«Шиховцов Алексей Александрович Закономерности влияния микроструктурных факторов на процесс локального замедленного разрушения стали 01.04.07 Физика конденсированного состояния Диссертация на соискание ученой степени ...»

Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего

профессионального образования

«Северо-Кавказский федеральный университет»

На правах рукописи

Шиховцов Алексей Александрович

Закономерности влияния микроструктурных факторов на процесс локального

замедленного разрушения стали

01.04.07 «Физика конденсированного состояния»

Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Научный руководитель д-р.техн.наук, ст.научн.сотр. Мишин В. М.

Ставрополь – 2014

ОГЛАВЛЕНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

1. АНАЛИЗ ЛИТЕРАТУРНЫХ ДАННЫХ ПО ВЛИЯНИЮ ВНУТРЕННИХ И

ВНЕШНИХ ФАКТОРОВ НА ЗАМЕДЛЕННОЕ ХРУПКОЕ РАЗРУШЕНИЕ

СТАЛИ

1.1 Природа замедленного разрушения стали

1.2 Воздействие водорода

1.3 Влияние охрупчивающих примесей на сопротивление стали хрупкому, в том числе замедленному разрушению

1.4 Влияние микролегирования стали бором на склонность к замедленному разрушению

1.5 Методики определения склонности стали к замедленному разрушению..... 1.5.1 Виды испытаний и используемые образцы

1.5.2 Методы регистрации зарождения трещины

1.5.3 Устройства для испытаний на замедленное разрушение

1.6 Основы метода конечных элементов

2. РАЗРАБОТКА МЕТОДИКИ ОЦЕНКИ ЛОКАЛЬНЫХ НАПРЯЖЕНИЙ В

ЗОНЕ ЗАРОЖДЕНИЯ ТРЕЩИНЫ НА ОСНОВЕ ПРИМЕНЕНИЯ МЕТОДА

КОНЕЧНЫХ ЭЛЕМЕНТОВ

2.1 Построение сетки конечных элементов, моделирующей стандартный образец с концентратором напряжений

2.2 Моделирование напряженно-деформированного состояния стандартного образца с концентратором напряжений при испытаниях на замедленное разрушение методом конечных элементов

2.3 Материалы и методика испытания стальных образцов на замедленное хрупкое разрушение

2.4 Разработка методики определения сопротивления замедленному разрушению стальных деталей с концентраторами напряжений

3. ВЛИЯНИЕ КОНЦЕНТРАЦИИ НАПРЯЖЕНИЙ НА ХАРАКТЕРИСТИКИ

ЛОКАЛЬНОГО ЗАМЕДЛЕННОГО РАЗРУШЕНИЯ СТАЛИ

3.1 Влияние степени концентрации напряжений на характеристики локального замедленного разрушения стали вызванного остаточными внутренними микронапряжениями

3.2 Сравнение результатов испытаний на замедленное разрушение при трехточечном и сосредоточенном изгибе образцов типа Шарпи

3.3 Влияние степени концентрации напряжений на характеристики локального замедленного разрушения стали вызванного воздействием водорода из внешней среды

4. ОЦЕНКА ВЛИЯНИЯ ВНУТРЕННИХ ФАКТОРОВ НА ПРОЦЕСС

ЛОКАЛЬНОГО ЗАМЕДЛЕННОГО РАЗРУШЕНИЯ СТАЛИ С ПОМОЩЬЮ

МЕТОДА КОНЕЧНЫХ ЭЛЕМЕНТОВ

4.1 Количественная оценка влияния остаточных внутренних микронапряжений на процесс локального замедленного разрушения мартенситной стали после закалки и отдыха

4.2 Количественная оценка влияния примеси фосфора на процесс локального замедленного разрушения мартенситной стали после закалки и отдыха

4.3 Разделение влияния содержания примеси фосфора и времени отдыха стали на пороговое локальное напряжение

4.4 Зависимость критического локального растягивающего напряжения от размера исходного аустенитного зерна при активном нагружении закаленной cтали

4.5 Количественная оценка влияния величины исходного аустенитного зерна мартенситной стали, при разных уровнях остаточных микронапряжений, на сопротивление стали локальному замедленному разрушению в условиях наводороживания

5. КИНЕТИКА ЗАМЕДЛЕННОГО ЛОКАЛЬНОГО РАЗРУШЕНИЯ СТАЛИ.... 5.1 Кинетика термофлуктуационного локального замедленного разрушения закаленной стали

5.2 Зависимости локальных разрушающих напряжений от температуры испытания и скорости нагружения при замедленном разрушении стали......... 5.3 Установление влияния температуры испытаний и скорости нагружения на характеристики локального замедленного разрушения

5.4 Переход от локального замедленного разрушения к хрупкому разрушению сколом

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность проблемы. Важнейшим из свойств металлов, которое обуславливает их широкое применение в качестве конструкционного материала, является то, что их разрушение происходит после значительной пластической деформации. Однако, расширение использования высокопрочных материалов в некоторых случаях приводит к тому, что это свойство металлов не реализуется и разрушение происходит при средних напряжениях, меньших предела текучести.

Такой вид разрушения называют хрупким.

Хрупкое разрушение развивается с большой скоростью и носит катастрофический характер. Опасности хрупкого разрушения особенно подвержены такие ответственные изделия и конструкции, как суда, газопроводы, самолеты, ядерные реакторы, роторы генераторов и т.д. Поэтому материальные потери, которые влечет за собой хрупкое разрушение, очень значительны.

Потребности техники привели к необходимости увеличения размеров конструкций, использованию высокопрочных материалов, ужесточению режимов эксплуатации, применению сварных соединений. Вследствие этого увеличивается вероятность хрупкого разрушения. Поэтому исследование природы преждевременного хрупкого разрушения и его количественных физических закономерностей является важной задачей.

Одним из наиболее опасных видов хрупкого разрушения является замедленное разрушение высокопрочных сталей, поскольку проявляется в результате действия статических нагрузок и носит внезапный характер.

Использование сталей в высокопрочных состояниях, позволяющих повысить интенсивность использования их несущей способности, выдвигает на первый план рассмотрение физических причин внезапного, катастрофического разрушения закаленных стальных изделий при статических нагрузках, допускаемых традиционными расчетами на прочность. В результате термической обработки возможно в значительной степени повысить предел текучести стали и приблизить его к пределу прочности. Однако при этом возникает проблема создания неравновесного состояния в стали. С течением времени возможен переход к более равновесному состоянию. Этот процесс реализуется либо путем микропластической деформации во времени, либо путем зарождения микротрещин с последующим их слиянием, приводящим к преждевременному разрушению.

Понимание физической природы процесса преждевременного разрушения высокопрочных сталей при длительном статическом нагружении – замедленного разрушения, и на этой основе разработка методов оценки сопротивления замедленному хрупкому разрушению, имеет важное значение при изготовлении изделий из высокопрочных сталей.

В связи с этим, является актуальным изучение закономерностей влияния внутренних и внешних факторов на процесс замедленного разрушения стали.

Цель диссертационной работы – установление закономерностей влияния внутренних (остаточных микронапряжений, сегрегаций примесей, размера зерна) и внешних факторов (геометрии образца и концентратора напряжений) на кинетику замедленного разрушения стали и разработка методики его прогнозирования с помощью метода конечных элементов.

Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи.

1. Разработка методики оценки локальных напряжений в зоне зарождения трещины при замедленном разрушении в вершине концентратора напряжений на основе применения метода математического моделирования напряженнодеформированного состояния – конечных элементов.

2. Установление таких характеристик замедленного разрушения стали, которые бы позволили разделить влияние внешних (геометрия концентратора напряжений, температура испытаний, скорость и способ нагружения) и внутренних (остаточные внутренние микронапряжения, размер зерна, охрупчивающие примеси, наводороживание) факторов.

3. Установление закономерностей влияния остаточных внутренних микронапряжений, содержания примеси фосфора и размера зерна на характеристики локального замедленного разрушения стали и разделение их вкладов с помощью метода конечных элементов.

4. Установление влияния скорости и температуры нагружения на процесс локального замедленного разрушения на основе расчета разрушающих локальных напряжений с помощью метода конечных элементов.

5. Разработка кинетической термофлуктуационной модели замедленного разрушения, описывающей переход от микромеханизма замедленного разрушения к микромеханизму скола стали, учитывающей уровень остаточных микронапряжений, скорость нагружения и температуру испытаний.

6. Разработка и обоснование, с помощью метода конечных элементов, методики количественной оценки системы пороговых нагрузок, приложенных к детали, при замедленном разрушении.

Научная новизна работы.

1. Впервые разработана методика оценки локальных напряжений в зоне зарождения трещины при замедленном разрушении, учитывающая геометрию концентраторов напряжений на основе применения метода математического моделирования напряженно-деформированного состояния – конечных элементов.

2. Впервые установлена характеристика замедленного разрушения стали – пороговое локальное растягивающее напряжение, позволяющая разделять влияние внешних (геометрия концентратора напряжений, температура испытаний, скорость и способ нагружения) и внутренних (остаточные внутренние микронапряжения, размер зерна, охрупчивающие примеси, наводороживание) факторов при реализации замедленного разрушения.

микронапряжений, содержания примеси фосфора и размера зерна на пороговое локальное растягивающее напряжение – количественную характеристику непосредственно сопротивления стали замедленному разрушению с помощью метода конечных элементов.

4. Впервые установлено количественное влияние скорости нагружения и температуры испытания на разрушающее максимальное локальное растягивающее напряжение (сопротивление сколу) в условиях проявления замедленного разрушения стали.

5. Предложена кинетическая термофлуктуационная модель замедленного разрушения закаленной стали, учитывающая уровень остаточных микронапряжений, скорость нагружения и температуру испытаний, и описывающая переход от микромеханизма замедленного разрушения к микромеханизму быстрого разрушения – сколу.

6. Разработана и обоснована методика количественной оценки системы пороговых нагрузок при замедленном разрушении, приложенных к детали, на основе использования количественной характеристики сопротивления замедленному разрушению – порогового локального растягивающего напряжения, определяемого по испытаниям образцов с надрезом и применения метода конечных элементов.

Практическая значимость работы.

Разработана методика, позволяющая определять систему пороговых нагрузок при замедленном разрушении детали, вызванном остаточными микронапряжениями либо воздействием водорода. Методика заключается в проведении испытаний на замедленное разрушение стандартных образцов с надрезом и установлении значений пороговых нагрузок. Методом конечных элементов определяется характеристика сопротивления стали замедленному разрушению – пороговое локальное напряжение. Далее, этим же методом моделируется процесс нагружения стальной детали и определяется пороговая система нагрузок, соответствующая достижению в детали порогового локального напряжения. Данная методика была использована в ЦНИИчермет им. И. П. Бардина и Северо-Кавказском федеральном университете для анализа и установления причин разрушения ряда аварийных деталей и конструкций.

На защиту выносятся следующие положения.

1. Дальнейший прогресс в изучении закономерностей замедленного разрушения может быть достигнут на основе изучения условий замедленного разрушения как локального процесса, путем разделения влияния внутренних и контролируемых условий зарождения трещины по механизму замедленного разрушения. Управляемость этих условий может быть достигнута применением концентраторов напряжений различных геометрий, а контролируемость применением метода математического моделирования напряженнодеформированного состояния в зоне зарождения трещины – метода конечных элементов.

2. Пороговое локальное напряжение характеризует сопротивление непосредственно стали, в данном структурном состоянии, замедленному разрушению, вызванному воздействием водорода из внешней среды или остаточными внутренними микронапряжениями, и не зависит от способа нагружения образцов с концентраторами напряжений, и может быть использовано в качестве локальной характеристики стали при изучении закономерностей влияния микроструктурных факторов на процесс локального замедленного разрушения стали.

3. Существует возможность количественного разделения вкладов примеси фосфора, остаточных внутренних микронапряжений и воздействия водорода в процесс локального замедленного разрушения с помощью применения метода характеризуют прочность границ зерен стали.

4. Количественные закономерности воздействия водорода и остаточных внутренних микронапряжений на прочность границ зерен стали заключающиеся в следующем: причиной снижения порогового локального напряжения, связанного с воздействием водорода ( н ) при росте исходного аустенитного зерна, является создание в течение инкубационного периода, большей концентрации водорода на границах больших аустенитных зерен. При увеличении размера исходных аустенитных зерен, увеличивается величина мартенситных кристаллов, вырастающих в процессе закалки. Увеличение аустенитного зерна ведет к росту величины остаточных внутренних микронапряжений вн. Величина самых крупных мартенситных кристаллов ограничивается размером наибольших аустенитных зерен. Поэтому, уменьшение размера исходного аустенитного зерна до 15 мкм приводит к устранению влияния на пороговое максимальное локальное растягивающее напряжение остаточных внутренних микронапряжений.

5. Количественные закономерности влияния скорости нагружения и температуры испытаний заключаются в следующем: при увеличении скорости нагружения и понижении температуры склонность к замедленному разрушению стали, с высоким уровнем остаточных внутренних микронапряжений, снижается и существует температура, ниже которой, в условиях скоростных испытаний, хрупкое замедленное разрушение не проявляется.

6. Представления о кинетике термофлуктуационного замедленного разрушения закаленной стали, заключающиеся в установлении связи в виде функциональной зависимости времени до разрушения с параметрами локального разрушения (сопротивлением сколу и максимальным локальным растягивающим напряжением в зоне зарождения трещины), с температурой испытаний и термически активированным объемом.

7. Закономерности перехода от термофлуктуационного замедленного критериальным выражением, уравновешивающим сопротивление сколу F с кинетическими параметрами замедленного разрушения: температурой (Т), термически активированным объемом ( ), временем до локального разрушения ( ) и максимальным локальным растягивающим напряжением Реализация термоактивированного замедленного или силового разрушения сколом определяется, помимо внутренних структурных факторов (остаточные внутренние микронапряжения, размер зерна, сегрегации примесей, воздействие водорода из окружающей среды), еще и внешними факторами (температура окружающей среды, скорость и способ нагружения, геометрия концентратора напряжений и образца). Представляется возможным, с помощью метода конечных элементов, количественное разделение и учет этих факторов.

8. Предложенный способ прогнозирования пороговых локальных напряжений путем испытаний стандартных образцов на замедленное разрушение и последующего расчета пороговых локальных напряжений с помощью метода конечных элементов может быть применен для расчета системы пороговых нагрузок для случаев замедленного разрушения ответственных стальных деталей.

Достоверность результатов.

Достоверность результатов работы основана на использовании известных методик испытания образцов, отработанных технологиях фиксирования момента зарождения трещины методом акустической эмиссии, на точности метода математического моделирования напряженно-деформированного состояния материала методом конечных элементов. Использовались стандартизированные методы металлографии и фрактографии поверхности изломов.

1. АНАЛИЗ ЛИТЕРАТУРНЫХ ДАННЫХ ПО ВЛИЯНИЮ ВНУТРЕННИХ

И ВНЕШНИХ ФАКТОРОВ НА ЗАМЕДЛЕННОЕ ХРУПКОЕ

РАЗРУШЕНИЕ СТАЛИ

1.1 Природа замедленного разрушения стали Одним из наиболее опасных видов разрушения является замедленное разрушение, так как оно является внезапным и его невозможно диагностировать заранее без специальных приборов. Замедленное хрупкое разрушение – это разрушение твердого тела, происходящее во времени, при котором практически отсутствует пластическая деформация. Сопровождается развитием трещины с меньшими затратами энергии, чем при вязком разрушении [1].

Процесс замедленного разрушения проходит под действием статических нагрузок значительно ниже предела прочности в три этапа: зарождение трещины, медленный рост трещины, быстрое распространение трещины [2].

Зарождение трещины происходит под действием локальных растягивающих напряжений в местах наличия остаточных микронапряжений. Наиболее часто замедленное хрупкое разрушение наблюдается в мартенситных сталях. Это объясняется тем, что после закалки из-за быстрого охлаждения в стали образуются зоны с остаточными микронапряжениями. Отдых позволяет осуществить их релаксацию и уменьшить склонность к замедленному разрушению, однако при этом снижаются прочностные характеристики стали [3].

Существует несколько теорий хрупкого разрушения сталей. В работах [4, 5] замедленное разрушение закаленной стали связывают с влиянием микронесплошностей, поверхностно-активные вещества понижают их возникновения разрушения зависит от времени, которое необходимо для проникновения поверхностно-активных веществ к вершине трещины.

Развитие трещины замедленного разрушения происходит в основном по границам исходных аустенитных зерен. Это привело к представлениям о влиянии границ зерен на зарождение и распространение трещины замедленного разрушения [6]. В результате мартенситного превращения происходит разупрочнение границ зерен, что приводит к квазивязкому течению по их границам. В работах М.Х. Шоршорова [7] предполагается, что причиной разупрочнения границ зерен являются вакансии, возникающие в результате закалки от высоких температур и пластическая деформация при мартенситном превращении.

Ни одна из перечисленных выше теорий не учитывает зависимость свойств закаленной стали от времени, хотя логично предположить, что такая зависимость существует. Связывали [8, 9] возникновение замедленного разрушения со структурными превращениями, происходящими в металле под напряжением во времени. Было высказано предположение, что причиной разрушения является распад остаточного аустенита, в ходе воздействия напряжения на образец закаленной стали [10].

В работе [11] замедленное разрушение закаленной стали связывали со свойствами структуры закаленного мартенсита. К образованию зародыша трещины может привести динамический удар растущего кристалла мартенсита при встрече его с границей зерна. При этом подвижные дислокации, скапливающиеся у границ зерен, складываются с дефектами, образующимися от ударов кристаллов мартенсита.

Образование зародыша трещины в работе [10] представляется как процесс, состоящий из двух этапов. На первом этапе дислокации скользят под действием сдвигового напряжения до тех пор, пока не встретят препятствие. У таких препятствий образуются дислокационные скопления. В областях наибольшей плотности дислокаций образуется область с высоким уровнем локальных внутренних напряжений. По достижении критического уровня напряжений происходит переход ко второму этапу – появлению зародыша трещины за счет разрыва межатомных связей. Величина критического локального внутреннего напряжения, необходимая для перехода на второй этап имеет температурную зависимость.

В работе [12] отслежена эволюция микроскопических трещин и пор в твердых телах при деформации. Согласно этой работе микроскопические трещины при деформации образуются в приповерхностных слоях. Их концентрация равна N=1017–1018 м-3. Величина N в объеме материала в два раза меньше чем в поверхностном слое. Исследования алюминия в работе [13] показали, что в поверхностных слоях наблюдается высокая плотность хаотичных дислокаций и фрагментарной разориентации. Причиной изменения дефектной структуры поверхностного слоя, как считают авторы [13], является высокое количество хаотичных дислокаций. Это обусловлено увеличением подвижности дислокаций в поверхностных слоях и изменением напряженного состояния в поверхностном слое из-за накапливающихся дислокационных зарядов ND= ND+-ND. Более активное накопление ND приводит к тому, что плотность дислокаций в поверхностных слоях гораздо выше, чем внутри материала [13].

микронесплошностей. Скорость их образования, как было сказано выше, в поверхностных слоях гораздо выше, чем в объеме материала. Важно то, что при умеренных температурах при пластической деформации процессы образования и слияния микронесплошностей протекают, по большей части, в поверхностных слоях, в которых, по мере их накопления, образуется критическое разуплотнение, ведущее к образованию макротрещины, которая направлена вглубь материала [14, 15].

При высоких температурах, процесс микроразрушения переходит в объем материала быстрее, чем при умеренных. Это обусловлено тем, что происходит интенсификация процесса залечивания микронесплошностей поверхностей, основой которого является процесс вакансионного растворения с миграцией вакансий по ядрам дислокаций на поверхность, являющуюся естественным стоком [16].

В работе Бетехтина В.И. и Кадомцева А.Г. [12] так же, как и в работе Баранова В.П. [10] кинетика разрушения рассматривается как многостадийный процесс. На начальной стадии происходит локализация деформации в размере % от общей деформации. На основной стадии происходит взрывное накопление зародышевых микротрещин и их коалесценция при вязком разрушении, или развитие при хрупком разрушении.

Далее разрушение в зависимости от пластичности материала развивается по двум различным механизмам. В случае высокой пластичности образуются затупленные порообразные микронесплошности и разрушение происходит в случае их слияния и достижения критического локального разупрочнения. В случае разрушения непластичного материала образуется большое количество не сливающихся зародышевых микротрещин. Разрушение происходит, когда одна из них достигнет критического локального напряжения. При изучении развития трещин важное значение имеет анализ свойств приповерхностных слоев, так как зарождение трещин происходит преимущественно в этих областях [12].

В работах [5, 17-24] к основным факторам, влияющим на замедленное разрушение материалов, относят наличие сегрегаций охрупчивающих примесей и остаточных внутренних микронапряжений. Установлено, что замедленное хрупкое разрушение может проходить и в высокочистой по примесям стали [25].

М.Р. Орлов, О.Г. Оспенникова и В.И. Громов [26] исследовали фрагмент разрушившейся оси вантовой поддержки кровли спорткомплекса «Крылатское»

из стали 38ХН3МА. Разрушение произошло в условиях, характерных для замедленного разрушения, статической нагрузки значительно ниже предела текучести стали 38ХН3МА. При исследовании места разлома был выявлен межзеренный рельеф. По мере роста трещины, интеркристаллитный механизм излома периодически изменялся на хрупкий транскристаллитный квазискол, что свидетельствует о наличии в структуре стали бейнита. По результатам исследования были выявлены следующие причины разрушения:

металлургический дефект в виде порообразной полости в центральной зоне заготовки, наличие водорода в структуре излома, объемные остаточные напряжения, возникшие в результате распада остаточного аустенита в процессе высокотемпературного отпуска. Также было выявлено образование промежуточной структуры аустенита – бейнита, являющегося причиной бейнитной хрупкости. Визуально это можно было наблюдать как участки хрупкого транскристаллитного квазискола. Бейнит возник из-за недостаточной прокаливаемости стали 38ХН3МА.

1.2 Воздействие водорода Особое место среди причин возникновения замедленного хрупкого разрушения занимает водород [27]. Водород присутствует в стали в междоузлиях кристаллической решетки в виде атомов в твердом растворе, либо в порах (коллекторах водорода) в молекулярной форме. В коллекторах водород способен создавать высокое внутреннее давление и пластически деформировать металл. Такой водород вызывает необратимую водородную хрупкость, что повышает плотность дефектов. Появление водородной хрупкости сопровождается резким уменьшением пластичности стали как при статических, так и при ударных испытаниях, однако это не влияет на возникновение замедленного хрупкого разрушения [27]. Водород в кристаллической решетке вызывает обратимую хрупкость, которая сопровождается снижением пластичности при уменьшении скорости испытания или при постоянном напряжении. Это связывают с тем, что под нагрузкой в областях с повышенным напряжением происходит перераспределение водорода, даже в случае испытания при комнатной температуре [28]. Ни одна примесь не обладает такой подвижностью при комнатной температуре как водород. Фосфор, сера, сурьма и др. остаются в том положении, которое заняли при высокотемпературной термической обработке и не обладают подвижностью в отличие от водорода [29, 30].

Замедленное разрушение под воздействием водорода происходит при таких его концентрациях, которые не вызывают видимого изменения свойств, при стандартных испытаниях образцов [27]. Проанализировав экспериментальные данные, авторы [28], сделали вывод о том, что склонность стали к замедленному разрушению под воздействием водорода можно оценить критической концентрацией водорода, выше которой происходит разрушение и нижним пороговым напряжением, ниже которого замедленного разрушения не происходит. Нижние пороговые напряжения стремятся к постоянной величине, которой можно характеризовать склонность стали к замедленному разрушению.

Рост трещины происходит по следующему механизму: сначала в области вершины трещины накапливается водород, затем под действием статической нагрузки при критической концентрации водорода происходит рост трещины на расстояние равное области обогащенной водородом. Затем тот же процесс повторяется снова, вплоть до момента, когда размеры трещины достигнут критических [29, 31]. Перемещается водород к вершине трещины при малых и больших напряжениях по различным механизмам: в первом случае путем восходящей диффузии, а во втором – транспортировкой подвижными дислокациями [29, 30]. Существует много мнений о способе транспортировки водорода к области объемного растяжения: посредствам давления молекулярного водорода [32], декогезией решетки [31, 33, 34], факторами адсорбции [35]. Мнений о механизме распространения трещины также много, но все эти мнения сводятся к двум общим способам: зарождение нескольких трещин и их слияние, и за счет разрыва межатомных связей в вершине трещины при достижении критического локального напряжения [28].

Были установлены некоторые закономерности механизма зарождения трещины и способа распространения трещины на стадии роста. Когда трещина достигает определенного размера, ее вершина затупляется [12, 36]. Рост трещины неизбежно должен сопровождаться прорывом таких затуплений.

Водород не в состоянии снизить пластичность материала настолько, чтобы подавить процесс затупления микротрещин [37-39]. В вершине затупленной трещины создается область интенсивных пластических деформаций, которые являются причиной возникновения микролокализованных перенапряжений, возникновение новых микротрещин [40]. Слой, прилегающий к вершине трещины, при этом не испытывает перенапряжения или дислокационных процессов, ведущих к разрушению. Этот феномен пытались объяснить разными бездислокационной зоны в вершине трещины [42]; появление групп дислокаций с зарядами, которые создают напряжения, противоположные вызываемым внешними воздействиями [41, 43]; результат сложившихся геометрических условий дислокационной структуры образца [44].

Приведенные Барановым В.П. [28] результаты исследований, позволили разработать методику прогнозирования срока службы высокопрочных сталей при реальных условиях эксплуатации. Общую схему роста макротрещин авторы описывают следующим образом. Сначала образуется зона пластических деформаций в деформированном металле. Это происходит при напряжениях, ниже предельного коэффициента интенсивности напряжений K 1C. В процессе роста трещина неизбежно встречает точки дислокационных скоплений. Такие скопления являются предвестниками дислокационных микротрещин и образуются в условиях отсутствия водорода, так как он не успевает накапливаться в объеме металла в достаточных количествах. В условиях, когда K 1 K 1C происходит рост трещины за счет поглощения микротрещин. Во время, когда K 1 меньше чем K 1C водород накапливается в зоне предразрушения, приводя к нарушению равновесия и движению дислокаций. При достаточном количестве водорода такие дислокационные скопления порождают микротрещины, которые присоединяются к макротрещине. Магистральная трещина растет по механизму сепаратного поглощения трещин, пока на ее пути встречаются области с достаточным количеством водорода. В случае остановки трещины в области, где металл недостаточно насыщен водородом, она не продвигается до тех пор, пока не произойдет водородное насыщение K 1 K 1C.

После этого цикл повторяется. Кинетику макротрещины определяют продолжительность и скорость подвижек трещины, ( v l / t ) [28].

В работе [45] авторы изучали влияние легирующих элементов на захват первопринципного моделирования, в основе которых лежит решение фундаментального уравнения Шредингера, описывающего взаимодействие атомов любого материала. Выявлено, что кальций в мартенсите и молибден в аустените являются водородными ловушками средними по величине. Сильными ловушками являются вакансии. Единичная вакансия может вместить в себя атомов водорода в феррите и 6 – в аустените. Определено, что наличие водорода, захваченного изученными границами, приводит к увеличению энергии на границе зерна относительно свободной поверхности, а, следовательно, к их охрупчиванию.

Авторы [46] проводили испытания плоских образцов сталей по типу 35ХГМ по схеме четырехточечного изгиба одновременно с гальвоническим наводороживанием образца в локальной зоне. Выявлено, что разную кинетику инициации водородной трещины при изгибе и разное поведение развития водородной трещины, определяют разная прочность и пластичность стали. В менее прочной стали, росту трещины сопутствовала пластическая деформация по ее периметру, возникал «туннельный» эффект – сужался фронт трещины при ее росте. В более прочной стали, излом был более плоский.

1.3 Влияние охрупчивающих примесей на сопротивление стали хрупкому, в том числе замедленному разрушению Сопротивление сталей хрупкому разрушению зависит от содержания вредных примесей. Повышенное содержание в стали вредных примесей (например, фосфора, сурьмы, серы и других) может оказывать существенное влияние на сопротивление распространению хрупкой трещины [47]. Низкое сопротивление хрупкому разрушению в сталях, содержащих вредные примеси, обычно связывается с образованием сегрегаций (тонких мономолекулярных слоев) примесей на границах зёрен, приводящих к интеркристаллитному распространению трещины [11, 17-19, 48-50].

Вредное влияние примесей обнаруживается после среднего и высокого отпуска легированных сталей [20, 51-55]. Отпускную хрупкость связывают с изменением химического состава в области границ зёрен в результате образования сегрегаций вредных примесей (фосфора, сурьмы и др.), что подтверждается исследованиями изломов с помощью Оже-спектроскопии [21].

Интеркристаллитный характер распространения трещины в стали в состоянии отпускной хрупкости облегчает трактовку результатов Оже-спектроскопии.

Авторы [21] полагают, что изменение химического состава в области границ зёрен может происходить и при более высоких температурах в аустените, оказывая влияние на сопротивление распространению интеркристаллитной трещины после закалки. Однако противоречивость результатов по обнаружению сегрегации примесей на границах зёрен в аустените в известной степени объясняется трудностью получения интеркристаллитного излома после закалки, Интеркристаллитный излом в закаленном состоянии можно получить в условиях статистических или квазистатических испытаний, способствующих развитию явления замедленного разрушения.

Склонность стали к хрупкому разрушению после закалки связана с развитием явления замедленного разрушения Исследование закономерностей и природы этого вида разрушения показало, что основной причиной замедленного разрушения являются особенности структуры закаленного мартенсита, приводящие к преимущественно интеркристаллитному распространению медленной трещины по границам исходных аустенитных зёрен. С этой точки зрения замедленное разрушение можно рассматривать как метод испытаний, позволяющий вскрывать границы исходных аустенитных зёрен в неотпущенном мартенсите и исследовать влияние примесей на сопротивление развитию интеркристаллитной трещины [56].

Влияние фосфора. Фосфор уменьшает длительность инкубационного периода при замедленном разрушении [20]. Повышение содержания фосфора от 0,017 до 0,026 % уменьшает длительность инкубационного периода при напряжении 500 Н/мм для стали, закаленной от 1000 °С, почти в три раза. На рисунке 1.1 показано изменение средней скорости роста стабильной трещины на второй стадии замедленного разрушения в зависимости от уровня приложенного напряжения. Повышение напряжения увеличивает скорость роста стабильной трещины.

стабильного роста трещины при замедленном разрушении закаленной стали 18Х2Н4ВА с разным содержанием примеси фосфора: 1 – 0,003 %; 2, 4 – 0, %; 3, 5 – 0,026 %; 1, 2, 3 – закалка от 1000 °С; 1, 4, 5 – закалка после нагрева до 1000 °С и изотермической выдержки при 860 °С [20] Чем больше содержание фосфора в стали, тем выше средняя скорость распространения стабильной трещины.

Фосфор уменьшает работу распространения стабильной трещины (рис.

1.2).

Работа распространения трещины зависит от времени до разрушения: чем больше время до разрушения, тем меньше работа распространения трещины.

Рисунок 1.2 – Зависимость работы распространения стабильной трещины от времени до разрушения t р при замедленном разрушении закаленной аСТ стали 18X2H4BA с разным содержанием фосфора: 1– 0,003 %; 2, 4 – 0,016 %; 3, 5 – 0,026 %; 1, 2, 3 – закалка от 1000 °С; 1, 4, 5 – закалка после нагрева до °С и изотермической выдержки при 860 °С [20] Повышение содержания фосфора от 0,003 до 0,026 % уменьшает работу распространения трещины в стали, закаленной от 1000 °С при постоянной длительности разрушения 15 мин, почти на порядок [20].

Фрактографический анализ изломов разрушенных образцов показал, что развитие медленной трещины при замедленном разрушении данных сталей происходит практически полностью по границам исходных аустенитных зёрен (рис. 1.3). Быстрое распространение трещины на завершающей стадии замедленного разрушения происходит сквозь зерно в сталях с 0,003 и 0,016 % Р (рис. 1.4). В стали с 0,026 % фосфора "долом" происходит частично по границам исходных аустенитных зёрен. Склонность закаленной стали к разрушению по замедленному механизму связана с состоянием границ исходных аустенитных зёрен [21-24].

Рисунок 1.3 – Поверхность разрушения стали 18X2H4BA на стадии стабильного роста трещины, х Интеркристаллитный характер разрушения при замедленном разрушении закаленной стали является следствием повышенной упругой энергии границ исходных аустенитных зёрен, возникающей в результате особенностей мартенситного превращения [57]. Распространение стабильной трещины – процесс термически активируемый с низкой энергией активации, зависящей от напряжения. Уменьшение приложенного напряжения увеличивает длительность разрушения и роль термической активации в процессе разрушения по границам зёрен, что снижает работу разрушения.

Рисунок 1.4 – Поверхность разрушения стали 18X2H4BA на стадии быстрого распространения трещины, х Повышение содержания в стали фосфора понижает сопротивление зарождению и распространению трещины вдоль границ исходных аустенитных зёрен. Более низкое сопротивление стали с большим содержанием фосфора интеркристаллитному разрушению после закалки, по-видимому, связано с большей концентрацией фосфора на границах аустенитных зёрен.

Резкая закалка от высоких температур, очевидно, фиксирует состояние границ зёрен аустенита с повышенной концентрацией фосфора. Известно, что фосфор уменьшает поверхностную энергию железа. Можно полагать, что сегрегации фосфора на границах исходных аустенитных зёрен в закаленной стали снижают величину эффективной поверхностной энергии разрушения при распространении трещины по границам зёрен [54].

Из рисунка 1.5 видно, что склонность к замедленному разрушению стали после закалки зависит не только от содержания фосфора, но и от режима термической обработки.

Рисунок 1.5 – Влияние приложенного напряжения на время до разрушения мартенситной стали 18Х2Н4ВА с различным содержанием фосфора: 1 – 0, %; 2, 4 – 0,016 %; 3,5 – 0,026 %; 1, 2, 3 – закалка от 1000 °С; 1, 4, 5 – закалка после нагрева до 1000 °С и изотермической выдержки при 860 °С [20] Изотермическая выдержка при 860 °С увеличивает склонность стали с 0,026 % Р к замедленному разрушению. Время до разрушения при одном и том же напряжении для стали после закалки с изотермической выдержкой при °С значительно меньше, чем для стали, закаленной от 1000 °С. В результате закалки с изотермической выдержкой при 860 С° прочность, при кратковременном испытании, снижается по сравнению с закалкой от 1000 °С от 1450 до 750 Н/мм и уровень порогового напряжения, нагружение ниже уровня которого не приводит к замедленному разрушению от 480 до 160 Н/мм.

Аналогичные результаты получены для стали с содержанием фосфора 0,016 %.

Так после закалки от 1000 °С прочность при изгибе стали, содержащей 0,016 % Р, составляет 1760 Н/мм, а пороговое напряжение 530 Н/мм. После закалки с изотермической выдержкой при 860 °С прочность этой стали составляет Н/мм, а пороговое напряжение – 200 Н/ мм.

Склонность к замедленному разрушению стали без примеси фосфора (0,003 % Р) после закалки в результате изотремической выдержки при 860 °С Изотермическая выдержка при 860 °С уменьшает длительность инкубационного периода при замедленном разрушении сталей с фосфором (рис. 1.1). Для стали с 0,026 % Р изотермическая выдержка при 860 °С снижает длительность инкубационного периода зарождения трещины при напряжении 500 Н/мм 2 более чем на порядок.

Таким образом, закалка с изотермической выдержкой при более низкой температуре в аустенитной области увеличивает склонность к замедленному разрушению стали, содержащей фосфор, что является следствием понижения сопротивления зарождению и развитию трещины по границам сходных аустенитных зёрен. Повышение температуры аустенизации, напротив, приводит к повышению сопротивления разрушению вдоль границ исходных аустенитных зёрен [57].

Преимущественно интеркристаллитное распространение стабильной трещины при замедленном разрушении закаленной стали есть следствие возникающих в результате особенностей мартенситного превращения остаточных упругих микронапряжений, локализованных в области границ исходных аустенитных зёрен. Понижение температуры изотермической выдержки в аустенитной области должно было бы понизить склонность закаленной стали к замедленному разрушению из-за изменения условий образования остаточных упругих напряжений за счет изменения температурного градиента при закалке. Однако, этого не происходит. Напротив, склонность к изотермической выдержки в аустените увеличивается. Повышение температуры изотермической выдержки уменьшает склонность стали к замедленному разрушению.

изотермической выдержки при более низкой температуре в аустенитной области обусловлено изменением состояния границ зёрен аустенита в результате повышения концентрации фосфора на границах зёрен аустенита. Образование сегрегации фосфора на границах аустенитных зёрен в ходе выдержки при более низкой температуре в аустените снижает величину эффективной поверхностной энергии разрушения при распространении трещины по границам зёрен.

Повышение температуры аустенизации, вероятно, приводит к уменьшению сопротивления интеркристаллитному разрушению после закалки.

Таким образом, увеличение содержания фосфора, а также изотермическая выдержка при более низкой температуре в аустенитной области увеличивают склонность стали к замедленному разрушению в закаленном состоянии, что объясняется адсорбционным обогащением фосфором границ зёрен в аустените, приводящим к ослаблению межзёренного сцепления и облегчению развития трещины по границам исходных аустенитных зёрен.

В работе [23] по данным Оже-спектроскопии, концентрация фосфора на границах исходных аустенитных зёрен после закалки пропорциональна его объемной концентрации. Используя известную зависимость концентрации фосфора на границах аустенитных зёрен от его объемной концентрации, для аналогичного режима термической обработки, а также зависимость скорости роста стабильной трещины от концентрации фосфора в стали, можно с определенной степенью приближения оценить концентрацию фосфора на интеркристаллитной трещины. Проведенная оценка показала, что скорость роста свежезакаленной стали при данном уровне напряжения пропорциональна концентрации фосфора на этих границах для всех рассмотренных режимов аустенизации.

Адсорбционное обогащение фосфором границ аустенитных зёрен в ходе нагрева под закалку может сохраняться в результате резкой закалки от высоких температур не только в закаленном состоянии, но и после отпуска [24].

Например, по данным количественного анализа Оже-спектров марганцевой стали, количество адсорбированного на границах зёрен в процессе аустенизации фосфора, одинаково с наблюдаемым после отпуска при 550 °С (5 ч) и больше, чем в изломе стали, отпущенной при более высокой температуре. Концентрация фосфора на поверхности разрушения хромоникелевых сталей с разным содержанием углерода после отпуска при 500 °С (2 ч) в 2,5-1,5 раза больше, чем после закалки.

Таким образом, фосфор склонен к образованию сегрегации на границах зёрен в аустените. Степень сегрегации возрастает с понижением температуры нагрева аустенита. Повышенная концентрация фосфора на границах зёрен, очевидно, снижает сопротивление зарождению и интеркристаллитному распространению медленной трещины в ходе замедленного разрушения стали в закаленном состоянии.

Влияние сурьмы. Известно, что на поверхности интеркристаллитных изломов сталей, разрушенных в состоянии отпускной хрупкости, обнаруживаются повышенные концентрации атомов сурьмы. Разрушение сталей в таком состоянии происходит преимущественно вдоль границ исходных аустенитных зёрен [21]. Обогащение сурьмой границ исходных аустенитных зёрен может происходить как в ходе отпуска закаленного мартенсита, так и в аустенитной фазе перед закалкой. Однако, результаты исследований склонности атомов сурьмы к образованию сегрегации на границах зёрен в аустените неоднозначны.

инкубационного периода при замедленном разрушении стали с 0,007% Sb.

Средняя скорость роста стабильной трещины увеличивается с повышением приложенного напряжения, а также с увеличением содержания сурьмы.

распространения стабильной трещины в стали, содержащей 0,007% Sb, и практически не изменяет её в более чистой стали. Увеличение содержания сурьмы в стали уменьшает работу распространения стабильной трещины. Эта характеристика в стали, содержащей 0,007% Sb, после закалки с изотермической выдержкой при 860 °С меньше, чем после закалки от 1000 °С. Распространение стабильной трещины происходит по границам исходных аустенитных зёрен.

Повышение содержания сурьмы в стали, а также изотермическая выдержка при более низкой температуре в аустенитной области понижает сопротивление распространению трещины вдоль границ исходных аустенитных зёрен. Можно полагать, что повышение склонности стали к замедленному разрушению в результате увеличения содержания сурьмы или изотермической выдержки при более низкой температуре в аустените является следствием адсорбционного обогащения границ зёрен аустенита атомами сурьмы, приводящего к понижению сопротивления распространению интеркристаллитной трещины (рис. 1.6). Этот факт авторы [23] объясняют с помощью известных представлений об образовании равновесной сегрегации примесей на границах зёрен.

Концентрация сурьмы на границах исходных аустенитных зёрен в стали близкого состава закаленной с 1075 °С и отпущенной при 480 °С в 110 раз больше, чем в объеме. По данным других работ [23] степень обогащения аустенитных границ зёрен сурьмой после, отпуска при разных температурах колеблется от 220 до 330. Видно, что концентрация сурьмы на границах исходных аустенитных зёрен после отпуска в среднем в два-три раза больше, интеркристаллитного разрушения хромоникелевых сталей с разным содержанием углерода после отпуска при 500 °С (2 ч) в 2,5 – 1,5 раза больше, чем после закалки. Таким образом, сурьма склонна к образованию сегрегации на границах исходных аустенитных зёрен в – фазе [21].

Рисунок 1.6 – Зависимость времени до разрушения t p от приложенного напряжения для закаленной стали 18X2H4BA с 0,0005 % Sb (1) и 0,007 % Sb (2, 3); 1, 2 – закалка 1000 °С; 1, 3 – закалка после нагрева до 1000 °С и изотермической выдержки при 860 °С [21] Концентрация атомов сурьмы на границах аустенитных зёрен увеличивается при понижении температуры нагрева аустенита. Повышение концентрации атомов сурьмы на границах исходных аустенитных зёрен, очевидно, снижает сопротивление интеркристаллитному распространению трещины при замедленном разрушении после закалки.

Влияние олова. Авторы [57] исследовали сталь 18X2H4BA, выплавленную на чистых шихтовых материалах с добавкой 0,012 % Sn. Закалка с изотермической выдержкой при 860 °С повышает склонность стали к замедленному разрушению в свежезакаленном состоянии по сравнению с закалкой от 1000 °С (рис. 1.7) Рисунок 1.7 – Зависимость времени до разрушения t p от приложенного напряжения для закаленной стали 18X2H4BA с 0,012 % Sn после закалки от 1000 °С (1) и от 1000 °С с изотермической выдержкой при 860 °С (2) [57] Изотермическая выдержка при 860 °С стали с добавкой олова уменьшает длительность инкубационного периода зарождения трещины при замедленном разрушении и повышает скорость распространения стабильной трещины. При этом уменьшается и работа распространения стабильной трещины.

Авторы [57] полагают, что изотермическая выдержка при более низкой температуре в аустенитной области повышает концентрацию олова на границах исходных аустенитных зёрен в результате образования равновесных сегрегаций.

Таким образом, олово, также как фосфор и сурьма, склонно к обогащению границ зёрен аустенита, что снижает сопротивление зарождению и распространению трещины при замедленном разрушении закаленной стали.

Влияние серы. Влияние фосфора и примесей цветных элементов на склонность к замедленному разрушению связано с обогащением ими границ исходных аустенитных зёрен. Сера же в основном связана в неметаллических включениях (сульфидах), которые могут быть концентраторами напряжений, способствуя зарождению трещины [57].

Авторами [57] было проведено исследование склонности к замедленному разрушению свежезакаленной от 950 °С стали 20ГФЛ трех видов выплавок:

обычного, с дополнительным раскислением SiCa и с использованием железа прямого восстановления. Обработка стали SiCa и повышение степени чистоты стали уменьшают её склонность к замедленному разрушению.

измельчению сульфидов, а выплавка с использованием железа прямого восстановления – в основном к уменьшению их количества.

Зарождение и распространение трещины, как правило, происходит на ослабленных поверхностях раздела или границах зёрен. Наиболее ослабленными в литой стали должны быть междендритные участки и границы первичных аустенитных зёрен.

Стабильный рост трещины при замедленном разрушении в стали с SiCa повышенной чистоты происходит по границам мелких аустенитных зёрен, а в стали обычной выплавки – по границам крупных первичных аустенитных зёрен.

Полагают, что механизм влияния размера, формы и количества неметаллических включений на склонность стали 20ГФЛ к замедленному разрушению может быть связан с их влиянием на прочность указанных поверхностей раздела.

Таким образом, повышение содержания серы в стали 20ГФЛ увеличивает её склонность к замедленному разрушению. Глобуляризация и измельчение неметаллических включений, и уменьшение их количества в сталях, выплавленных с добавкой силикокальция и на основе металлизованных окатышей, повышают прочность границ первичных аустенитных зёрен, повышая сопротивление зарождению и распространению трещины.

1.4 Влияние микролегирования стали бором на склонность к замедленному разрушению интеркристаллитному разрушению в условиях коррозионного растрескивания и водородного охрупчивания, что объясняют его положительным влиянием на состояние границ зёрен [19]. Полагают, что микродобавки бора в сталь нейтрализуют вредное влияние сегрегаций примесей на границах зёрен.

Введение в сталь малых добавок бора (до 0,005 %) приводит к увеличению сопротивления водородному охрупчиванию. Бор увеличивает время до разрушения при постоянном напряжении и уровень порогового напряжения при замедленном разрушении. Добавка в сталь бора увеличивает время до появления трещины при замедленном разрушении. Скорость распространения стабильной трещины для стали с добавкой бора ниже, чем для стали без бора. При введении в сталь 40Х небольших добавок бора, величина исходного аустенитного зерна практически не изменяется и равна 7 – 8 баллу.

Бор, как и другие примеси, склонен к образованию сегрегаций на границах исходных аустенитных зёрен. Однако, в отличие от вредных примесей, способствующих развитию межзёренной хрупкости, бор уменьшает склонность сталей к межзёренному хрупкому разрушению. Зарождение и распространение трещины при замедленном разрушении стали в условиях насыщения её водородом происходит по границам исходных аустенитных зёрен. Можно полагать, что повышение сопротивления зарождению и распространению трещины при замедленном разрушении стали с водородом в результате её легирования бором является следствием увеличения эффективной поверхностной энергии разрушения и роста критической концентрации водорода, необходимой для разрушения.

1.5 Методики определения склонности стали к замедленному разрушению 1.5.1 Виды испытаний и используемые образцы Испытания для определения сопротивления стали замедленному разрушению можно подразделить в зависимости от характера прилагаемых нагрузок на 1) скоростные, 2) с постоянным смещением или нагрузкой, 3) с подгружением [56-60]. Предрасположенность стали к замедленному разрушению при испытаниях с различной скоростью оценивается, как правило, на основе различия в характере зависимости напряжения разрушения от скорости нагружения. При увеличении скорости нагружения стали не склонной к замедленному разрушению номинальное разрушающее напряжение уменьшается, в то время как для стали, склонной к замедленному разрушению возрастает. Такого рода испытания заключаются в сравнении напряжения разрушения образцов, например, при двух скоростях нагружения, различающихся на два – три порядка. Если уменьшение скорости нагружения приводит к уменьшению номинального разрушающего напряжения, считают, что сталь склонна к замедленному разрушению. Скоростные испытания являются экспресс-испытаниями и носят качественный характер, позволяя установить склонность стали к замедленному разрушению в тех случаях, когда она носит ярко выраженный характер.

Целью испытаний с постоянной деформацией или постоянной нагрузкой является определение характеристики сопротивления стали замедленному разрушению – порогового напряжения. Испытания проводятся на воздухе в случае определения склонности высокопрочной стали к замедленному разрушению, вызванному внутренними факторами: остаточными внутренними микронапряжениями и сегрегациями примесей. При определении сопротивления стали замедленному разрушению, вызванному водородом, испытания проводятся в водородсодержащих средах.

Различие в испытаниях с постоянными деформацией и нагрузкой заключается в процессе релаксации: при постоянной деформации напряжения релаксируются, что приводит к некоторому уменьшению нагрузки, которым, как правило, можно пренебречь. Сравнение результатов этих испытаний показало, что пороговое напряжение практически не изменяется при переходе от первых испытаний ко вторым в том случае, если при испытании с постоянной деформацией имеется достаточно большой запас упругой энергии.

Испытания с подгружением используются при оценке склонности к замедленному разрушению пластичных сталей, например, метастабильных аустенитных сталей [25]. При испытании с постоянной нагрузкой в результате релаксационных процессов наблюдается значительное падение первоначально приложенной нагрузки, поэтому производится подгружение до заданного уровня нагрузки, либо через равные промежутки времени, либо после падения нагрузки на заданную величину.

Исследования склонности стали к замедленному разрушению проводят с использованием образцов различных типов. Образцы можно разделить на три группы: гладкие, образцы с надрезом и образцы с исходной трещиной.

В зависимости от определяемой характеристики используются соответствующие образцы. Образцы первой группы используются, как правило, при скоростных испытаниях, для экспресс оценки склонности стали к замедленному разрушению. Образцы с надрезами используются для локализации процесса разрушения перед концентратором напряжений.

Образцы с трещинами используются для определения трещиностойкости стали как в инертных, так и в активных средах. Изучение трещиностойкости сплавов при воздействии активных рабочих сред является предметом исследований механики коррозионного разрушения и рассмотрено подробно в [4, 61]. Испытания в основном проводятся с использованием образцов, которые применяются при обычных испытаниях на кратковременную трещиностойкость.

В результате длительных статических испытаний устанавливают, как правило, зависимость долговечности образцов с трещинами от коэффициента интенсивности напряжений в начальный момент испытаний. С помощью таких зависимостей определяют величину порогового коэффициента интенсивности напряжений K П, K SCC или K ISCC, ниже которого субкритический рост трещины отсутствует, и образцы с исходными трещинами не разрушаются. Испытания по определению параметра K ISCC стандартизированы и проводятся согласно ГОСТ 9.903-81.

Процессы, протекающие на разных стадиях замедленного разрушения, в зависимости от типа и остроты надреза, по-разному влияют на время до разрушения и пороговое напряжение, ниже которого не наблюдается замедленное разрушение. В частности, пороговое напряжение при замедленном разрушении гладких образцов связано с началом микродеформации в стали и характеризует величину сопротивления зарождению трещины (рис. 1.7).

Замедленное разрушение при номинальных напряжениях ниже этого уровня возможно только при наличии надреза или трещины в образце. Пороговое напряжение при замедленном разрушении образцов с трещиной определяется процессом её распространения. Ниже этого уровня замедленное разрушение не происходит даже в образцах с исходной трещиной (рис. 1.8).

1.5.2 Методы регистрации зарождения трещины Одним из высокочувствительных методов регистрации процессов микрорастрескивания является метод акустической эмиссии [62, 63].

Сущность метода акустической эмиссии заключается в регистрации упругих волн в образце. Зарождение микроскопической трещины происходит скачкообразно и вызывает акустический сигнал с большой амплитудой. Это связано с характером упругих волн, возникающих при появлении разрыва металла. Пластическая деформация, которая возникает в объемной области материала перед концентратором, инициирует ряд акустических сигналов.

При наложении сигналов от отдельных источников в деформируемом объеме получается результирующий сигнал который имеет длительность, большую чем длительность акустического сигнала, вызываемого появлением трещины. Таким образом, о зарождении трещины можно судить в случае появления акустических сигналов малой длительности и большой амплитуды [60]. Метод акустической эмиссии дает возможность с большой точностью установить момент зарождения микротрещины.

Рисунок 1.8 – Зависимости времени до разрушения от приложенного напряжения для гладких образцов (1), образцов с надрезом r = 1 мм (2), r = 0, мм (3), и трещиной длиной 2,5 мм (4), 3,5 мм (5) и 6 мм (6) [64] Другим известным методом регистрации времени до зарождения трещины является механический метод, основанный на регистрации падения приложенной нагрузки в момент скачкообразного изменения жесткости образца вследствие образования трещины [60]. Высокая чувствительность тензометрических датчиков современных испытательных машин позволяет зарегистрировать появление микротрещин с эффективной длиной около 10 – мкм.

Проведенное сравнение результатов регистрации времени до зарождения трещины двумя методами (указанными выше), позволило установить, что зарождение трещины и начало её распространения происходят почти одновременно, а моменты регистрации зарождения трещины первым и вторым способами практически совпадают.

Существуют и другие методы регистрации зарождения и распространения трещин при замедленном разрушении – измерение смещения, разности потенциалов, электросопротивления, фотоэмиссии [61, 65].

1.5.3 Устройства для испытаний на замедленное разрушение Первоначально, при разработке экспериментальных методов изучения явления замедленного разрушения, оценку сопротивления замедленному разрушению проводили на универсальных испытательных машинах, предназначенных для испытания гладких образцов. Однако применение универсальных испытательных машин, ввиду большой длительности испытаний и специфики процесса наводороживания, является нерентабельным. В связи с этим, были разработаны специализированные установки для испытаний на замедленное разрушение стальных образцов в атмосфере и в водородсодержащих средах.

В технической литературе имеются сведения об устройствах, применяемых в практических исследованиях склонности сталей к замедленному разрушению при охрупчивании "внутренним" и "внешним" (в процессе наводороживания) водородом. Испытания по схеме Трояно [66] предполагают выдержку под постоянной статической нагрузкой, создаваемой предварительно упруго сжатым кольцом, цилиндрического образца с кольцевым надрезом. Приспособления Трояно компактны, просты в изготовлении и надежны в работе.

Для изучения замедленного разрушения в водородсодержащей среде [67] предложен образец, представляющий собой С-образное кольцо. Нагружение образца осуществляется винтом. Нагружение образца не одноосным растяжением, а изгибом, дает возможность обойтись при испытаниях без стандартных испытательных машин.

Ряд приспособлений, использованных в работе [66], предполагает оценку охрупчивающего воздействия «внутреннего», т.е. содержащегося в металле до начала испытаний, водорода. Однако представляется, что при незначительных дополнениях (ячейки для электролита, схемы для катодной поляризации) они могут быть использованы для оценки склонности сталей к замедленному разрушению в водородсодержащих средах. В частности проводились испытания на замедленное разрушение образцов, вырезанных из болтов в условиях наводороживания (рис. 1.9).

Рисунок 1.9 – Метод испытаний болтов на замедленное разрушение при насыщении водородом. 1 – ячейка; 2 – образец; 3 – насыщающая среда; 4 – опоры [62] Для определения склонности к водородному охрупчиванию в результате различных технологических приемов (нанесение гальванических покрытий, очистка, удаление окисных пленок) проводят испытания на замедленное разрушение с использованием образцов в виде О-подобных колец. Необходимое напряжение прикладывается к исследуемому кольцу с помощью специального бруска определенной длины, вставляемого в кольцо по диаметру. Величины напряжений, прикладываемых к кольцу, определяют тензометрическими датчиками, а также аналитическим путем.

Для испытаний на замедленное разрушение балочных образцов с надрезами используется установка, в которой нагружение осуществляется с помощью консольного закрепления образца на рычаге, нагружаемом грузом. В этом случае, во-первых, требуется постоянный контроль за положением надреза относительно заделки, в результате чего проблематичной становится повторяемость результатов. Во-вторых, имитация рабочей среды предполагается лишь закапыванием активного раствора в надрез во время испытаний.

Иная схема нагружения образца с надрезом предлагается в [60].

Нагружение образца осуществляется постоянно действующим изгибающим моментом по схеме чистого изгиба. В этом случае величина изгибающего момента постоянна по всей длине образца. Действие рабочей среды имитируется электролитом, заливаемым в ячейку. Система регистрации податливости нагружающей системы позволяет следить за развитием трещины. Установка для испытаний на замедленное разрушение стандартных образцов с надрезами (ГОСТ.9454-78) разработана и изготовлена в ЦНИИчермет [60].

Кратковременные испытания на замедленное разрушение цилиндрических образцов из высокопрочных конструкционных сталей проводятся с применением стандартных разрывных или универсальных испытательных машин. Насыщение водородом в этом случае обычно ведется из раствора серной кислоты с добавкой стимулятора, наводороживания [60].

Для избежания ошибок, возможных из-за действия масштабного фактора, а также для исследования влияния реальных режимов механической и термомеханической обработок высокопрочных конструкционных сталей на их стойкость против коррозионного растрескивания в лабораторной практике, все чаще применяются образцы сравнительно больших размеров. Для испытаний таких образцов созданы установки ДП-40 и ДП-30 с разрывным усилием 40 и тонн соответственно. Схема испытаний аналогична реализуемой на стандартной разрывной машине – растяжение образца в ячейке.

распространенного и менее сложного в экспериментальном плане, заключается в измерении времени до разрушения образцов с трещинами ( ) при различных уровнях нагрузки, построении кривой замедленного разрушения в координатах:

K 1 - ( K 1 - начальное значение коэффициента интенсивности напряжений) и в определении порогового значения коэффициента интенсивности напряжений K ISCC, ниже которого не наблюдается рост трещины в течение определенной интенсивности напряжений позволяет решить вопрос о принципиальной возможности роста трещины при наличии определенных дефектов. Сущность второго подхода применительно к исследованию распространения трещины при воздействии водорода заключается в установлении зависимости скорости роста трещины от механической компоненты движущей силы, характеризуемой коэффициентом интенсивности напряжений K1 [4, 61].

1.6 Основы метода конечных элементов Суть метода конечных элементов состоит в том, что тело, которое рассматривается как сплошная среда, подчиняющаяся определенным соотношениям напряжение – деформация, заменяется каркасом из элементов треугольной или трапецеидальной формы [69-72]. Это связано с двумерностью деформации. Все элементы вместе образуют законченную решетку, с внешней формой, соответствующей форме непрерывного тела. Рассматривая равновесие сил в общих точках и узлах решетки, рассчитывают распределение напряжений в теле, а принимая во внимание перемещения этих узлов – распределение деформаций.

Проводя расчет обычного каркаса, рассматривают силы и перемещения на конце каждой балки, фермы или стержня. В общем случае двумерной деформации каждый конец подвергается действию чистых сил в двух обозначить оси Х 1 и Х 2, и расположить балку параллельно одной из них, то условия на конце I этой балки можно записать в виде столбца-вектора, т.е.

Соответствующие перемещения и поворот могут быть записаны в виде другого столбца-вектора:

В общем случае полагают, что каждая компонента силы прямо формированию системы линейных уравнений между F и u. Её обычно записывают в матричной форме, например:

Можно провести полный анализ равновесия сил и выявить соотношения рассматриваемого элемента:

где F и u – теперь шестистрочные столбцы-векторы и N – матрица 6х6, состоящая из членов, включающих комбинации модуля Юнга и длины, площади поперечного сечения и момента инерции элемента. Некоторые члены равны нулю.

Матрица 6х6 является матрицей жесткости. Соотношение между F и u должно видоизменяться при помощи матрицы преобразования если балка в начале не лежит вдоль Х 1 или Х 2, и столбцы-векторы относятся к новым координатам X 1' и Х 2'. В общем случае элемент каркаса имеет два узла, в каждом из которых можно установить связь между чистыми силами и перемещениями данного узла через линейные уравнения вида:

Если два узла i и j соединены одним элементом (где i эквивалентно концу I, а j – концу II), то вклад этого элемента в общую матрицу жесткости состоит в добавлении члена N11 ij к члену, расположенному в строке i столбца i, члена N12 ij к строке i столбца j, члена N 21 ij к строке j столбца i и члена N 22 ij к строке j столбца j. Аналогичный вклад дает каждый элемент конструкции каркаса.

Метод решения задач, связанных с расчетами каркасных конструкций, разбивается на три этапа:

– на первом этапе определяются матрицы жесткости одного элемента;

– на втором этапе все элементы сводятся в единый каркас и определяется полная матрица жесткости;

– на третьем этапе матрицы используются для расчета неизвестных сил и перемещений из известных значений их параметров в точках приложения нагрузки и на свободных поверхностях.

В случае с треугольными элементами, на которые может быть разделено непрерывное тело, действующее на один элемент общее напряжение, подсчитывается как суперпозиция компонент силы, приложенных в углах элемента, а деформации представлены перемещениями углов.

Деформация сторон элементов может происходить за счет вращения, трансляции или изменения длины при условии сохранения их прямолинейности.

Общее перемещение точки P внутри элемента находят относительно углов i, j, и k, и их перемещений u1i, u 2 и т.д. Деформации в точке P могут быть найдены из стандартных соотношений. Если столбец-вектор деформации:

а столбец-вектор смещений имеет вид:

то можно записать:

где B – матрица 3х6.

Значение определяется как ( x1i x2 + x1i x2j + x1k x2j ) – ( x1j x2 + x1i x2 + x1k x2j ), а x1i x2, x1j x2j, x1 x2 – координаты углов i, j, и k соответственно.

Напряжение записывается в виде столбца-вектора и соотношения между деформацией и напряжением могут быть представлены в матричной форме где для материала с кубической решеткой при плоском напряженном состоянии:

при плоской деформации:

В столбце-векторе e последний член равен 2 12 (т.е. полному сдвигу, а не чистому сдвигу / 2 ).

Внутренние напряжения в элементе связаны с силами, приложенными к углам, равенством работ, проведенных обеими системами, и матрица жесткости для единичного элемента имеет вид:

где B и D определены уравнениями (1.10) и (1.13) или (1.14), и B t – транспонированная матрица B (т.е. матрица B, столбцы которой заменены строками). В таком случае силы, действующие на углы элементов, связаны с их перемещениями соотношением:

где F и столбцы из шести членов, а N – матрица 6х6. При известных координатах i, j, k, модуле Юнга и коэффициенте Пуассона можно провести прямой расчет N, используя возможности компьютера для решения линейных уравнений. После чего составляется полная матрица жесткости по аналогии с обычным каркасом конструкции. Вклад треугольного элемента I, J, K в матрицу жесткости состоит по аналогии с каркасом в добавлении члена N IJ IJK к строке I, столбцу J и т.д., где N IJ – матрица 2х2. Многие члены в общей матрице жесткости оказываются равными нулю. Решение задачи состоит в определении неизвестных сил и перемещений из известных значений этих параметров в границах тела. После их нахождения деформации и напряжения могут быть подсчитаны из уравнений (1.9) и (1.12). Следующий этап – это нахождение перемещений, удовлетворяющх условию совместности и минимизирующих общую потенциальную энергию системы [70, 71].

В мире разработано большое количество компьютерных программ реализующих МКЭ [69, 71, 72]. К ним относятся такие программы как: ANSYS, MARC, DINA, NASTRAN, COSMOS/M, APMWinMashine, ЛИРА, ПРИНС.

Программы МКЭ используют следующий алгоритм работы:

1. Идеализация характеристик конструкции или выбор расчетной схемы.

2. Построение матриц жесткости отдельных элементов в местных системах координат.

3. Преобразование матриц жесткости всех элементов в общую систему координат.

4. Формирование системы алгебраических уравнений равновесия.

5. Решение системы уравнений.

6. Вычисление деформации по известным перемещениям узлов и вычисления напряжений по известным деформациям.

Выводы по главе 1. Изучение литературных источников показало, что физическая природа замедленного хрупкого разрушения связана с наличием остаточных внутренних микронапряжений, являющихся следствием образования мартенсита в результате закалки стали. Водород также является инициатором замедленного разрушения стали. К факторам, повышающим склонность стали к замедленному разрушению относятся сегрегации охрупчивающих примесей (серы, фосфора, сурьмы).

2. На склонность стали к замедленному разрушению влияют внешние факторы: температура, скорость нагружения, уровень приложенной статической нагрузки, геометрия образцов и концентраторов напряжений. Склонность к замедленному разрушению, как правило, оценивают по величине порогового номинального напряжения, определяемого методами сопротивления материалов и не учитывающего локальное (истинное) напряжение в месте зарождения трещины при замедленном разрушении [73].

3. В настоящее время отсутствуют методы, позволяющие по результатам испытаний образцов на замедленное разрушение прогнозировать пороговые нагрузки для стальных изделий [73].

4. Дальнейший прогресс в изучении закономерностей замедленного разрушения может быть достигнут на основе изучения условий замедленного разрушения как локального процесса, зависящего от внутренних и внешних факторов. Для этого необходимо создание управляемых и контролируемых условий зарождения трещины по механизму замедленного разрушения.

Управляемость этих условий может быть достигнута применением концентраторов напряжений различных геометрий, а контролируемость применением метода математического моделирования напряженнодеформированного состояния в зоне зарождения трещины – метода конечных элементов [73].

2. РАЗРАБОТКА МЕТОДИКИ ОЦЕНКИ ЛОКАЛЬНЫХ НАПРЯЖЕНИЙ В

ЗОНЕ ЗАРОЖДЕНИЯ ТРЕЩИНЫ НА ОСНОВЕ ПРИМЕНЕНИЯ

МЕТОДА КОНЕЧНЫХ ЭЛЕМЕНТОВ

Полагали, что использование образцов с концентраторами напряжений дает ряд преимуществ, одним из которых является уменьшение разброса разрушающих напряжений, что связано с локализацией максимальных растягивающих напряжений. Контролируемость напряженного состояния перед надрезом дает возможность определения максимальных локальных растягивающих напряжений в зоне зарождения трещины методами механики разрушения [74-76]. Использование образцов с надрезом позволит перейти от качественных сравнительных оценок к определению количественных характеристик замедленного разрушения, которые отражают склонность к замедленному разрушению непосредственно стали (а не образца из этой стали) и независящих от геометрии образца, надреза и способа приложения нагрузок. Для определения максимальных локальных растягивающих напряжений в зоне зарождения трещины при замедленном хрупком разрушении стальных образцов с надрезом использовали метод конечных элементов.

2.1 Построение сетки конечных элементов, моделирующей стандартный образец с концентратором напряжений В диссертационной работе для оценки напряженно-деформированного состояния в области зарождения трещины при замедленном хрупком разрушении стали был применен программный комплекс реализующий расчет методом конечных элементов [77].

распространенный метод расчета деталей на прочность при динамических и статических нагрузках. Расчет осуществляется с помощью современной компьютерной техники. Суть МКЭ заключается в разбиении конструкции на множество элементов простой геометрической формы, которые соединены между собой узловыми точками.

Моделировали напряженно-деформированное состояние образцов с надрезами различных геометрий при трехточечном изгибе при различных нагрузках методом конечных элементов [77].

В частности, моделировали напряженно-деформированное состояние образцов типа Шарпи размерами 40х10х10 с острым надрезом глубиной 2 мм., углом раскрытия 450 и радиусом закругления 0.25 мм.

Все элементы в целом, представляют из себя законченную решетку, которая имеет форму сходную с общей формой объекта (рис. 2.1). По равновесию сил в общих точках или узлах решетки судят о распределении напряжения, по перемещению узлов – распределение деформаций. Каждому из этих элементов соответствуют точные решения уравнений, описывающие напряженно-деформированные состояния в них. Из этих решений составляются уравнения, описывающие напряженно-деформированное состояние (НДС) всей детали [78].

Рисунок 2.1 – Схема разбиения модели образца на фрагменты При разбиении образца на конечные элементы имеется возможность произвольно располагать узлы сетки элементов и сгущать их в необходимой степени в областях наибольшей концентрации напряжений (рис. 2.2, 2.3) [78].

Рисунок 2.2 – Графический образ узлов сетки конечных элементов Рисунок 2.3 – Сетка конечных элементов вблизи концентратора напряжений Такой подход дает возможность повысить точность определения напряженно-деформированного состояния в месте локального разрушения.

Главной особенностью МКЭ является возможность вычисления матрицы жесткости двух- и трехмерных элементов.

На рисунке 2.4 представлена сетка конечных элементов перед вершиной концентратора напряжений, сгенерированная таким образом, что плотность элементов возрастает в местах наибольших градиентов напряжений и деформаций.

Рисунок 2.4 – Сгущение сетки конечных элементов в зоне локального разрушения (узлы сетки пронумерованы) 2.2 Моделирование напряженно-деформированного состояния стандартного образца с концентратором напряжений при испытаниях на замедленное разрушение методом конечных элементов При расчете методом конечных элементов тело представляется как идентичная детали, абстрактная математическая модель в виде каркаса, состоящего из элементов прямоугольной или треугольной формы. В совокупности элементы образуют целостную решетку, по форме соответствующую внешней форме моделируемого образца. Распределение векторов и величин напряжений в теле рассчитывается исходя из рассмотрения равновесий сил в общих узлах и точках конечно-элементной сетки, а распределение деформаций определяется на основе анализа перемещений узлов.

Непосредственный переход к расчетной схеме из соображений механики позволяет естественно формулировать граничные условия и произвольно размещать узлы сетки конечных элементов, сгущая ее в местах, где ожидается наибольшая концентрация напряжений. Используемая модель позволяла рассчитывать напряжения, в том числе и в пластической зоне у вершины концентратора (надреза), учитывая при этом эффект упрочнения. Область сетки конечных элементов образца вблизи надреза, являющегося концентратором напряжений, представлена на рисунке 2.3.

Испытания на замедленное разрушение проводили сосредоточенным изгибом образцов с надрезом по методике [77]. Необходимые для расчета локальных растягивающих напряжений методом конечных элементов предел текучести и коэффициент упрочнения определяли по результатам на растяжение образцов МРГ-3 диаметром 3,4 мм. Образцы МРГ-3 проходили термообработку в вакуумированных кварцевых ампулах вместе с образцами типа Шарпи.

Расчет напряженно-деформированного состояния образца типа Шарпи с острым надрезом (угол раскрытия 450, радиус закругления в вершине 0,25 мм) методом конечных элементов проводился с помощью программного комплекса реализующего метод конечных элементов [79].

В местах наибольших градиентов напряжений и деформаций сетку конечных элементов сгущали. Путем моделирования определяли локальные напряжения в зоне зарождения трещины для различных приложенных нагрузок.

Приложенные нагрузки устанавливали экспериментально по результатам испытаний на замедленное разрушение. В результате расчета была получена трехмерная цветная модель образца в виде карты напряжений (рис. 2.5) и карты деформаций (рис. 2.6). В качестве примера на рисунке 2.7 представлено распределение деформаций в вершине концентратора напряжений при нагружении образца сосредоточенным изгибом.

Рисунок 2.5 – Трехмерное изображение образца в виде карты напряжений, полученное программным комплексом реализующим МКЭ Рисунок 2.6 – Трехмерное изображение образца в виде карты деформаций, полученное программным комплексом реализующим МКЭ На рисунке 2.7 отчетливо видно место локализации деформаций в вершине концентратора напряжений.

Рисунок 2.7 – Карта деформаций перед надрезом стандартного ударного образца (тип Шарпи) Компьютерная модель зоны локального разрушения перед надрезом образца типа Шарпи в виде сетки конечных элементов представлена на рисунке 2.8.

Применение МКЭ позволяет контролировать напряженнодеформированное состояние для случая любых заданных нагрузок. Подобные распределения напряжений могут быть получены для любых значений приложенной сосредоточенной нагрузки [80].

Входные характеристики программы следующие: модуль Юнга, предел текучести, показатель и коэффициент упрочнения. Последнее определяется по результатам испытаний на растяжение образцов без надреза МРГ-3. Создавали модель образца размерами 10х10х55 с надрезом глубиной 2,00 мм, углом раскрытия 45о и радиусом закругления 0,25 мм, нагружали сосредоточенным изгибом.

По результатам расчетов с помощью МКЭ определяли напряженнодеформированное состояние всех узлов сетки квадратичных элементов в вершине концентратора напряжений для дискретных нагрузок (шаг 200 кг) до и после появления пластической зоны перед надрезом вплоть до состояния общей текучести образца.

Рисунок 2.8 – Компьютерная модель зоны локального разрушения перед надрезом образца типа Шарпи в виде сетки конечных элементов Используя эти данные, строили зависимость растягивающего напряжения 11 от расстояния до поверхности надреза вдоль оси симметрии образца. На рисунке 2.9 представлено изменение растягивающего напряжения в зависимости от расстояния до поверхности надреза при шаговом изменении приложенной нагрузки. Каждая из кривых является результатом расчета локальных растягивающих напряжений для соответствующей приложенной нагрузки.

Видно, что увеличение приложенной нагрузки с шагом 200 кг приводит к общему повышению локальных напряжений и смещению максимального локального растягивающего напряжения вглубь образца. Смещение максимального локального растягивающего напряжения от вершины концентратора напряжений связано со стеснением деформации в пластической зоне.

Рисунок 2.9 – Зависимости растягивающего напряжения 11 от расстояния до вершины надреза стандартного образца тип IV (Шарпи) при шаговом увеличении нагрузки (шаг 200 кг). Сталь 18Х2Н4ВА Таким образом, для любой заданной нагрузки можно определить максимальное локальное напряжение ( 11max ) до и после образования пластически деформированной зоны перед концентратором напряжений.

До появления пластической зоны перед надрезом максимальные растягивающие напряжения достигаются на поверхности вершины надреза.

После достижения нагрузки соответствующей пределу текучести вблизи поверхности вершины надреза повышение нагрузки приводит к образованию пластической зоны. Дальнейшее увеличение нагрузки ведет к развитию пластической зоны в вершине надреза. В пластической зоне возникают условия создания трехосного напряженного состояния – трехосного растяжения. Это приводит к стеснению деформации в пластической зоне. Координата местонахождения максимального локального растягивающего напряжения в результате увеличения приложенной нагрузки смещается вглубь образца.

Зарождение трещины по механизму замедленного разрушения происходит в месте нахождения максимального локального растягивающего напряжения.

Поэтому представляет интерес определение его величины для различных приложенных нагрузок. На рисунке 2.9 показано смещение местоположения максимального локального растягивающего напряжения вглубь образца, определенное методом конечных элементов для шагового увеличения нагрузки.

Известна характеристика стеснения деформации перед концентраторами напряжений после появления пластической зоны – перенапряжение, определяемое как отношение максимального локального растягивающего напряжения к пределу текучести ( 11max / T ) [81]. Была построена зависимость перенапряжения в зоне зарождения трещины от отношения номинального напряжения к пределу текучести для стандартного образца Шарпи (рис. 2.10).

Данная кривая характеризует связь макрохарактеристики – номинальное напряжение с локальной характеристикой – максимальное локальное нормирования на предел текучести по оси ординат – 11max и по оси абсцисс – Н зависимость перенапряжения от Н / T является характерной для образца типа Шарпи и не зависит от предела текучести стали. С помощью этой зависимости, зная номинальное напряжение (определенное методами сопромата) и являющееся условной макрохарактеристикой можно определить локальную характеристику 11max.

Таким образом, существует возможность определить максимальное локальное растягивающее напряжение в зоне зарождения трещины перед вершиной концентратора напряжений для любых значений приложенных нагрузок по результатам испытаний образцов на замедленное разрушение [81, 82].

Рисунок 2.10 – Зависимость перенапряжения в зоне зарождения трещины от отношения номинального напряжения к пределу текучести для стандартного образца Шарпи 2.3 Материалы и методика испытания стальных образцов на замедленное хрупкое разрушение На первых этапах изучения явления замедленного хрупкого разрушения склонность к нему высокопрочных сталей оценивали по времени до разрушения при фиксированной величине приложенной нагрузки, и величине номинального (т.е. без учета влияния надреза) порогового напряжения. Такого рода оценки носили сравнительный характер и давали возможность установления состояний стали с повышенным сопротивлением замедленному разрушению. Однако при таком подходе не представлялось возможным определять сопротивление номинальных напряжений зависели от форм концентраторов напряжений и образцов, а также способа нагружения.

Исследуемые материалы. Использовали серийные и модельные стали – табл. 2.1.

Таблица 2.1 – Исследуемые стали 20С2ГЗН2ХФ В связи с поставленными в работе задачами, основными условиями в процессе выбора методики исследования [77] были:

1) возможность определять напряженное состояние в области зарождения трещины при ЗХР;

2) возможность регистрировать момент зарождения трещины и определять время до ее зарождения.

Испытания на ЗХР заключаются в нагружении образцов с надрезом чистым или сосредоточенным изгибом и последующей выдержке при фиксированной нагрузке до разрушения [77]. В виду большой длительности, проводить испытания на замедленное хрупкое разрушение на универсальных испытательных машинах очень дорого. Для длительных испытаний с наводороживанием образцов была использована специальная установка [60].

Испытательная установка позволяет одновременно проводить испытания наводороживании (или без него). Момент зарождения трещины регистрировался методом акустической эмиссии. По результатам испытаний строятся зависимости времени до зарождения трещины от уровня напряжений. Каждая точка на кривой ЗХР соответствует разрушению одного образца. Использовали стандартные образцы тип IV (Шарпи) из различных сталей, содержащих мартенсит (18Х2Н4ВА, 20С2ГЗН2ХФ и др.).

Механические испытания на активное и замедленное разрушение проводили на универсальной испытательной машине «Инстрон», а так же на специальной установке для длительных испытаний на замедленное разрушение (в ЦНИИчермет им. И.П. Бардина).

Использовали различные способы нагружения: одноосное растяжение, сосредоточенный и чистый изгиб. Предел прочности и условный предел концентратора напряжений МРГ-3. Испытания на растяжение и изгиб образцов с надрезом проводили в интервале температур от -196 до +20°С.

При испытаниях образцов с надрезом трехточечным изгибом скорость нагружения изменяли от 0,01 до 10 см/мин скорости движения траверсы испытательной машины.

При испытаниях на замедленное разрушение нагружали образцы до заданных уровней напряжений и выдерживали под нагрузкой до разрушения.

Регистрировали зависимость: нагрузка – время.

Номинальное напряжение (без учета концентрации напряжений перед надрезом) определяли по формулам:

для сосредоточенного изгиба и в случае чистого изгиба, где Р – нагрузка; L – расстояние между нижними опорами; В – толщина образца; а – глубина надреза; Н – высота образца.

Зарождение трещины регистрировали методом акустической эмиссии.

Метод акустической эмиссии позволил с высокой точностью установить время до образования трещины [62, 63, 83].

При испытаниях на ЗХР на установке, изготовленной в ЦНИИчермет, экспериментально устанавливали момент зарождения трещины [60] (рис. 2.11 и рис 2.12).

Рисунок 2.11 – Установка для испытания материалов под одновременным воздействием механических напряжений и водорода. 1 – станина, 2 – захваты, – груз, 4 – штанга, 5 – датчик деформации, 6 – ячейка, 7, 9 – батарея, 8 – амперметр [60] Рисунок 2.12 – Схема регистрации момента зарождения трещины методом акустической эмиссии при испытаниях на замедленное разрушение [60] Устанавливали пьезопреобразователь 2 на образец 1 (рис. 2.12), соединенный с предварительным усилителем 3 (коэффициент усиления 40 дб).

Включали полосовой фильтр 4, предназначенный для селекции сигналов в полосе 200 кГц – 2мГц. Усиление сигнала осуществлялось с помощью усилителя 5, имеющего изменяемый коэффициент усиления 0 – 60 дб. Влияние шумов аппаратуры и помех исключало пороговое устройство 6. Порог регулировался в диапазоне 10 мВ – 2,4 В.

На блоки измерения параметров акустического сигнала (суммарной акустической эмиссии и амплитуды сигнала) 7 и 8 поступал выходной сигнал порогового устройства, затем на самописце 9 типа Н 327/5 сигналы регистрировались. Кроме того, на самописец 9, выводилась информация о величине, приложенной к образцу испытательной установкой или машиной «Instron» – 10, нагрузки. Приемный преобразователь устанавливался на боковую поверхность образца. Перед установкой на образец, поверхность пьезопреобразователя покрывали слоем масла с целью обеспечения надежного контакта. В процессе испытаний на самописце записывались значения амплитуды, суммарной акустической эмиссии, и приложенной к образцу нагрузки. Появление трещины сопровождает акустический сигнал малой длительности и большой амплитуды. Это связано с характером, возникающих при образовании новой области разрыва материала, упругих волн. Возникающая в объеме материала перед трещиной пластическая деформация, влечет за собой возникновение ряда источников акустических сигналов.

При наложении сигналов от отдельных источников в деформируемом объеме получается результирующий сигнал имеющий длительность, превышающую длительность отдельных акустических сигналов, генерируемых скачком трещины.

Таким образом, о зарождении трещины свидетельствует возникновение продолжительности (2,5 – 10 имп/с).

По результатам испытаний образцов с надрезом на замедленное разрушение строили кривые замедленного разрушения в координатах:

экспериментальная точка этой кривой является результатом испытаний одного образца. Неоднородное структурное состояние стали после закалки приводит к разбросу результатов, значительно превышающему приборную погрешность испытаний. Поэтому для экспериментальных точек размах приборной погрешности не показан.

2.4 Разработка методики определения сопротивления замедленному разрушению стальных деталей с концентраторами напряжений Замедленное хрупкое разрушение (ЗХР) стальных изделий высокой прочности с концентраторами напряжений один из наиболее опасных видов хрупкого разрушения. Это связано с тем, что разрушение происходит под действием длительных статических нагрузок при номинальных напряжениях ниже предела текучести и имеет внезапный характер [84-86]. Ранее было установлено, что этот вид разрушения преимущественно реализуется в высокопрочных сталях содержащих мартенсит [87-89]. В связи с этим в ЦНИИчермет (г. Москва) и в СКФУ (г. Пятигорск) в течение ряда лет проводились исследования этого опасного вида хрупкого разрушения [77].

Целью раздела работы являлась разработка методики оценки системы допустимых (пороговых) нагрузок на стальные детали различных форм с концентраторами напряжений при замедленном разрушении.

Пороговое локальное растягивающее напряжение как физикомеханическая характеристика замедленного хрупкого разрушения может быть концентраторами напряжений, в том числе, и в водородсодержащих средах.

На первом этапе, с помощью выше изложенной методики по испытанию стандартных образцов на замедленное разрушение, определяют характеристику сопротивления стали в данном структурном состоянии замедленному разрушению – пороговое локальное растягивающее напряжение.

На втором этапе, с помощью метода конечных элементов, проводится расчет напряженно-деформированного состояния детали при шаговом изменении системы приложенных нагрузок. Это дает возможность определить максимальные локальные напряжения в местах концентрации напряжений (и место, где они локализованы) для любой системы нагрузок приложенных к детали (рис. 2.13).

Рисунок 2.13 – Пример графического представления результатов расчета напряжений в детали «проушина» с помощью МКЭ На третьем этапе, для порогового максимального локального растягивающего напряжения, определенного из испытаний на ЗХР образцов и проведенного расчета с помощью МКЭ, определяют соответствующую ему пороговую систему приложенных нагрузок для изучаемой детали.

Таким образом, предлагается методика оценки склонности стальных деталей к замедленному разрушению, состоящая из следующих этапов [82].

1. Испытания на замедленное разрушение образцов с надрезом и определение с помощью метода конечных элементов порогового локального напряжения – характеристики сопротивления стали замедленному хрупкому разрушению.

2. Расчет напряженно-деформированного состояния детали с помощью МКЭ при пошаговом изменении системы нагрузок.

3. Определение пороговой системы нагрузок для детали, соответствующей достижению в зоне зарождения трещины порогового локального напряжения.

Представленная методика позволяет определять пороговые системы нагрузок для деталей как для случая замедленного хрупкого разрушения, возникающего под действием остаточных внутренних микронапряжений, так и для замедленного хрупкого разрушения, вызванного воздействием водорода, насыщающего деталь в процессе эксплуатации [77].

Выводы по главе 1. Применение образцов с надрезами позволило контролировать место зарождения трещины по механизму замедленного разрушения. Использование метода конечных элементов дало возможность расчетом определять максимальные локальные растягивающие напряжения в зоне локального замедленного разрушения для различных уровней приложенных нагрузок по результатам испытаний на замедленное разрушение стальных образцов.

2. Разработана методика, позволяющая по результатам испытаний образцов с концентраторами напряжений с помощью метода конечных элементов определять характеристику сопротивления стали замедленному хрупкому разрушению – пороговое локальное растягивающее напряжение, ниже уровня которого, замедленное разрушение не происходит. Показана возможность определения системы пороговых нагрузок приложенных к детали сложной формы при реализации замедленного разрушения, вызванного остаточными внутренними микронапряжениями или водородом.

ВЛИЯНИЕ КОНЦЕНТРАЦИИ НАПРЯЖЕНИЙ НА

ХАРАКТЕРИСТИКИ ЛОКАЛЬНОГО ЗАМЕДЛЕННОГО РАЗРУШЕНИЯ