Реферат: Влияние контролируемой прокатки на циклическую трещиностойкость низкоуглеродистой стали

В основных направлениях экономического и социального развития СССР на 1986-1990 годы и на период до 2000 года указано, что важнейшей задачей промышленности является повышение качества продукции на основе использования достижений научно-технического прогресса за счет создания и внедрения в производство принципиально новой техники, материалов и прогрессивной технологии. В черной металлургии главным направлением дальнейшего развития должно стать коренное улучшение качества и увеличение выпуска эффективных видов металлопродукции.

Основным конструкционным материалом является лист из низколегированных сталей. Резко возросшие в последние годы требования, предъявляемые к механическим и технологическим свойствам низколегированных сталей привели к разработке новых сталей и технологии контролируемой прокатки(1).

Контролируемая прокатка представляет собой разновидность процесса высокотемпературной термомеханической обработки сталей и сплавов, характеризующегося регламентированным, в зависимости от химического состава, условиями нагрева металла, температурными и деформационными параметрами процесса и заданными режимами охлаждения металла на различной стадии пластической обработки, результатом чего является получение структуры, при которой увеличивается прочность и вязкость металла. Эта технология позволяет получать оптимальные сочетания прочностных и вязких свойств готового проката без использования термической обработки и при более низком расходе дефицитных легирующих добавок(2).

Основной принцип контролируемой прокатки заключается в измельчение аустенитного, а следовательно, и ферритного зерна, что приводит к одновременному повышению прочности и вязкости стали. Решающая роль при этом отводится температурным условиям процесса. При ограничении деформации только в аустенитной области можно выделить три диапазона температуры в соответствии с ее влиянием на структуру стали. Деформация при температуре выше 1000С приводит к образованию крупных рекристаллизованных зерен аустенита, которые при полиморфном превращении образуют грубую структуру феррита и структуру верхнего бейнита. При деформации в промежуточном температурном диапазоне (от 1000 до 900С) аустенит измельчается повторяющейся рекристаллизацией в результате чего образуется мелкозернистый феррит. Деформация ниже температуры рекристаллизации (ниже 900С) способствует получению мелкозернистой ферритной структуры(2).

При температуре деформации в области + различают три стадии контролируемой прокатки: деформация в зоне рекристаллизации аустенита, деформация некристаллизующегося аустенита и деформация в двухфазной аустенитно-ферритной области (3). Исследования (4) показали, что в процессе прокатки в чистовой клетки при температуре ниже Аr3 на механические свойства оказывает влияние дислокационное, субструктурное и текстурное упрочнение.

Основные различия между обычной и контролируемой прокаткой состоит в том, что при контролируемой прокатке деформационные полосы разделяют аустенитные зерна на несколько блоков. Граница каждого блока является источником зарождения ферритных зерен. В результате из аустенитного зерна одинаковой величины при контролируемой прокатке образуются более мелкие ферритные зерна, чем при обычной горячей прокатке, когда зарождение ферритных зерен осуществляется на границах аустенитных. Кроме того, увеличение числа активных центров зарождения феррита ускоряет процесс -превращения, в результате чего снижается вероятность выделения бейнитной структуры, придающей низкую вязкость стали.

Контролируемую прокатку листов осуществляют на толстолистовых и непрерывных широкополосных станах. На широкополосных станах полоса после завершения прокатки быстро охлаждается на отводящем рольганге, а затем медленно в рулоне. Прокатка в черновых и чистовых клетях осуществляется с большими частными обжатиями и малыми паузами между проходами. Прокатка полос в черновых клетях осуществляется в зоне рекристаллизации, а в чистовых – в области, где процесс рекристаллизации не протекает. Суммарное обжатие и температура раската при прокатке в чистовых клетях ограничены. Выдержка полос в рулоне после смотки способствует увеличению предела текучести.

Целью настоящих исследований являлся выбор наиболее оптимальных режимов контролируемой прокатки полос из низкоуглеродистой стали 3.

Материал и методика исследований.

Материал для исследования. В качестве материала для исследований использовали сталь 3 после различных режимов контролируемой прокатке. Режимы прокатки приведены в таблице 1. В каждом проходе давали деформацию 10%. Заготовки под прокатку имели размер 50х50х200 мм (материал 3) и 50х100х200 мм (материал 4). В маркировке образцов первая цифра указывает на номер материала, а вторая на режим прокатки. Механические свойства материала после различных режимов контролируемой прокатки приведены в таблице 2.

Тип образцов. Для определения стандартных механических свойств (0.2, , ) использовали плоские образцы по ГОСТ (рис. 1), вырезанных вдоль направления прокатки. Построение кривой усталости проводили на аналогичных образцах. Для построения кинетических диаграмм усталостного разрушения использовали компактные образцы по методическим указаниям(5) (рис. 2) вырезанных так, чтобы трещина распространялась поперек направления прокатки. Для исследования кинетики роста малых трещин использовали образцы со сферической лункой по обеим сторонам образца (рис. 3). Коэффициенты концентрации t по Нейберу составляли 1,25(6). Такая форма образцов для исследования малых усталостных трещин позволяет локализовать места зарождения малых трещин.

Таблица 1.

Режимы контролируемой прокатки стали 3 и 09Г2С

Методика исследований. Испытания на растяжение проводили на испытательной машине “Instron 1185“ со скоростью нагружения 1 мм/мин. На образец прикрепляли датчик деформации с базой 35 мм для построения зависимости Р-. Построение истиной диаграммы статического разрушения ист-ист не производилось в связи с большими методическими трудностями определения момента и места образования шейки на образцах. Разрушение почти всегда происходит посередине рабочего сечения. Размеры поперечного сечения образца определяли микрометром МК 60-5 с погрешностью 0,01 мм. Погрешность определения нагрузки составляла 100 Н, а удлинения 0,01 мм. Таким образом, погрешность определения напряжения составляла 1 МПа, а удлинение 1%.

Исследование сопротивления материала распространению данных и малых усталостных трещин проводили на электромагнитной резонансной установке Instron 1603. Для определения зависимости длины данной усталостной трещины от числа циклов нагружения боковую поверхность компактного образца (рис. 2) полировали и на нее наносили риски алмазной иглой с шагом 0.5 мм на длине 15 мм, а затем с шагом 1 мм. Такая разметка позволяет более равномерное распределение экспериментальных точек на зависимости l=f(N), что в свою очередь повышает точность определения значений скорости роста усталостной трещины на всем протяжении ее роста.

Измерение длины трещины проводили с помощью оптического микроскопа с увеличением х10 непосредственно а процессе испытаний используя стробоскопическое освещение. Точность измерения составляла нагружения R=0,1. Определение порогового коэффициента интенсивности напряжений Кth проводили методом ступенчатого понижения нагрузки на 10-13% на начальном этапе испытания, а в припороговой области на 5%. За значение Кth принимали такое значение К, при котором скорость роста усталостной трещины была порядка 10 -9 м/цикл.

Определение скорости роста усталостной трещины осуществляли с помощью интерполяционного кубического сплайна. Погрешность определения приращения трещины составляла не более 5% и, следовательно, по работе(7) ошибка вычисления скорости роста трещины не превышала 5%. Для построения кинетической диаграммы усталостного разрушения размах коэффициента интенсивности напряжений вычисляли по формуле(5):

где F- размах приложенной нагрузки, В- расстояние от оси приложения силы до края образца, - отношение длины трещины, отмеренной от оси приложения силы, к В, t- толщина образца, Y- поправочная функция, учитывающая геометрию и размеры образца. Y- вычисляется по формуле(5):

Скорость роста малых трещин определяли с помощью метода секущих, вследствие малого количества экспериментальных значений длины трещины. Лунки в образцах получали электроискровым способом. Перед проведением эксперимента образца электрохимически полировались до получения зеркальной поверхности. Для обнаружения трещины и измерения ее длины в процессе нагружения образцы снимались с испытательной установки через каждые 15000 циклов и поверхность лунки исследовалась на оптическом микроскопе Neophot 2 с увеличением 500.

В настоящее время для изучения поведения трещин инструментом является линейная механика разрушения. Но для малых трещин такой подход не применим потому, что размер пластической зоны у вершины малой трещины сравним с размером самой трещины. Возможным альтернативным подходом является использование - интеграла(8,9). Определение - интеграла для описания роста малых трещин очень трудоемко, вследствие чего к настоящему времени существует очень мало методик его определения. Одним из наиболее удачных, по-видимому, можно считать выражение Dowting (5), оценивающего размах - интеграла - из зависимости

 = 3,2 WC +5 WP 

где WC =  2/2E, а

 - размах напряжений; - размах продольной пластической деформации, а– глубина трещины, Е- модуль упругости, S- коэффициент из формулы, описывающей зависимость    при статическом нагружении образца с трещиной:

a и a полная деформация и напряжение соответственно, А и S константы материала. Этот подход применим для трещин, перпендикулярных оси нагружения и - должен вычислять только для той части цикла, на которой трещина является открытой.

За счет большого деформационного упрочнения стали 3 при небольших длинах трещин пластической деформации в районе предела усталости практически не наблюдается и, поэтому, пластической составляющей в выражении для - пренебрегали. Многие исследователи(10,11) считают, что фронт малой трещины представляет собой полуокружность и, следовательно, глубину трещины можно определить как ее полудлину на поверхности. Таким образом, выражение для - можно написать следующим образом:

где C- длина трещины на поверхности.

Результаты исследования.

Структура. Структура стали 3 после контролируемой прокатки приведена на рис. 4, а стали 09Г2С на рис. 5. Для режимов 0,2 и 8 структура состояла из феррита и перлита. Для режима 0 объемная доля феррита больше, чем перлита и примерно половина зерен феррита окружена перлитом. Соседний размер зерна феррита Dсред составлял 11 мкм. Для режима 2 стали 3 характерны большие зерна перлита, окруженные мелкими зернами феррита с Dсред=4 мкм. В стали 09Г2С этот режим приводит к образованию больших зерен феррита с Dсред=25 мкм и очень небольшого количества перлита. Режим 3 приводит к образованию больших бейнито-мартенситных зерен с содержанием мартенсита 8%, окруженных цепочками зерен феррита. При режиме 8 образуется мелкие зерна феррита с Dсред=6 мкм и незначительное количество перлита. Но при этом режиме появляется строчечность, а перлит организуется в небольшие колонии.

Механические свойства. Механические свойства стали 3 и 09Г2С приведены в таблице 2. Наиболее высокой прочностью обладает сталь, обработанная по режиму 3 (бейнитно-мартенситная структура). Но в то же время она обладает и самой низкой пластичностью и ударной вязкостью, хотя при температуре –40 и –70С этот показатель несколько выше среднего. Необходимо отметить, что ударная вязкость стали 3, обработанная по режиму 3 наименее подвержена относительному уменьшению с понижением температуры. Для стали 3 типа 3 наилучшей пластичностью обладает режим 8, но из-за наличия строчечности и неравномерного распределения перлита этот материал показывает наихудшие сопротивления распространению длинных усталостных трещин. Для стали 3 типа 4 основные тенденции влияния режимов прокатки на механические свойства сохраняются, хотя прочность и пластичность всех режимов кроме 3 находятся в близких пределах. Связь между структурными параметром Dсред и 0,2 после различных режимов прокатки соответствует закону Холла-Петча с коэффициентами 0=210 МПа и KY=455 МПа.

Циклическая прочность. Экспериментальные значения циклической прочности приведены на рис. 6. В области малоцикловой усталости наиболее высокими усталостными свойствами обладает сталь, обработанная по режиму 3 (также наиболее высокие механические свойства). Самым низким сопротивлением усталости обладает режим 2 и 0. Различия между сталью 09Г2С и сталью 3 обоих типов на базе 10 5 циклов нагружения практически не наблюдается. Видно, что режимы, контролируемой прокатки стали 3 оказывают на циклическую прочность практически такое же влияние, как и на предел текучести.

Циклическая трещиностойкость. Влияние различных режимов контролируемой прокатки на кинетические диаграммы усталостного разрушения стали 3 типа 3 показано на рис. 7. Сравнение диаграмм стали 09Г2С и стали 3 приведено на рис. 8. Основные характеристики циклической трещиностойкости приведены в таблице 3. Пороговый размах коэффициента интенсивности напряжений Кth нелинейно зависит от механических свойств. Минимальное значение Кth имеет сталь 3, обработанная по режиму 8, что вызвано неравномерностью структуры. Наиболее высокий уровень Кth имеет сталь 3 режим 3. Промежуточный уровень Кth у стали 09Г2С, имеющий большое ферритное зерно, вызван вероятно, повышенным уровнем закрытия трещины. Аналогичную нелинейную зависимость от 0,2 имеет и n- тангенс угла наклона зависимости lgK - lgV. Интересна зависимость n от Кth (рис. 9). Можно предположить, что для этого типа сталей угол наклона n для каждого ниже 10 МПам остается практически постоянным (примерно на уровень 4), а при более высоких Кth резко возрастает. Параметр n характеризует сопротивляемость материала распространению трещин, а Кth их зарождению. С учетом того, что практически все конструкции имеют конструктивные дефекты в виде зародышевых трещин, то с точки зрения циклической трещиностойкости наилучшими свойствами будет обладать материал, имеющий наиболее приемлемое сочетание между n и Кth. Предложено взаимосвязь между Кth и n выразить через их отношение: Кth/n. Этот параметр для исследуемых материалов приведен в таблице 4. Как будет показано дальше этот параметр имеет смысл с самого момента зарождения трещины на гладкой поверхности материала.

Сопротивление распространению малых трещин. Многие исследователи считают, что зарождение и рост малых усталостных трещин занимает до 80 и более % из общей долговечности конструкции. В настоящее время к исследованию малых трещин приковано внимание большинства ведущих прочнистов. Эту проблему начали изучать сравнительно недавно (первая работа появилась в 1975г. (12). Изучение малых трещин методически очень сложно и требует высококачественного оборудования и больших затрат времени.

Исследования распространения малых усталостных трещин проводилось на образцах 30 (тип 0). На первом этапе нагружения в ферритных зернах появлялись устойчивые полосы скольжения (УПС). Они зарождались у границ зерен и росли в тело зерна. Как правило в одном зерне зарождались несколько УПС, но распространялась лишь одна, посередине.

Через несколько тысяч циклов нагружения в УПС зарождалась трещина, причем УПС не обязательно пересекало все зерно. Момент образования трещин в УПС очень трудно определить, вследствие того, что на фотографиях при относительно небольшом увеличении (500) УПС выглядят в виде широкой черной полосы. Некоторые УПС пересекали границу зерна и прорастали в соседнее зерна феррита, но только в том случае, если направление плоскостей скольжения этих зерен были близки. На границах ферритных и перлитных зерен трещины не зарождались, что вероятно вызвано более низкой пластичностью перлитных зерен по сравнению с ферритными. После зарождения распространялось несколько трещин, находящихся на достаточно большом расстоянии друг от друга, что вероятно вызвано взаимным влиянием полей напряжений трещин. На начальном этапе трещины распространялись только по зернам феррита. Перед вершиной трещин образовывалась пластическая зона, причем размер ее равнялся размеру того зерна феррита, в котором вершина находилась. Вероятно, на границах зерен происходила остановка трещин и только после развития пластики в предлежащем зерне распространение трещин продолжалось. Экспериментально подтвердить это предположение не удалось из-за высокой частоты нагружения.

Сравнение кинетики малой и длинной усталостных трещин проведено на рис. 9. Вычисление  для малых трещин проводили по формуле, а для длинных трещин по формуле =K2/E (13). Из рисунка видно, что точки для малых трещин лежат близко к прямой, проведенной как продолжение среднего участка кинетической диаграммы длинной трещины. Таким образом, можно сделать предположение, что кинетику роста малых трещин можно прогнозировать по кинетике длинных. Аналогичный результат получили B.-T.Ma и Caivd (8) при сравнении роста малых трещин в монокристаллах меди и длинных трещин в поликристаллах.

ВЫВОДЫ

Наиболее высокими механическими свойствами, циклической прочности и циклической трещиностойкости обладает сталь 3, охлажденная в воде после последнего с температуры 750С (режим3).

Сталь 3 (режим 3) при комнатной температуре обладает более низким КС по отношению с другими режимами, но при низких температурах их значение практически выравнивается.

Сталь 09Г2С обладает более низкими механическими свойствами по сравнению со сталью 3, но более высокой сопротивляемостью ударному разрушению (в 2 раза).

Наиболее высоким комплексом всех механических свойств обладает сталь 3 (режим 3), что делает ее наиболее пригодной при использовании в конструкциях, работающих при низких температурах.

Кинетику роста малых усталостных трещин можно прогнозировать по кинетике длинных трещин, как продолжение прямолинейного участка на кривых циклической трещиностойкости.

Таблица 2.

Таблица 3.