушились по механизму микро скола и межзеренного хрупкого 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 участ ками ямочного микрорельефа, а после РКУП при 200 0С, 4 и 6 проходов– с обра зованием 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- х После РКУП при 400 0С, 4 прохода сталь 10 в данной области разруши лась с образованием ямочного микрорельефа в периферийной части изломов и участков сколав центральной части. В верхней области вязко-хрупкого перехода сталь 10 как в исходном состоянии, так и после различных режимов РКУП, раз рушается вязко с образованием ямочного микрорельефа (рис. 2 в, е). Причем разрушение стали после РКУП сопровождается образованием более глубоких ямок по сравнению с разрушением в исходном состоянии.
Результаты фрактографического анализа, а также тот факт, что рентгенов ским методом под поверхностью изломов обнаружена одна пластическая зона глубиной в несколько десятков микрон (табл. 4), а отношение hmax/t10-2, где hmax=hy (глубина пластической зоны под поверхностью излома);
t – толщина об разца, свидетельствуют о том, что ударное разрушение образцов из стали 10 по сле 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 срав нению с исходным состоянием.
Таблица 4 – Глубина пластической зоны Таблица 5 – Трещиностойкость (hy) под поверхностью изломов стали 10 после (К1с) стали 10 в исходном состоянии и РКУП при 200 0С, 4 прохода и отношение hmax/t после РКУП при 200 0С, 4 прохода Температура, 0С -196 -70 20 Состояние К1с, МПам hy, мкм 30 30 50 Исходное состояние 28,. -3. - 5,0.10- hmax/t 3,0 10 3,0 10 После РКУП 31, Таким образом, РКУП, формируя субмикрокристаллическую структуру, повышает прочностные характеристики стали 10, однако снижает ее пластич ность 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 хладно ломкости. При повышении температуры РКУП до 400 0С интервал вязко хрупкого 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) наблю дается 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 интер вал вязко-хрупкого перехода в сторону низких температур.
С целью повышения ударной вязкости стали 10 после РКУП при 200 0С, 4 прохода исследовали влияние температуры последующего нагрева на твер дость и ударную вязкость стали. Результаты исследования показали, что интен сивное снижение твердости стали 10 после РКУП при 200 0С, 4 прохода начина ется после нагрева до температур выше 550 0С.
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 темпера туры 350 0С (в) и 550 0С (г) г) В таблице 6 представлены механические свойства стали 10 после РКУП при 200 0С, 4 прохода и последующего нагрева.
Таблица 6 – Механические свойства стали 10 после различных видов обработки KCV, в, МПа т, МПа,% Вид обработки НВ МДж/м Исходное состояние 121 460 350 25 0, РКУП при 200 0С, 4 прохода 235 1028 989 8 0, 0 РКУП при 200 С, 4 прохода + нагрев 350 С 230 3, 696 660 0 РКУП при 200 С, 4 прохода + нагрев 550 С 218 612 504 40 3, 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 раза (табл. 6). Это свидетельствует о том, что такой вид обработки сместил ин тервал вязко-хрупкого перехода стали 10 в сторону низких температур, что бла гоприятно 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 из менения 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 высокоугло вых границ полосчатый контраст (рис. 3 г). Такие изменения структуры повы шают пластичность и ударную вязкость стали.
Влияние РКУП и всесторонней ковки на прочность и механизм разруше ния 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 пла стичность уменьшилась на 28 %. При этом ударная вязкость (КСV) стали снизи ласьпримерно в 1,5 раза при комнатной и низкой температурах (табл. 8).
Таблица 7 – Механические свойства стали AISI Состояние НRC 0,2, МПа,% в, МПа Исходное состояние 24 766 673 34, После РКУП 37 917 869 25, Таблица 8 – Ударная вязкость (КСV) и микрорельеф изломов стали AISI Состояние Исходное состояние После РКУП t, 0С 20 -196 20 - КСV, 2,48 2,25 1,65 1, МДж/м Микрорельеф центральной части изло мов Ударное разрушение стали AISI 321 в исходном состоянии и после РКУП при комнатной и низкой температурах произошло вязко. Вблизи очага разруше ния ямки вытянутые;
образуют характерную для аустенитных сталей так называ емую зону L. В центральной части изломов ямки равноосные, причем в изломах стали после РКУП они даже более глубокие (табл. 8), что свидетельствует о бо лее развитой пластической деформации материала.
Рентгеновские исследования позволили выявить под поверхностью всех изломов две пластические зоны: сильнодеформированную микрозону hyh и сла бодеформированную макрозону hy, характерные для вязкого разрушения мате риала в условиях плоского напряженного состояния (ПН) [Р 50-54-52/2-94. Рас четы 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 раз рушения, наличие под поверхностью изломов двух пластических зон, а также отношение hmax/t10-1, где hmax= hy;
t – толщина образца (табл. 9), свидетель ствуют 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. Сле довательно, состояние материала после РКУП характеризуется большей локали зацией пластической деформации, хотя, как было отмечено выше, на поверхно сти таких изломов имеет место более высокая пластическая деформация матери ала.
Из таблицы 10 видно, что, несмотря на то, что после РКУП ударная вяз кость (КСV) стали снижается, ее трещиностойкость в условиях ПН (Кс), опреде ленная 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.
Таблица 10 – Трещино Таблица 9 – Глубина микрозоны (hyh) и макрозоны стойкость (Кс) стали AISI (hy) под поверхностью изломов и отношение hmax/t стали 321 в исходном состоянии и AISI 321 в исходном состоянии и после РКУП после РКУП t, 0С Состояние Состояние hyh, мкм hy, мм hmax/t Кс, МПам 5,65.10- Исходное 20 180 3,5 Исходное 99, 4,84.10- состояние состояние -196 140 3, 4,17.10-1 После 106, После 20 100 2, 3,33.10-1 РКУП РКУП -196 80 2, 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 сравне нию с исходным состоянием. Однако повышение прочностных свойств сопро вождается снижением пластичности сплава.
Таблица 11 – Механические свойства алюминиевого сплава АК4- 0.2, МПa, % Состояние сплава НВ в, МПa Исходное состояние 81 274 258 РКУП + экструзия 111 420 407 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 исход ном состоянии. Сплав АК4-1 после РКУП + экструзии при всех исследуемых температурах испытания разрушается вязко с образованием ямочного микроре льефа. Нагрев сплава после РКУП + экструзии до температуры 200 0С практиче ски 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/м2) и самую низ кую – в случае отжига (0,23 МДж/м2 ).
Таблица 12 – Твердость (НВ), ударная вязкость (КСV), физическое уширение () рентгеновской дифракционной линии (311)К1, полученной при рентгенографировании по верхности изломов сплава Д16 после различных видов обработки Состояние сплава Отжиг Закалка + старение После РКУП НВ 60 121 KCV, МДж/м2 0,23 0,31 0, 6,83.10-3 8,423.10-3 9,36.10-, рад.
Строение ударных изломов сплава Д16 в субмикрокристаллическом состо янии (после РКУП) отличается от строения изломов сплава после отжига и за калки + старения наличием на поверхности изломов губ среза и утяжки, а также отсутствием крупных хрупких фрагментов в микрорельефе ямочного разруше ния. 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 ре зультаты хорошо коррелируют с данными ударной вязкости и фрактографиче ского анализа.
Таким образом, можно заключить, что РКУП, повышая твердость и проч ностные характеристики материалов с ГЦК решеткой при статическом нагруже нии, неоднозначно влияет их на ударную вязкость. При этом материалы разру шаются 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 Из таблицы 13 видно, что ударная вяз размера зерна и ударной вязкости кость (КСV) стали 110Г13 при температуре стали 110Г13 при температуре -196 0С испытания -196 0С имеет тенденцию к сни 200 120 60 жению с уменьшением среднего размера dср., мкм КСV, МДж/м 0,25 0,23 0,14 зерна. Независимо от исследуемого размера зерна сталь разрушается в основном по ме ханизму межзеренного хрупкого разруше ния. Однако в очаге разрушения стали 110Г13 на поверхности изломов выявлена зона длиной в 1-2 зерна с транскристаллит ным хрупким разрушением (рис. 4).
Транскристаллитное хрупкое разрушение материала с ГЦК решеткой вблизи очага Рис. 4 – Микрорельеф излома в очаге разрушения ранее наблюдал Томота, кото разрушения стали 110Г13 с размером рый отметил гладкий характер образующих ся фасеток скола.
зерна 60 мкм (в): х Прочность и механизмы ударного разрушения материалов с ГПУ ре шеткой после РКУП рассмотрены на примере титана Grade 4, магниевого спла ваАМ60 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 пример но в 1,5 раза, а пластичность снижается в 2,3 раза.
Таблица 14 – Механические свойства титана Grade в, МПa 0.2, МПa, % Состояние сплава НRC Исходное состояние 25 700 550 РКУП-конформ 32 1020 880 Результаты испытания титана Grade 4 на ударную вязкость в интервале температур от -196 до 500 0Споказали (рис. 5), что РКУП-конформ сужает ин тервал повышения ударной вязкости титана аналогично сужению интервала вяз ко-хрупкого перехода, наблюдаемого в стали 10 после РКУП. По-видимому, сужение данных температурных интервалов после РКУП – есть общая законо мерность для материалов с ОЦК и ГПУ решетками.На температурной зависимо сти ударной вязкости видно, что после РКУП-конформ ударная вязкость Рис. 5 – Температурная зависимость ударной вязкости (KCV) титана Grade 4 в исходном состоянии и после РКУП-конформ титана 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 гу бы среза. Механизмы разрушения: микроскол и гребни отрыва при температу ре -196 0С;
крупные, плоские и неглубокие ямки, чередующиеся с небольшими плоскими фрагментами, при температурах 20 – 350 0С. При температуре испыта ния 500 0С образцы полностью не разрушились.
Изломы образцов титана после РКУП-конформ, полученные при всех тем пературах, 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, че редующихся с вытянутыми ямками (рис. 6 в, г).
а) б) в) г) Рис. 6 – Микрорельеф изломов титана Grade 4 после РКУП-конформ, полученных при темпе ратурах испытания -196 0С (а);
20 0С (б);
200 0С (в) и 250 0С (г): а, б, в- х2000;
г- х Твердость и ударная вязкость титанового сплава ВТ6 в значительной сте пени 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 15 %. Интенсивная пла стическая деформация заготовки привела к измельчению структуры сплава.
Средний размер зерен -фазы составил примерно 300 нм. При этом было уста новлено, что -фаза локализуется в обособленных объемах на стыках зерен -фазы, а ее объемная доля уменьшилась от13 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).
Таблица 15 – Механические свойства и микрорельеф изломов сплава ВТ Состояние Исходное состояние РКУП + экструзия РКУП + экструзия + ИЗШ HRC 33 42 в, МПа 950 1450 0, 2, МПа 830 1380, % 15 12 KCV, МДж/м2 0,39 0,15 0, 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 в, МПа Таким образом, можно заключить, что РКУП повышает твердость и проч ностные характеристики материалов с ГПУ решеткой при статическом нагруже нии 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 об разованием 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 раз рушается по механизму микроскола и гребней отрыва.
Во втором разделе рассмотрено влияние локального напряженного состо яния материала у вершины трещины на мартенситные превращения в пластиче ских 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 110Г (см. раздел 1), а также сталей Н32Т3, Н26Т3 и 03Х13АГ19 (табл. 17).
Таблица 17 – Химический состав исследуемых сталей ( % по массе) Cталь C Мn Cr Ni Ti N Н32Т3 0,03 - - 32,10 3,20 Н26Т3 0,035 - - 26,60 3,18 03Х1ЗАГ19 0,03 19,35 13,50 0,74 - 0, Все стали были выплавлены в открытой индукционной электропечи. Слит ки подвергали гомогенизации при температуре 1200 0С в течение 24 ч., затем ко вали 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 ста лей 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 изло мов и распределение - и -мартенсита в данных зонах определяли рентгенов ским методом. Объемное содержание мартенситных фаз в эффективно рассеи вающем слое материала определяли по интегральной интенсивности дифракци онных линий (111) К -фазы, (110) К -фазы и (101) К -фазы. Съемку изло мов образцов проводили на дифрактометре ДРОН-4-07.
Под поверхностью ударных изломов состаренных сталей Н32Т3 и Н26Т (мартенситные превращения протекают по механизму ), разрушенных в условиях плоской деформации (ПД) по механизму межзеренного хрупкого раз рушения, присутствует одна пластическая зона. Количество -мартенсита под поверхностью изломов непрерывно уменьшается и на границе пластической зо ны становится равным нулю. Причем точное количество -мартенсита на по верхности изломов рентгеновским методом определить не представляется воз можным, так как наблюдается расщепление дифракционной линии (110) К -фазы. Можно предположить, что -мартенсит с меньшим межплоскостным расстоянием dHKL образовался в пластической зоне в условиях плоской деформа ции в момент прохождения трещины, а с большим межплоскостным расстояни ем – 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 межплос костным расстоянием, исчезает.
При вязком разрушении аустенитных сталей в условиях плоского напря женного состояния имеет место незначительное изменение количества -мар тенсита по глубине в пределах сильнодеформированной микрозоны hyh (см. раз дел 1), несмотря на имеющийся градиент степени искаженности кристалличе ской структуры материала в данной зоне. На границе зон hyh и hy количество -мартенсита резко уменьшается, а в пределах слабодеформированной макрозо ны hy изменяется аналогично характеру изменения ширины дифракционной ли нии.
Рис. 7 – Зависимость изменения количества -мартен сита от толщины стравленного слоя металла (h) с по верхности 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 мик рокристаллической структурой (стали Н26Т3, Н32Т3), так и с субмикрокристаллической структурой (AISI 304 после РКУП) (рис. 7).
Таблица 18 – Количество - Причем РКУП, формируя субмикрокристал мартенсита на поверхности изломов лическую структуру в стали, снижает количе стали AISI 321в исходном состоянии ство -мартенсита, образованного на поверх и после РКУП ности ударных изломов, полученных как при t, 0С Состояние, % комнатнойтемпературе, так и при температуре Исходное со- 20 -196 0С (табл. 18), т.е. стабилизирует аусте стояние -196 нитную структуру стали.
После РКУП 20 Можно предположить, что при вязком -196 разрушении аустенитных сталей в условиях ПН в пластических зонах у вершины распространяющейся трещины протекают два конкурирующих процесса, проти воположным образом влияющих на мартенситные превращения: пластическая деформация, благоприятствующая превращениям, и локальный разогрев мате риала, препятствующий данным превращениям. Эти два процесса и определяют, в конечном счете, распределение -мартенсита в пределах сильнодеформиро ванной микрозоны hyh. Небольшое количество -мартенсита в слабодеформиро ванной макрозоне hy обусловлено, по-видимому, низкой степенью искаженности кристаллической структуры материала. Не следует исключать и вероятность то го, что в устье распространяющейся трещины количество -мартенсита перво начально было меньше, чем на поверхности изломов, полученных как при ком натной, так и при низкой температуре. Охлаждение изломов уже после разруше ния образцов до температуры испытания могло привести к образованию вблизи поверхности дополнительного количества -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 - и -мартенсита у поверхности изло мов. Распределение -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 по верхностью низкотемпературных ударных изломов стали 110Г13, в которой мар тенситные превращения протекают по механизму, показал, что макси мальное количество -мартенсита образуется на поверхности излома, а затем непрерывно уменьшается вглубь излома;
-мартенсит на поверхности излома от сутствует, затем его количество увеличивается, достигая максимума на некото рой глубине под поверхностью излома, где искажение кристаллической структу ры меньше, чем на поверхности. Затем количество -мартенсита убывает по глубине и на границе пластической зоны становится равным нулю.
Таким образом, можно заключить, что характер распределения мартенсит ных фаз в пластических зонах под поверхностью изломов аустенитных сталей при однократных видах нагружения связан с локальным напряженным состояни ем материала у вершины трещины и микромеханизмом разрушения. Уже после разрушения образцов на поверхности изломов аустенитных сталей также воз можно протекание мартенситных превращений, вызванных охлаждением по верхностных слоев металла после локального разогрева и изменением локально го напряженного состояния материала в данных слоях. Причем первый фактор доминирует при вязком разрушении в условиях плоского напряженного состоя ния, 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=min/max на усталостную прочность и механизм разрушения ти тана, 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 углероди стые стали - Сталь 20 (0,21 % С) и У8 (0,79 % С).
Таблица 19 – Химический состав алюминиевого сплаваАК6( % по массе) Сплав Cu Zn Mg Fe Ni Si Mn АК6 2,22 0,30 0,60 0,70 0,1 0,90 0, Титан Grade 4 испытывали в исходном состоянии и после РКУП-конформ.
Средний размер зерна после РКУП-конформ составлял 300 нм. В титане Grade и титановом сплаве Ti-6Al-4V субмикрокристаллическое состояние было полу чено 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 соот ветственно.
Алюминиевый ковочный сплав АК6 исследовали после термической обра ботки (закалка + старение), аустенитную сталь 110Г13 – после закалки от темпе ратуры 1100 0С в воде. После закалки сталь имела аустенитную структуру. Ме ханические свойства представлены в таблице 20.
Таблица 20 – Механические свойства сплава АК6 и стали 110Г в, МПа 0,2, МПа, %, % Материал АК6 420 300 12 110Г13 820 380 40 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 ма шине «The NanoPlug’n’Play» фирмы BiSSP.Ltd. Частота нагружения составляла 15 Гц. По результатам испытаний строили кинетические диаграммы усталостно го разрушения.
Усталостные испытания консольно закрепленных призматических образ цов толщиной 210-2 м из сплава АК6 в состоянии поставки (горячекатаное со стояние) проводили на поперечный изгиб по жесткой схеме нагружения при по стоянном значении амплитуды деформации с помощью возбудителя перемеще ний 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 алюмини евого 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 нагруже ния 23 Гц при симметричном цикле (R=-1) и жесткой схеме испытания. Испытание консольно закрепленных призматических образцов толщиной 5,010-3 м из стали 110Г13 проводили на поперечный изгиб по жесткой схеме нагружения при по стоянном значении амплитуды деформации с помощью специально разработан ной 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 по крытием изготавливали косой шлиф под углом 2 градуса к оси образца.
Для определения количества циклов нагружения до зарождения усталост ной трещины в образцах с покрытием использовали метод акустической эмиссии (АЭ). В работе предложен критерий выделения полезного сигнала, который _ 2) Усталостные испытания титанаGrade 2 и титанового сплава были проведены в Институте физики перспективных материалов УГАТУ;
титанаGrade 4 – в ИМЕТ РАН.
основан на наблюдении за профилем сигнала. Как правило, форма сигнала от электромагнитных помех имеет вид ломаной кривой, отражающей скачкообраз ное, знакопеременное изменение амплитуды сигнала без определенной законо мерности. Сигнал от АЭ, напротив, имеет характерную форму – крутой перед ний фронт и экспоненциальное затухание. Используя это различие, можно выде лить АЭ импульсы из последовательности сигналов.
Изучение механизмов усталостного разрушения материала в субмикрокри 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 относи тельное 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 02, МПа,% -1, МПа Вид обработки в, МПа Исходное состояние 700 530 25 TiGrade 2 После РКУП 1240 1150 11 Исходное состояние 1050 920 15 Ti-6Al-4V После РКУП 1450 1380 12 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 воз действия поверхностей изломов в процессе нагружения;
с увеличением длины усталостной трещины возрастает шероховатость излома, просматриваются вяз кие 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 по нять, 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 коли чества 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 ис ходном состоянии (рис. 10). Из этого следует, что при одном и том же значении K скорость распространения усталостной трещины в титане после РКУП конформ ниже, чем в исходном состоянии.
Рис. 10 – Кинетические диаграммы усталост ного разрушения титана Grade 4 в исходном состоянии и после РКУП-конформ (верхний график – исходное состояние, нижний – по сле РКУП-конформ).
Анализ кинетических диа грамм усталостного разрушения в исходном состоянии:
и после РКУП-конформ:
показал, что коэффициент n в уравнении Пэриса для титана после РКУП конформ практически в 2 раза больше, чем в исходном состоянии. Это свиде тельствует о повышенной чувствительности материала к увеличению K,например, при кратковременных перегрузках в процессе эксплуатации.
Известно, что общая долговечность образцов включает в себя время до за рождения усталостной трещины и время на ее распространение. Выше было по казано, что РКУП приводит к увеличению количества циклов нагружения до по явления усталостной трещины. Другим способом повышения количества циклов до зарождения усталостной трещины является нанесение на поверхность образ цов упрочняющих покрытий.
В данной работе разработаны способ и технология нанесения ионно плазменного покрытия при температуре фазовых превращений материала под ложки. Показано, что нанесение покрытия TiN на образцы из стали 20 и У8 при температуре эвтектоидного превращения (727 0С) повышает относительное вре мя до зарождения усталостной трещины в 2,5-5 раз. При этом в случае нанесения покрытия при температуре 727 0С усталостное разрушение образцов не сопро вождается образованием «свисающих» участков покрытия над поверхностью из лома, наблюдаемых в случае нанесения покрытия при температурах, отличных от 727 0С. Последнее свидетельствует о лучшей адгезионной прочности покры тия, нанесенного при температуре фазового перехода. Металлографические ис следования показали (рис. 11), что наибольшая толщина переходной области (1,8 мкм) наблюдается при нанесении ионно-плазменного покрытия при темпе ратуре 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, по видимому, с более интенсивной диффузией ионов плазменного потока в матери ал 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 толщи на переходной зоны. Однако, при температурах 717 и 737 0С толщины переход ных зон одинаковы, а значение Nотн образцов с покрытиями, нанесенными при 717 оС, в 2 раза выше.
а) б) в) Рис. 11 – Переходная область покрытие (TiN) – подложка (У8). Температура нанесения по крытия: а - 727 оС;
б - 717оС;
в - 737оС Возможно, что ГЦКОЦК перестройка решетки, имеющая место при охлаждении образцов от температуры 7370С после формирования покрытия, приводит к снижению адгезионной прочности покрытия по сравнению с образ цами, в которых такой перестройки не происходит.
Можно предположить, что повышение количества циклов нагружения до появления усталостной трещины (Nотн) при нанесении ионно-плазменного по крытия 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 под ложки и большее количество активных центров для последующей конденсации покрытия;
- уменьшением количества поверхностных дефектов вследствие эффекта «зале чивания»;
- большей толщиной переходной зоны между покрытием и подложкой.
Существенное влияние на усталостную долговечность и механизм разру шения материалов оказывает коэффициент асимметрии цикла нагружения (R = min/max). Несмотря на большое количество работ в данной области иссле дования, до сих пор неоднозначно определено влияние на усталостную долго вечность 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 прове дены на образцах из сплава АК6 и стали 110Г13. Результаты испытания обобще ны в виде схемы влияния на усталостную долговечность образцов N коэффици ента асимметрии цикла нагружения во всем интервале значений R от (- до ) для случая постоянного значения размаха напряжений ( = const) или деформа ций цикла (рис. 12). На данной зависимости общего количества циклов нагруже ния N до разрушения образцов от коэффициента R можно выделить три области значений R: 1) -R -1;
2)-1R1;
3) 1R. При увеличении коэффициента асимметрии цикла нагружения R от - до -1 усталостная долговечность образцов увеличивается. В интервале значений R от -1 до R1 наблюдается резкое сни жение долговечности образцов. В интервале значений R от 1 до долговечность снова возрастает.
Рис. 12 – Схема влияния коэффициента R на уста лостную долговечность образцов N для = const Максимальная усталостная долговеч ность образцов имеет место при R= -1, что со ответствует схеме нагружения, при которой максимальное и минимальное напряжения цикла в образцах имеют минимальные откло нения от нулевого значения (см. рис. 8). Ми нимальная усталостная долговечность образ цов имеет место при R1, когда максималь ное напряжение цикла при полностью растягивающих циклах нагружения и ми нимальное 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 ко эффициента R, оказывает на усталостную долговечность образцов такое же вли яние, как и увеличение растягивающих напряжений, т.е. снижает их усталост ную 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 слу чае 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 зо ны ускоренного развития трещины lr изменяется от малорельефного, обуслов ленного, по-видимому, взаимным сжатием сопряженных поверхностей, до ярко выраженных вязких бороздок. Степень искаженности кристаллической структу ры сплава АК6 на поверхности изломов в зоне ls, определенная по ширине рент геновской дифракционной линии(311) К, с увеличением коэффициента асим метрии цикла нагружения R от -19 до -1 (уменьшением сжимающих напряже ний) 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 напря жениями и наличием вязких усталостных бороздок. Высокая степень искажен ности структуры материала в зоне ls при сжимающих напряжениях (R= -19) свя зана, по-видимому, с дополнительным наклепом материала на поверхности из ломов от сжимающих напряжений уже после прохождения трещины.
Таким образом, проведенные исследования позволили построить обоб щенную схему влияния коэффициента асимметрии цикла нагружения R (R = min/max) 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 корро зии 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 Cu Zn Mg Тi Be Zr Si Mn АК8М3ч(ВАЛ8) 3,00 0,75 0,32 0,22 0,15 - 7,80 ВАЛ12 1,20 7,00 2,40 0,20 0,78 0,15 - ВАЛ16 - - 8,00 0,15 0,10 0,15 - 0, 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.
Таблица 23 – Объемная доля пор (QVп) и механические свойства алюминиевых сплавов, полученных различными способами литья 0.2,МПа, % Сплав Способ литья QVп, % в,МПа АК8М3ч В кокиль (К) 5,0 410 360 3, (ВАЛ8) С кристаллизацией под давлением (ПД) 3,0 450 340 8, ВАЛ12 В кокиль (К) 5,0 550 530 1, С кристаллизацией под давлением (ПД) 3,5 570 530 7, ВАЛ16 В песчаную форму (З) 7,0 350 280 3, В кокиль (К) 5,5 380 300 5, 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.
Из термообработанных отливок изготавливали цилиндрические образцы диаметром рабочей части 7,2510-3 м для усталостных испытаний.
Поверхностная упрочняющая обработка литейных алюминиевых сплавов включала в себя обработку поверхности образцов стеклянными шариками диа метром 5.10-4 м и корундовым песком с модулем крупности Мк=1-1,5. Стеклян ными шариками обрабатывали поверхность в течение 180 с при давлении 0, МПа;
корундовым песком – в течение 60 с. Изготовление литейных алюминие вых 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 раст ровом электронном микроскопе РЭМ-200. Структурные изменения материала вблизи поверхности – на дифрактометре ДРОН-2.0 с использованием метода по слойного стравливания поверхности образцов.
Литье с кристаллизацией под давлением обеспечивает мелкое зерно и низ кую пористость сплавов. Усталостная долговечность сплавов АК8М3ч и ВАЛ при данном способе литья является наиболее высокой. Сплав ВАЛ16, получен ный литьем в песчаную форму, отличается высокой пористостью и крупнозер нистым строением. Данный сплав имеет самую низкую усталостную долговеч ность. Усталостная долговечность сплавов, полученных литьем в кокиль, имеет промежуточное значение.
Способы литья оказывают влияние и на микромеханизм усталостного раз рушения алюминиевых сплавов. Так, в образцах из сплавов, полученных литьем с кристаллизацией под давлением, в зоне усталостного развития трещины доми нируют фасетки циклического скола с ямочным микрорельефом, что свидетель ствует об энергоемком механизме разрушения. Микрорельеф поверхности изло мов 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 денд ритных 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 гло булярные частицы кремниевой фазы, равномерно распределенные в алюминие вой матрице, дисперсионно упрочненной вторичными выделениями: ' (CuAl2) пластинчатой формы и " (Mg2Si) иглообразной формы. Сфероидизированные частицы эвтектического кремния тормозят развитие усталостной трещины. В структуре сплава ВАЛ12 после термической обработки образуются частицы упрочняющей ' (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 пла стичной 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 ча стицы '(Al3Mg2) упрочняющей фазы пластинчатой формы, что снижает сопро тивление усталостному разрушению данного сплава.
Влияние упрочняющей поверхностной обработки на микрорельеф поверх ности образцов, усталостную прочность и механизм разрушения рассмотрено на примере сплавов АК8М3ч и ВАЛ16.
Обработка поверхности образцов стеклянными шариками увеличивает ше роховатость поверхности в 4-6 раз. При этом микрорельеф состоит из округлых гладких впадин и вытянутых гребней, а глубина наклепанного слоя составляет 2,510-4 м. Обработка поверхности корундовым песком приводит к формирова нию сильно испещренного рисками микрорельефа;
шероховатость увеличивает ся в 2-4 раза, а глубина наклепанного слоя составляет 2,010-4 м.
Усталостные испытания образцов показали, что в случае использования образцов из сплава АК8М3ч, полученного литьем с кристаллизацией под давле нием, упрочнение поверхностного слоя материала стеклянными шариками по вышает усталостную долговечность исследуемых образцов. Обработка поверх ности образцов корундовым песком снижает их усталостную долговечность, по видимому, за счет образования рисок. Обработка корундовым песком поверхно сти образцов из сплава ВАЛ16, полученного литьем в песчаную форму, увели чивает усталостную долговечность. Можно предположить, что такая обработка упрочнила поверхность образцов за счет наклепа, а образование рисок от обра ботки корундом, по-видимому, существенно не повлияло на усталостную долго вечность из-за большого количества в сплаве пор, которые уже являются кон центраторами напряжений.
Микрорельеф поверхности изломов всех исследуемых сплавов в упроч ненной области отличается от остальной части изломов. В данной области от сутствуют участки циклического скола, что указывает на лучшее сопротивление материала усталостному разрушению.
Коррозионное воздействие наиболее сильно понизило усталостную проч ность 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 по сле 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 кор розии и удаления окисной пленки, практически не изменился по сравнению с со стоянием до коррозионного воздействия.
Таким образом, можно заключить, что влияние поверхностной упрочняю щей 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 меха низм разрушения металлических материалов. Показано, что РКУП за счет фор мирования ультрамелкозернистой и субмикрокристаллической структур повы шает твердость и прочностные характеристики материалов с ОЦК, ГЦК и ГПУ структурой в 1,5-2,5 раза по сравнению с исходным состоянием, однако снижает пластические свойства. При этом трещиностойкость материалов с субмикрокри сталлической 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 ин тервал вязко-хрупкого перехода в материалах с ОЦК решеткой (Сталь 10) и тем пературный 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 пе рехода в область низких температур.
3. Доминирующим механизмом низкотемпературного ударного раз рушения 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 вязко хрупкого перехода сталь 10 после РКУП при 400 0С, 4 прохода разрушается вяз ко-хрупко (микроскол и ямочный микрорельеф), а после РКУП при 200 0С, 4 и проходов – с образованием вязких гребней и ступенек или малорельефных вытя нутых участков. В верхней области вязко-хрупкого перехода сталь 10 после раз личных режимов РКУП разрушается вязко с образованием ямочного микрорель ефа.
4. Показана принципиальная возможность повышения ударной вязко сти материалов с субмикрокристаллической структурой без существенного сни жения твердости и прочности за счет формирования более равновесной структу ры путем совершенствования технологических операций получения и последу ющей термической обработки. Разработан режим термической обработки стали 10 после РКУП, позволяющий увеличить ударную вязкость стали более, чем в 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 -196 С аустенитной стали 110Г13 с размером зерна 200, 120 и 60 мкм, получен ным путем многократной ковки, в очаге разрушения обнаружена область протя женностью в 1-2 зерна с транскристаллитным хрупким разрушением (зона 1).
6. Характер распределения мартенситных фаз в пластических зонах под поверхностью изломов аустенитных сталей с микрокристаллической и субмик рокристаллической структурой при однократных видах нагружения зависит от локального напряженного состояния материала у вершины трещины и связан с микромеханизмом разрушения. После разрушения образцов на поверхности из ломов протекают мартенситные превращения, вызванные охлаждением поверх ностных слоев металла после локального разогрева и изменением локального напряженного состояния материала в данных слоях. Причем первый фактор до 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 титано вого сплава за счет увеличения времени до зарождения трещины и более низкой скорости распространения усталостной трещины. Однако коэффициент n в урав нении 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.
Доминирующим механизмом усталостного разрушения титана Grade 4 в исход ном состоянии является расслоение по кристаллографическим плоскостям, а по сле РКУП-конформ – квазискол с язычками отрыва.
8. Предложена схема влияния коэффициента асимметрии цикла нагру жения R на усталостную долговечность образцов во всем интервале значений R от - до. Показано, что увеличение сжимающих напряжений у вершины тре щиныоказывает на усталостную долговечность образцов такое же влияние, как и увеличение растягивающих напряжений, т.е. снижает усталостную долговеч ность образцов.
9. Разработан способ и технология нанесения ионно-плазменных по крытий из TiN при температуре фазовых превращений. Установлено, что нане сение ионно-плазменного покрытия на стальные образцы при температуре фазо вых превращений увеличивает переходную зону между покрытием и материалом подложки и повышает время до зарождения усталостной трещины.
10. Экспериментально обосновано влияние структуры литейных алюми ниевых сплавов АК8М3ч (ВАЛ8), ВАЛ12, ВАЛ16 после различных способов ли тья на их усталостную прочность и механизм разрушения. Поверхностная упрочняющая обработка и коррозия неоднозначно влияет на усталостную проч ность образцов и в значительной степени зависит от способов литья сплавов и формирующейся при этом микроструктуры.
11. Результаты исследования прочности и механизмов разрушения мате риалов после РКУП внедрены в учебный процесс ОГУ при подготовке маги странтов по направлению 011200.68 – Физика, магистерская программа «Физика металлов и наноструктур». Разработанный способ идентификации сигналов аку стической 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 ионно плазменным покрытием прошел испытание и используется в Оренбургском фи лиале 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 неко торых аустенитных сталей / В.Д. Садовский, А.И. Уваров, Т.П. Васечкина, Н.А. Горбатенко [Клевцова], Е.И. Патраков // Физика металлов и металлове дение.- 1980.- Вып. 4.- Т. 49.-С. 23-27.
2. Клевцова, Н.А. О роли стабильности аустенита при коррозионном растрес кивании стареющих марганцевых аустенитных сталей / Т.П. Васечкина, 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 прерыви стому 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 деформа ции 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 де формации 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 аустенит ной стали в локальном объеме материала у вершины распространяющейся трещины / Г.В. Клевцов, Н.А. Горбатенко [Клевцова] // Заводская лаборато рия.- 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. Степа нов, 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 // Металлове дение 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 конструк ционных материалов / Г.В. Клевцов, О.А. Фролова, Н.А. Клевцова, Э.К. Али джанов // Вестник Оренбургского государственного университета.- 2005. № 6.- С. 154-159.
10. Клевцова, Н.А. Влияние способов литья на усталостную прочность и меха низм разрушения образцов из литейных алюминиевых сплавов / Г.В. Клев цов, 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 покры тия 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. Закономеpности pаспpеделения маpтенситных фаз в пласти ческих зонах пpи pазличных видах pазpушения аустенитных сталей / Н.А. Клевцова, Г.В. Клевцов, О.А. Фролова // Деформация и разрушение ма териалов.- 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. 134 138.
17. Клевцова, Н.А. Локальное напряженное состояние и микромеханизмы раз рушения металлических материалов с ОЦК и ГЦК решеткой / Г.В. Клевцов, Л.Р. Ботвина, Н.А. Клевцова, А.П. Фот // Металловедение и термическая об работка металлов.- 2010.- № 8.- С. 49-53.