Закалка и последующий отпуск при разных температурах стали 30ХГСНА приводит к изменению количества стадий пластической деформации. В закаленной и отпущенной при температурах отпуска Тотп ( 360 0С стали наблюдаются три стадии, после отпуска при Тотп =440 0С – четыре стадии, при Тотп =520 0С – пять стадий, а после отпуска при Тотп ( 600 0С – шесть стадий. В процессе деформации независимо от температуры отпуска наблюдаются оба типа распределения источников АЭ по остаточным деформациям. В табл. 2 представлены значения полной энергии сигналов АЭ Eпол,, акустико-эмиссионной длины Lэ, ППЭ сигналов непрерывной АЭ Jmax в максимуме зависимости J((), остаточной деформации (мак0, соответствующей максимуму зависимости J((), остаточной деформации (мак2, соответствующей положению максимума релеевского распределения источников АЭ по остаточным деформациям. В этой таблице индекс 1 характеризует параметры АЭ, источники которой имеют экспоненциальное распределение, а индекс 2 - параметры АЭ, источники которой имеют релеевское распределение.

Т а б л и ц а 2

Значения параметров, характеризующих акустико-эмиссионные свойства закаленной и отпущенной при разных температурах стали 30ХГСНА

Тотп,0С E1пол, фДж L1э, мм E2пол, фДж L2э, мм (мак2, % Jmax, пВт/м2 (мак0, %

200 580 0,051 60 0,26 0,7 530 0,12

280 600 0,051 60 0,32 0,9 570 0,12

360 580 0,051 70 0,39 1,1 720 0,12

440 560 0,051 80 0,42 1,2 1000 0,11

520 570 0,076 80 0,53 1,5 1240 0,10

Согласно акустико-эмиссионным данным коллективное лавинообразное движение дислокаций происходит при всех температурах отпуска, причем его количественные характеристики не зависят от температуры отпуска. Однако в закаленной и отпущенной стали оно происходит совместно с другим процессом, сопровождаемым АЭ с релеевским распределением источников АЭ по остаточным деформациям. Параметры последнего зависят от температуры отпуска. С увеличением температуры отпуска начало этого процесса и положение наиболее интенсивного его протекания смещаются в сторону больших деформаций.

Закалка с последующим отпуском существенно влияет на кристаллическую структуру углеродистой стали. Как показывают рентгенодифрактометрические исследования, результаты которых представлены на рис. 6, можно выделить три температурных области отпуска, в которых наблюдаются отличные друг от друга изменения кристаллической структуры. После закалки наблюдается тетрагональная кристаллическая решетка. В области температур отпуска от 0 до 200 0С происходит уменьшение параметра решетки с при росте параметров a и b при небольшом возрастании размеров ОКР, т. е. кристаллическая решетка является орторомбической. В диапазоне температур отпуска от 200 до 440 0С параметр с вначале возрастает, затем уменьшается. Параметры a и b, наоборот, сначала уменьшаются, затем возрастают. Причем уменьшение параметра a более значительно, чем b. Размер ОКР в этой температурной области увеличивается вначале с ускорением, затем с замедлением. В следующей температурной области наблюдается рост размеров ОКР при уменьшении всех параметров решетки, при этом кристаллическая решетка стремиться к кубической.

Эти изменения кристаллической структуры оказывают воздействия на процессы пластической деформации, происходящие в закаленной и отпущенной при разных температурах стали 30ХГСНА. Наиболее заметно влияние температуры отпуска на характер изменения кристаллической структуры на стадии I (при деформациях менее 0,1 %).. На этой стадии при Тотп ( 440 0С наблюдается резкое уменьшение параметра решетки a и рост искажений решетки. Причем с увеличением температуры отпуска разница между начальными и конечными значениями этих величин уменьшается. При Тотп=520 0С эти величины практически не изменяются, а при Тотп=600 0С наблюдается уже рост параметра решетки a. К концу стадии I кристаллическую решетку стали, отпущенной при Тотп ( 440 0С, можно считать орторомбической, поскольку для Тотп=200 0С c/a=1,005, а b/a=1,003.

На первой стадии размер ОКР в интервале Тотп от 200 до 3600 С изменяется от степени остаточной деформации по экстремальной зависимости, причем с увеличением температуры абсолютное значение размера ОКР возрастает, а положение максимума размера ОКР по оси остаточных деформаций смещается в сторону меньших значений по мере повышения Тотп до 360 0C. При Тотп=440 0С размер ОКР с ростом остаточной деформации не изменяется. Дальнейшее увеличение Тотп приводит к монотонному уменьшению размера ОКР.

На следующей стадии при Тотп ( 360 0С с ростом деформации: размер ОКР уменьшается; параметр решетки a почти всю стадию монотонно уменьшается, в конце начинает возрастать; значения искажения решетки не изменяются.

Третья стадия для температур отпуска 440 и 520 0С характеризуется ростом искажений решетки и размеров ОКР. Четвертая стадия для этих температур отпуска совпадает с процессом шейкообразования.

Процессы, происходящие на различных стадиях пластической деформации стали 30ХГСНА, отпущенной при 600 0С, во многом схожи с процессами, протекающими на соответствующих стадиях в отожженной стали. Практически не выделяется IV стадия, наблюдаемая в отожженной стали, так как АЭ с релеевским распределением источников по остаточным деформациям возникает сразу же после окончания площадки текучести.

Уменьшение количества стадий в закаленной и отпущенной при разных температурах стали обусловлено тем, что в этой стали процессы, происходящие в отожженной стали на разных стадиях и сдвинутые по времени относительно друг друга, происходят на одной стадии одновременно или с меньшим сдвигом по времени. В первую очередь, это касается процессов скольжения. Коллективное лавинообразное движение дислокаций происходит в одном и том же диапазоне остаточных деформаций независимо от вида термической обработки. В низкоотпущенной стали процесс скольжения, сопровождаемый АЭ с релеевским распределением источников по остаточным деформациям, начинается одновременно с первым. С повышением температуры отпуска начало второго процесса смещается в сторону больших значений остаточных деформаций. Увеличение максимального значения ППЭ сигналов АЭ при неизменном значении полной энергии АЭ указывает на то, что с ростом температуры возрастает динамичность первого процесса скольжения, при этом скорость протекания второго уменьшается. Конечным результатом этого и является выделение этих процессов в отдельные стадии уже при температуре отпуска 600 0С.

Полученные результаты согласуются с основными положениями концепции структурных уровней деформации твердых тел. Вихревое механическое поле порождает в деформируемом теле участки различного масштаба, в которых изменение размеров по координатным осям происходит неоднородно. Следствием этого является полученная закономерность, характерная как для феррита, так и для аустенита, которая заключается в том, что с увеличением деформации возрастает орторомбичность кристаллической решетки. Характер изменения плотности следов скольжения на поверхности деформируемой аустенитной стали отображает эволюционные представления о трансляционно-ротационных вихрях (ТРВ), согласно которым вследствие слияния ТРВ одного масштабного уровня образуются вихрь более высокого уровня.

Особенности пластической деформации углеродистой стали можно объяснить существованием двух систем ТРВ. Первая система образуется на стадии I и связана с разблокировкой источников дислокаций и отрывом дислокаций от точек закрепления. В отожженной стали в конце стадии I в одной из областей сопряжения рабочей и нерабочих частей образца, в которых на начальных стадиях нагружения наблюдается наибольшая концентрация напряжений, возникает макроконцентратор напряжений. Он порождает трансляционно-ротационный вихрь сразу макроскопического масштаба. Начинается стадия II, на которой макровихрь распространяется по одной из диагоналей рабочей части образца. При прохождении он подпитывает своей энергией микроконцентраторы, активируя работу источников дислокаций. Часть выделившейся при их работе энергии поступает в вихрь. Возникает лавинообразное движение вихря по образцу. При достижении конца рабочей части образца он вызывает появление второго макровихря, двигающегося в противоположном первому направлении.

Отсутствие макровихря в закаленной и отпущенной при температурах ниже 600 0С стали может быть обусловлено мелкодисперсной структурой закаленной и отпущенной стали, характеризуемой размерами ОКР (в данных условиях испытаний площадка текучести наблюдалась в образцах, имеющих в исходном состоянии размер ОКР более 50 нм) и искажениями кристаллической решетки, приводящими к трансформации кубической решетки в орторомбическую.

Шестая глава посвящена применению акустико-эмиссионного метода для определения нагрузки начала пластического течения материала изделий. Рассмотрены закономерности дискретной АЭ, наблюдаемой на макроупругом участке диаграммы нагружения. Показано, что импульсы дискретной АЭ не связаны с возникновением остаточной деформации.

При испытаниях образцов на растяжение было получено, что коэффициент корреляции напряжения появления ППЭ сигналов непрерывной АЭ значением, соответствующим остаточной деформации 0,001%, с пределом упругости допуском 0,0001 % составил для титана 0,98; для стали ВСт3сп - 0,99; для стали 35 - 0,98, для стали 35Л - 0,97, для стали 45 - 0,98, для стали 30ХГСНА - 0,99. Эта корреляция сохраняется и при изменении значений остаточных внутренних напряжений путем варьирования режимов механической обработки, а также при создании в испытуемых образцах искусственных дефектов типа пор различного объема.

При испытаниях на изгиб для получения таких же корреляций необходимо изменить скорость перемещения подвижной траверсы. Требуемые значения скорости могут быть найдены с помощью статистической модели АЭ по результатам испытаний на растяжение.

Показано, что нагрузка появления непрерывной АЭ определенного уровня с коэффициентом корреляции близким к единице соответствует нагрузке возникновения остаточных деформаций заданных значений в изделиях типа фланцев, трубчатых и коробчатых конструкциях, кардановых колец. Испытания этих изделий проводили путем сжатия или изгиба в различных направлениях последовательно возрастающими на одинаковую величину нагрузками с измерением после разгрузки размеров испытуемых изделий. Само значение нагрузки появления остаточных деформаций зависит от прочностных характеристик изделия в сечении нагружения.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Создана статистическая модель АЭ при пластической деформации поликристаллов, согласно которой при одноосном растяжении зависимости плотности потока энергии сигналов (интенсивности ультразвука) непрерывной АЭ от остаточной деформации отображают произведение плотности распределения источников АЭ, излучивших акустические сигналы, по остаточным деформациям на скорость остаточной деформации. В поликристаллах с ГПУ и ГЦК решетками это распределение описывается распределением Релея. Для поликристаллов с ОЦК решеткой характерно наличие как релеевского, так и экспоненциального распределения.

2. Источники непрерывной АЭ при пластической деформации имеют поверхностную природу, причем основным источником непрерывной АЭ является процесс образования следов скольжения на поверхности деформируемого металла. Энергия сигналов непрерывной АЭ прямо пропорциональна числу образовавшихся полос скольжения. Зависимости ППЭ сигналов непрерывной АЭ от времени или деформации отображает динамику образования следов скольжения на поверхности деформируемых металлов, что позволяет рассматривать акустико-эмиссионный метод как метод исследования динамики сдвиговых процессов непосредственно при деформировании металлов.

3. При экспериментальной проверке основных положений статистической модели АЭ при пластической деформации поликристаллов было подтверждено, что на значения ППЭ сигналов непрерывной АЭ, регистрируемых при растяжении образцов на испытательной машине, реализующей нагружение с постоянной скоростью перемещения подвижной траверсы, оказывают влияние скорость перемещения подвижной траверсы, жесткость испытательной машины, текущее значение коэффициента упрочнения материала испытуемого образца, геометрические размеры и форма образцов. Предложена методика исключения влияющих величин из экспериментальных данных.

4. Разработан численно-аналитический метод определения параметров тонкой структуры по одной дифракционной линии. Суть метода заключается в том, что с помощью компьютерного моделирования процесса получения интерференционных линий на рентгеновском дифрактометре со схемой фокусировки по Брэггу-Брентанно получают теоретическую дифракционную линию, в которой учтено воздействие немонохроматичности и геометрической расходимости рентгеновского излучения на ее профиль. Эту теоретическую дифрактограмму сравнивают с экспериментальной и численными методами путем перебора значений плоскостей отражения и брэгговских углов отражений находят такие значения, при которых вероятность аппроксимации теоретической зависимостью экспериментальной зависимости дифрагированного излучения от угла отражения будет максимальной.

5. Искажения кристаллической решетки, приводящие к уширению интерференционных линий, представляют собой различия параметров кристаллической решетки по главным кристаллографическим направлениям.

6. Разработана программа DLINEWID, реализующая численно-аналитический метод определения значений параметров тонкой структуры по одной линии, позволяющая находить брэгговский угол отражения; межплоскостное расстояние; число плоскостей отражения в определенном кристаллографическом направлении; размер ОКР; вероятность описания экспериментальной дифрактограммы теоретической аппроксимирующей зависимостью, определенной по критерию "хи-квадрат"; ширину дифракционной линии на половине высоты максимума; интегральную интенсивность.

7. Применение стандартных образцов для исключения инструментального уширения интерференционных линий приводит к возникновению погрешностей, обусловленных тем, что физическая и инструментальная составляющие ширины интерференционных линий сопоставимы друг с другом.

8. Пластическая деформация отожженных сталей при одноосном растяжении носит многостадийный характер. В стали 12Х18Н10Т она протекает в четыре стадии, а в стали 30ХГСНА – в шесть, причем на последних трех стадиях в обоих сталях происходят схожие процессы.

9. Закалка и последующий отпуск стали 30ХГСНА приводит к уменьшению количества стадий пластической деформации, причем с ростом температуры отпуска увеличивается количество стадий. Уменьшение количества стадий происходит за счет одновременного протекания процессов, которые в отожженной стали 30ХГСНА происходят на разных стадиях.

10. В стали 30ХГСНА существует два типа трансляционного скольжения. Одно из них вызвано резким увеличением числа подвижных дислокаций за счет разблокировки ранее закрепленных дислокаций или существовавших источников дислокаций и сопровождается АЭ с экспоненциальным распределением источников по остаточным деформациям. Другое связано с протеканием скольжения в отдельных зернах, когда приложенное к ним напряжение достигает критического значения. Для этого типа скольжения характерна АЭ с релеевским распределением источников по остаточным деформациям.

11. При деформировании поликристаллов с кубической кристаллической решеткой с увеличением степени пластической деформации происходит понижение симметрии кристаллической решетки, выражающееся в том, что параметры кристаллической решетки по трем главным кристаллографическим направлениям изменяются неодинаково, т. е. исходная кубическая решетка с ростом степени пластической деформации преобразуется в орторомбическую.

12. После закалки и отпуска стали 30ХГСНА с повышением температуры отпуска происходит трансформация типа пространственной решетки Браве по цепочке: тетрагональная – орторомбическая– кубическая. Наибольшие искажения кристаллической решетки, равные 1,005, наблюдаются при температуре отпуска 280. По характеру увеличения размеров ОКР можно выделить три области температур отпуска: до 200 0С – небольшое возрастание размеров ОКР; от 200 до 440 0С – рост размеров ОКР вначале с возрастающей, затем с убывающей скоростью; выше 440 0С – рост размеров ОКР с возрастающей скоростью.

13. При деформировании углеродистых сталей, в которых начальная стадия пластической деформации обусловлена механизмами скольжения, появления малых остаточной деформации порядка 0,001 % сопровождается возникновением непрерывной АЭ, значения ППЭ энергии сигналов которой зависят от скорости деформирования и акустико-эмиссионных свойств стали. Это позволяет использовать акустико-эмиссионный метод для определения нагрузки появления пластических деформаций заданного уровня и изделиях и конструкциях.

Основные публикации по теме диссертации

Корчевский В. В. Рентгенодифрактометрическое исследование пластической деформации в вершине трещины при циклическом нагружении / В. В. Корчевский, Л. П. Метлицкая // ФММ. 1980. –Т. 50. - № 1. – С. 182 – 185.