Концептуальная модель влияния аэротермоакустической обработки на свойства металлических материалов

примерно 100 подшипников скольжения, которые проработали свыше 1000 ч в вакууме при высокой температуре, ни один из них не показал отслоения покрытия, а износостойкость выросла в шесть раз.

Литература

1. Берлинер Э. М., Чичинадзе А. В. Трение, износ и смазка (трибология и триботехника) / Под общ. ред. А. В. Чичинадзе. М.: Машиностроение, 2003. 576 с.

2. Лакокрасочные покрытия в машиностроении: справочник / Под ред. М. М. Гольдберга. М.: Машиностроение, 1974, 450 с.

3. Крагельский И. В., Любарский И. М., Гус-ляков А. А. и др. Трение и износ в вакууме. М.: Машиностроение, 1973. 216 с.

4. Шнейдер Ю. Г. Образование регулярных микрорельефов и их эксплуатационные свойства. Л.: Машиностроение, 1972. 321 с.

5. А. с. № 1220243 СССР, МКИ В 24 В 39/04. Устройство для нанесения регулярного микрорельефа / И. Р. Цимбал, И. Н. Дмитриева, Ю. Г. Шнейдер (СССР). № 3742610/25-27; Заявл. 02.04.84; Опубл. 29.02.88. Бюл. № 8.

6. Кузьмин Ю. П. Разработка и исследование аппаратуры для контроля микрогеометрии поверхностей с регулярным микрорельефом: дис. ... канд. техн. наук. Л., 1982.

7. Шнейдер Ю. Г. Холодная бесштамповая обработка металлов давлением. Л.: Машиностроение, 1967. 270 с.

8. А. с. № 1021993 СССР, МКИ О 01 N 3/56. Машина трения / И. Р. Цимбал, Л. А. Чатынян, Т. А. Соловьева (СССР). № 3350804/25-28; Заявл. 04.11.81; Опубл. 07.06.83. Бюл. № 19.

УДК [532. 525/2 : 534] +621.78

Концептуальная модель влияния аэротермоакустической обработки на свойства металлических материалов

В. К. Ерофеев, Г. А. Воробьева,

Ключевые слова: наукоемкие технологии, аэротермоакустическая обработка, металлы, сплавы.

Разработанные и запатентованные авторами технологии аэротермоакустической обработки (АТАО) металлов и сплавов [1] позволили существенно повысить механические, технологические и эксплуатационные характеристики материалов [2] за счет изменения структуры последних. В настоящей статье на основе обобщения результатов исследований предложена приближенная модель физических механизмов воздействий на металлы при АТАО.

В соответствии с современными представлениями при анализе поведения материалов под нагрузкой необходимо рассматривать не только макро- и мезоуровни, но и наномас-штабный структурный уровень пластической деформации [3]. При этом основным механизмом пластической деформации являются локальные структурные превращения (по типу перестроения атомных кластеров различных конфигураций), происходящие в локальных зонах растягивающих нормальных напряже-

ний. Кластеры представляют собой особые структуры металла. Это частицы, содержащие от 2 до 105 связанных друг с другом атомов размером от 0,5 до 100,0 нм. При объединении атомов происходят обобществление валентных электронов и перекрытие волновых функций ядра и электронов атомов. В результате атомы обмениваются информацией, и новые структуры (кластеры) сохраняют информацию квантового состояния [4]. В связи с этим при анализе механизмов воздействия упрочняющих технологий, в том числе АТАО, на свойства материалов следует учитывать и влияние напряжений на формирование атомных кластеров, в частности на границах зерен, субзерен и на поверхности материала.

При проведении АТАО материал можно рассматривать как динамическую систему, на вход которой подается сигнал (управляющий параметр) в виде многоциклического комплексного воздействия акустического поля

с частотой 0,4-2,0 кГц (уровень звукового давления — 160-185 дБ), нестационарного низкоскоростного потока газа с одновременным воздействием напряжений, возникающих в процессе охлаждения до отрицательных температур не ниже 20 °С предварительно нагретого перед началом обработки материала, а при наличии фазовых превращений — напряжений, возникающих при переходе через точку превращения — фазовый наклеп. Результаты собственных экспериментов позволили обнаружить, что условием, гарантирующим наибольшую эффективность АТАО, является наличие неравновесной структуры материала. Последняя обеспечивается благодаря проведению предварительной упрочняющей обработки по схеме объемного или поверхностного упрочнения. АТАО можно осуществлять в процессе стандартной термической обработки (СТО), после СТО как для объемного, так и для поверхностного упрочнения.

Известны аналогичные результаты влияния предварительной обработки материала [5]. Исследование вторичных структур, образующихся в стали, содержащей 0,75 % С и 0,85 % Мп, показало, что сталь, находящуюся в равновесном состоянии (после отжига на структуру зернистого перлита с микротвердостью 2,5 ГПа), незначительно упрочняет динамическая обработка при энергии удара 1800 Дж, она приобретает микротвердость 3,5-4,5 ГПа. Динамическая обработка незначительно упрочняется в процессе динамической обработки. Предварительная закалка стали на структуру мартенсит, имеющую высокую плотность дислокаций, существенно повышает эффективность динамической обработки (микротвердость возрастает до 16-23 ГПа) даже при уменьшении энергии удара в два раза (до 900 Дж).

В настоящей статье процессы формирования деформационной дефектной субструктуры кристаллических материалов под воздействием

АТАО рассмотрены на примере однофазного материала — технического железа, из которого были изготовлены образцы диаметром 20 мм и высотой 30 мм. Приведем справочные данные механических свойств технического железа, при комнатной температуре: св = 250 МПа, сд 2 = = 120 МПа, супр « 80 МПа, 8 < 50 %, у < 80' %, НВ = 600 * 700 МПа [6].

При проведении АТАО была предусмотрена предварительная термическая обработка всех образцов в режиме 1 со следующими характеристиками:

• нагрев до температуры 850-880 °С;

• выдержка;

• последующее охлаждение в воде комнатной температуры.

В дальнейшем дополнительная обработка образцов предусматривала их нагрев до температуры ниже температуры рекристаллизации технического железа Тр « 450 °С. В соответствии с режимом 2 часть образцов охлаждали на воздухе. По режиму 3 другие образцы помещали в установку, где осуществлялась АТАО. В каждом режиме обрабатывали не менее трех образцов. Результаты исследования микроструктуры приведены в табл. 1.

Микроструктура образцов технического железа, подвергнутого обработке по режимам 1 и 3, приведена на рис. 1, а, б. Исследования показали, что после предварительной обработки (режим 1, табл. 1) микроструктура технического железа представляет собой равноосные (полиэдрические) зерна феррита, по сравнению с исходной (50-60 НИВ) твердость после обработки возрастала до 70-80 НИВ. Нагрев до температуры ниже Тр с последующим охлаждением на воздухе (режим 2) не приводил к изменению микроструктуры и твердости. После обработки по режиму 3 (АТАО) на отдельных участках микроструктуры технического железа наряду с равноосными зернами феррита, размер

Таблица 1

Значения размеров зерна и микротвердости Н20 феррита после обработки АТАО

Вид зерна Размер зерна и твердость при обработке по режимам

Режим 1 Режим: 2/3

Диаметр зерна, мкм Н20, МПа Диаметр зерна, мкм Н20, МПа Н20, МПа

Равноосные (полиэдрические) зерна: крупные средние 40-45 7-15 1230-1300 1250 40-45 12-16 7-15 1250 1500 1380 1300* 2100

3-10 1900 2300

Мелкие зерна, правильно ориентированные пластины а-фазы — — — — —

1-3** 1990-2600 3000

П р и м е ч а н и е: В числителе указан показатель, полученный в условиях режима 2, в знаменателе — режима 3; * — охлаждение образцов при проведении предварительной обработки проводилось в 10%-м растворе ЫаС1 в воде; ** — ширина пластин а-фазы.

Рис. 1. Микроструктура технического железа (х 600): а — нагрев до 850—870 °С с охлаждением в воде; б — дополнительная аэротермоакустиче-ская обработка

которых приблизительно в три раза меньше по сравнению с исходным, наблюдалась структура, аналогичная структуре так называемого видманштеттова феррита (ВФ), — правильно ориентированные пластины а-фазы. Для отдельных участков границ зерен полиэдрического феррита характерно наличие зубчатости.

Структура ВФ обычно наблюдается после высокотемпературной аустенизации (Т > > 1100-1150 °С) и при определенных режимах охлаждения в интервале температур от 50-100 до 600-700 °С [6]. При понижении температуры аустенизации доля ВФ уменьшается, а при температуре аустенизации 950-1000 °С структура ВФ исчезает, сменяясь структурой полиэдрического феррита.

Скорость роста кристаллов ВФ в техническом железе и малоуглеродистой стали — 10-5-10-6 м/с. С течением времени возникновение и рост пластин ВФ прекращается, и превращение аустенита протекает с образованием полиэдрических зерен а-фазы. Структура видманштеттовых кристаллов — сетка почти равномерно распределенных дислокаций с тенденцией к образованию ими субграниц. Средняя плотность дислокаций в техническом железе со структурой ВФ, где содержится 0,04 % С, — 1010 см-2. Иногда кристаллы ВФ растут непосредственно от участков полиэдрического феррита, имеющего плотность дислокаций менее 108 см-2 [6].

На микрошлифах технического железа, подвергнутого обработке в соответствии с обоими режимами (1 и 3), определялись размеры диаметра зерен феррита и микротвердость. Результаты представлены в табл. 1. Величину равноосных зерен характеризуют средним условным диаметром, который определяют по микрофотографии (произвольно проводят несколько прямых линий, подсчитывают число пересечений на длину всех линий). Разделив суммарную длину всех линий на число пересечений с учетом увеличения, получают средний условный диаметр зерна 42 и 9 мкм для обработки по режимам 1 и 3 соответственно.

Рентгеноструктурный анализ позволяет определить нарушения кристаллической структуры: дисперсность и блочное строение кристаллитов, количество дислокаций и др. Такой анализ образцов технического железа, подвергнутого обработке по приведенным режимам, показал, что дифракционные линии после обработки по режиму 3 более размыты, чем после обработки по режиму 2. Искажения в микрообластях определяются по ширине дифракционных линий. Отношение ширины линий -Врад (220)/Брад (110) при обработке по режимам 2 и 3 равно 1,90 и 2,23 соответственно. Ширина линий 110 в меньшей степени зависит от режима обработки, чем ширина линий 220. Более размытые рентгеновские интерференционные линии технического железа, в структуре которого присутствует квази-ВФ, по сравнению с аналогичными линиями, характерными для полиэдрических кристаллов, свидетельствуют о повышенной плотности дислокаций и измельчении зерен, что подтверждается и более высокой твердостью материала. Аналогичные выводы получены в работе [6]. Отмечено, что при образовании ВФ возникает поверхностный микрорельеф [6]. Микротвердость кристаллов ВФ выше, чем полиэдрических кристаллов, и ниже, чем кристаллов мартенсита. В стали с 0,03 % С, 3,00 % Сг, 2,00 % N1, 1,00 % Мо соответствующие значения микротвердости по Виккерсу равны 2500 (ВФ), 1500 и 3000 МПа [6].

Из приведенных данных следует, что структура, аналогичная структуре ВФ, может образоваться не только в процессе охлаждения после высокотемпературной аустенизации, но и в результате АТАО, осуществляемой при температуре, которая ниже температуры рекристаллизации технического железа. Таким образом, в процессе проведения АТАО происходит деформационное упрочнение феррита и изменяется структура а-фазы. Вместо крупных зерен полиэдрического феррита образуются более мелкие зерна, в ряде случаев имеющие характерную зубчатость границ и повышенную твердость, а в более крупных зернах — блоки, разделенные субграницами. В структуре технического железа появляется и фаза, по форме и свойствам аналогичная ВФ (см. рис. 1, б).

Кристаллы ВФ имеют пакетное строение, и плотность дислокаций в них на один-два порядка больше, чем в кристаллах полиэдрического феррита [6]; это характерно и для пластин а-фазы, образующейся в результате АТАО. Реакция формирования ВФ рассматривается как мартенситоподобное превращение у ^ а, протекающее при сравнительно малой движущей силе и в условиях интенсивного

развития релаксационных процессов. Различия в скорости роста ВФ и мартенсита обычно связываются с изменениями механизма релаксации напряжений и строения межфазных границ. Скорость роста кристаллов а-фазы велика, если дислокационная межфазная граница способна к легкому скольжению, данное явление имеет место при мартенситном превращении. При большей степени релаксации напряжений (более высоких температурах превращения) строение межфазных границ таково, что их перемещение затруднено. Вероятно, именно это и происходит при образовании ВФ. В данном случае релаксация напряжений приводит к формированию дислокационных плоскостей скольжения, которые представляют собой средоточие дефектов (дислокаций, вакансий и др.). Таким образом можно объяснить пластинчатый характер вид-манштеттовых образований.

Согласно данным литературы [3], в поверхностных слоях и на внутренних границах раздела в деформируемом твердом теле складывается «шахматное» распределение растягивающих и сжимающих нормальных и касательных напряжений, которое обеспечивает условия для генерации всех видов деформационных дефектов. При воздействии АТАО так же, как при деформировании, пластическое течение в на-ноструктурированных внутренних границах раздела должно происходить зигзагообразно, по сопряженным направлениям максимальных касательных напряжений. Указанное явление наблюдается на микроструктуре, представленной на рис. 1, б.

Процессы микропластической деформации способны протекать в материале до достижения напряжения, соответствующего пределу пропорциональности, если речь идет о техническом железе, то до напряжений не выше 80 МПа. По результатам экспериментальных исследований допустимо предположить, что микропластическая деформация может иметь место в результате суммарного воздействия напряжений: тепловых, возникающих при предварительной обработке по режиму 1, а также структурных и других видов напряжений, появляющихся в процессе проведения АТАО (режим 3). В результате предварительной обработки по режиму 1 на поверхности технического железа возникают напряжения сжатия, достигающие величины ~ 200 МПа [7]. Предварительный нагрев образцов перед проведением АТАО снижает уровень остаточных напряжений до ~ 100 МПа, это близко к уровню предела пропорциональности.

Следовательно, можно предположить, что при наличии неравновесной структуры и высоко-

го уровня остаточных напряжений, полученных в материале в результате предшествующей обработки, воздействия, осуществляемые при АТАО, являются достаточно эффективным внешним управляющим параметром, позволяющим изменять структуру материалов. Проанализируем полученные результаты, исходя из современных представлений о механизмах упрочнения металлов.

Считается, что общее упрочнение (ст — физический предел текучести) определяется суммой отдельных механизмов упрочнения и для большинства сталей линейно аддитивно сумме следующих составляющих упрочнения:

ст = С0 + Аст.р + Асд + Асд.у + Асз,

где с0 — сопротивление кристаллической решетки движению дислокаций (напряжение трения решетки); Аст.р — твердорастворное упрочнение; Асд — дислокационное упрочнение; Асд.у — дисперсионное упрочнение; Асз — зернограничное упрочнение.

Для технического железа формулу (1) можно записать в виде

с'т = С0 + Ас'д + Ас'з,

где с'т, Ас'д, Ас'з — характеристики упрочнения после АТАО.

Для начала движения дислокации необходимо приложить напряжение, учитывающее сопротивление решетки (напряжение Пайерлса-Набарро), которое может быть определено из соотношения

х = с2Ь/юе-2п

где О — модуль сдвига, О = 77 • 109 Па; ю — ширина дислокации, ю = 7,5 • 10-10 м = 3 атомным диаметрам; Ь — вектор Бюргерса, Ь = = 2,4824 • 10- 0 м; Т0 — касательное напряжение в дислокации, для металлов с объемно-центрированной кубической (ОЦК) решеткой, т0 « 3,6 МПа [6].

Упругое взаимодействие дислокаций определяется по известной формуле

Атд = аОЬ^/р,

где р — плотность дислокаций; а — эмпирический коэффициент, а = 0,2. В исходном состоянии при р = 108 см-2 этот механизм вносит небольшой вклад в упрочнение: тд « « 3,82 МПа [6]. При увеличении плотности дислокаций до 109-1010 см-2 тд вырастает до 12,6 и 38,2 МПа соответственно. Вклад дислокационного упрочнения невелик и при плотности дислокаций р = 109см-2 в феррито-перлитных

сталях не превышает 30 МПа [6]. Одним из основных факторов упрочнения сталей с феррито-перлитной структурой является зерногранич-ное, составляющее ~ 30-40 %. Согласно формуле (2), для исходного состояния технического железа можно записать:

ст = Т0/т + Атд/т + Асз,

где т — фактор Шмида, т = 0,35 для металлов с решеткой ОЦК [8];

т0/т + Атд/т = (3,00/0,35 + 3,82/0,35) = 21 МПа; ст = 120 МПа; ст = 21 + Асз = 120 МПа; Асз = 100 МПа.

Влияние величины зерна может быть описано уравнением Холла-Петча

ст = т0 + Rd 1/2,

где Я — коэффициент, величина которого численно определяет сопротивление границ зерен данного металла движению дислокаций, МПа; 1 — средний размер зерен. Тогда выражение (3) для исходного состояния:

ст = 10,3 + Я1-1/2 = 120 МПа;

Я1-1/2 = 120-10,3 « 110 МПа.

Для исходного состояния значение коэффициента Я определяется как

Согласно табл. 2, средний условный диаметр зерна после обработки по режиму 1 представлен как 1 « 42 мкм, а после АТАО (режим 3) <1 « 9 мкм. Тогда: с'т = 10,3 + 110(1/11)1/2 « « 240 МПа. Таким образом, условный предел текучести возрастает после АТАО до ~250 Па, то есть приблизительно в 2,1 раза больше по сравнению с исходным состоянием за счет зернограничного упрочнения. Свой вклад в упрочнение вносит и дислокационное упрочнение, величина которого при р = 1010 достигает 109 МПа. Тогда предел текучести материала после АТАО (режим 3) с'т = 250 + 109 « 360 МПа при значении НВ « 1900 МПа. В соответствии с известной зависимостью С0 2 ~ 0,2НВ, С0 2 = = 0,2 • 1900 = 380 МПа, что достаточно близко к приведенным выше расчетным значениям предела текучести. Таким образом, на примере модельного материала — технического железа, подвергнутого АТАО, можно показать, что упрочнение достигается за счет измельчения зерна и увеличения плотности дислокаций.

Оценим уровень внешних напряжений при проведении АТАО. Сила действующая

на дислокацию за один период и обусловленная внешней нагрузкой, будет определяться по формуле [8]

Fi = mab,

R =110/d

-1/2

110

где a = Ра sin 2nft — внешнее напряжение; Ра — значение амплитуды звукового давления для синусоидального дискретного тона; f — частота дискретного тона; t — время действия АТАО.

В данном случае нас не интересуют текущие значения напряжений, реализующиеся в процессе АТАО. В рамках сформулированной задачи необходимо найти предельные значения напряжений и оценить их значимость при движении дислокаций. Итак, для характеристики силы F1, действующей на дислокацию,

Таблица 2

Параметры акустических полей, значения силы и напряжений от внешней нагрузки, действующей на дислокацию

1¡4d' После АТАО

а'т = 10,3 + R(d1)-1/2.

Параметр акустического поля Сила, действующая на дислокацию F1, Н/м

Частота дискретного тона f, Гц Звуковое давление

Уровень звукового давления L, дБ Эффективное действующее значение звукового давления, измер. в опыте Рэф, Па Амплитуда звукового давления для синусоидального дискретного тона Ра*, Па

150 640 905 2,25•10-7

800-1000 170 6400 9024 0,78•10-6

180 20 000 28 200 0,24 • 10 5

190 65 000 91 650 0,79 • 10-5

* ра = рЭф72.

воспользуемся соотношением (6). Параметры акустических полей, реализованных в технологиях АТАО, представлены в табл. 2.

Судя по результатам расчета, значения максимальных напряжений, действующих на дислокацию, могут изменяться в зависимости от амплитуды и, в общем случае, от частоты акустического поля (звукового диапазона) в пределах до 92 000 Па. Следовательно, для существующих моделей расчета величины сил, действующих при АТАО, недостаточны для начала движения дислокаций и увеличения их количества, то есть для обоснования процесса микропластической деформации [8]. По-видимому, необходимо учесть наличие знакопеременных нагрузок, число циклов последних, которое составляет более 500 000-700 000 за время обработки (600-700 с), что, в свою очередь, может существенно повлиять на процессы, протекающие в металлах.

Согласно данным работы [8], при отсутствии поперечного скольжения дислокаций увеличение плотности дислокаций на 3-4 порядка (что наблюдается в эксперименте) не может происходить только под действием ультразвука. Причиной поперечного скольжения являются поля напряжений, имеющие скалывающие компоненты в плоскости поперечного скольжения. В металлах такие неоднородные по пространству поля напряжений создаются неподвижными дислокациями и их ансамблями. И только при совместном действии поля задающей дислокации и внешней знакопеременной нагрузки, в том числе ультразвука, низкочастотных колебаний и, вероятно, мощного акустического поля звукового диапазона частот, складываются условия, необходимые для начала движения дислокаций и упрочнения материалов. Закон движения дислокации определяется из уравнения вязкого движения [8]

Ви = + +

где В — коэффициент динамической вязкости; и — скорость перемещений дислокации; ^ — сила, действующая на дислокацию (формула 6); ^2 = Ът^ — сила, аналогичная силе сухого трения; т^ — пороговое напряжение, при достижении которого дислокация начинает двигаться (напряжение Пайерлса-Набарро); ^з = = Ьт(х, у) — сила, обусловленная неоднородным по пространству полем напряжений т задающей дислокации; х, у — оси координат.

Если принять, что В = 0,021 • 106 Па • с; и = 10-6 м/с для температур ~ 1000-1050 °С, скорость перемещений дислокации равна скорости роста ВФ, тогда Ви = 0,021 Па • м [8].

Известно, что пластическая деформация поликристаллических материалов распределяется неравномерно в объеме тела: в локальных объемах возникают значительные пики напряжений и создаются условия для всплесков локальной пластической деформации, протекания фазовых и структурных превращений [5]. При растяжении образцов из железа и стали с разным содержанием углерода в местах пиков напряжений стах превышала среднее значение с в армко-железе в два раза, в стали 20 — в три раза, в стали У7 — более чем в четыре раза [5]. Тогда напряжения, возникающие в техническом железе при проведении АТАО, могут изменяться в локальных зонах в зависимости от амплитуды и частоты акустического поля с учетом условий настоящих опытов в пределах до 184 000 Па

^ = (1300 ^ 184 000)Ъ Па • м.

Примем среднее значение напряжения равным 1,2 • 105 Па, тогда

= Ът?г« 3,6 • 106 Па; ^з = Ът(х, у).

Тогда при минимальном значении напряжения = 1,2 • 105 Па можно записать, что суммарное воздействие всех сил определяется как

Ви = [0,12 • 106 + (-3,6 • 106) + т(х, у)]Ъ = = [3,48 • 106 + т(х, у)]Ъ;

тогда

Ви/Ъ = 21 • 10-3/2,4824 • 10-10 = 85 • 106 Па; т(х, у) = 85 + 3,48 « 88 • 106 Па.

Так как АТАО проводится при достаточно низкой температуре, скорость и приравнивается скорости роста ВФ в легированной стали: и = = 10-7^10- м/с, с учетом того, что в стали, содержащей 0,003 % С и 10 % Сг, температура начала образования ВФ « 750 °С [6]. Данная температура значительно выше температуры, при которой проводилась АТАО. В этом случае возьмем

и = 10-7 м/с;

Ви/Ъ = 0,021 • 10-7/2,4824 • 10-10 = = 8,63 • 106 Па;

т(х, у) = (8,63+3,48) • 106 « 12 • 106 Па.

Эти результаты вполне сопоставимы с величиной полей напряжений т, которые могут иметь задающие дислокации, причем в пред-

ставленных оценках не учтены температурные напряжения при охлаждении в акустическом поле, криогенное воздействие, знакопеременные многоциклические воздействия и др.

Знакопеременные нагрузки, действующие при АТАО, являются тем механизмом, который нарушает квазиравновесное состояние, полученное в результате предшествующей обработки. Суммарные пиковые напряжения, проявляющиеся при АТАО и накапливающиеся в исходном материале, особенно в приграничной зоне, оказываются достаточными для протекания процесса микропластической деформации.

В процессе интенсивного развития локальной пластической деформации возникает мгновенное адиабатическое повышение температуры до очень высоких значений. Пластическая деформация стимулирует процессы диффузии и ускоряет соответствующие фазовые переходы и их завершение [5]. Следовательно, диффузия может возникать и при наличии внешнего механического воздействия, при отсутствии специального подогрева или при низких температурах нагрева.

А. Котрелл показал, что при низких температурах процесс диффузии в основном определяется наличием участков с искаженным кристаллическим строением. Под действием градиента напряжений восходящая диффузия может протекать интенсивнее, чем при наличии градиента концентрации. Пластическая деформация вызывает значительный локальный нагрев металла, зависящий от характера и интенсивности внешнего воздействия, достигающий в экстремальных условиях температур критических точек или даже превышая их. В металлах с ОЦК решеткой, имеющих высокую энергию дефектов упаковки, одновременно с деформацией могут интенсивно происходить процессы полигонизации или возврата, что приводит к быстрому снижению запасенной энергии и подавлению процесса рекристаллизации. Однако, как следует из анализа микроструктуры (рис. 1, б), образованию большого числа центров рекристаллизации способствуют знакопеременные нагрузки при криогенных температурах среды, реализующихся при АТАО, данный факт определяет снижение скорости динамического возврата с понижением температуры [5].

Локальные структурные превращения при зарождении дислокаций, дисклинаций, полос локального пластического течения связаны с локальными концентраторами напряжений различного масштаба. На внутренних границах раздела в деформируемом (нагруженном) твердом теле сопряжение зон растягивающих и сжимающих нормальных напряжений определяет градиент нормальных напряжений,

необходимый для формирования кластеров различных атомных конфигураций, в том числе наномасштабного уровня, в зоне растягивающих нормальных напряжений. Аналогичные зоны касательных напряжений, сдвинутых по фазе на п/2, обеспечивают структурные превращения атомных кластеров различных конфигураций при зарождении деформационных дефектов в полях градиентов нормальных напряжений [3]. Локализация деформации наглядно видна на рис. 1, б.

На основе вышеизложенного можно определить приближенную модель структурооб-разования ВФ и квази-ВФ, образующегося при АТАО. В стандартных условиях при высокотемпературной аустенизации, сопровождающейся ростом аустенитного зерна и повышением совершенства его строения [6], в процессе последующего охлаждения с высокой скоростью центрами образования феррита являются области (кластеры, Ю с минимальным количеством атомов, из которых под действием термических напряжений образуется структура ВФ, являющегося мартенситной а-фазой. При более низкой температуре аустенизации и медленном охлаждении превращение протекает путем формирования полиэдрических зерен феррита, центрами образования которых являются кластеры большего размера С увеличением размера изменяются свойства кластера [4], замедленное охлаждение приводит к уменьшению напряжений и их релаксации, способствует «нормальному» превращению с образованием полиэдрического феррита.

АТАО технического железа с повышенной плотностью дефектов кристаллического строения благоприятствует образованию кластеров обоих типов (^ и При наличии многоциклического комплексного воздействия акустического поля и нестационарного низкоскоростного потока газа в материале появляются напряжения, под действием которых из кластеров ^ и ^ образуются структуры ВФ и мелких полиэдрических зерен соответственно. Дислокации, присутствующие в больших зернах, имеют тенденцию к образованию субграниц и границ зерен, что приводит к их существенному измельчению.

Выводы

Анализ результатов показал, что при АТАО технического железа реализуются механизмы зернограничного и дислокационного упрочнения. По-видимому, данное явление обусловлено протеканием микропластической деформации, вследствие чего образуются структуры ВФ. При этом наблюдается значительное измельчение зерен феррита, то есть имеет место процесс

полигонизации и рекристаллизации, что и обусловливает повышение твердости и прочности технического железа. Предложенная приближенная концептуальная модель влияния АТАО на свойства металлов и полученные численные оценки позволяют рекомендовать ее к использованию на других материалах.

Литература

1. Пат. 2100456 Российская Федерация. МПК7 С21Б9/22, С21Б6/04. Способ упрочнения изделий из углеродистых, легированных, высоколегированных, быстрорежущих сталей и твердых сплавов [Текст] / Ерофеев В. К., Воробьева Г. А., Григорьев В. В.; заявитель и патентообладатель Балт. гос. техн. ун-т им. Ф. Д. Устинова. № 96114291/02; заявл. 17.07.96; опубл. 27.12.97. Бюл. № 36.

2. Ерофеев В. К., Воробьева Г. А., Генкин П. Г. Аэротермоакустическая обработка металлов и сплавов // Металлообработка. 2001. № 6. С. 18-22.

3. Панин В. Е., Панин А. В. Фундаментальная роль наномасштабного структурного уровня пластической деформации твердых тел // Металловедение и термическая обработка. 2006. № 12. С. 5-10.

4. Кабалдин Ю. Г., Муравьев С. Н. Информационные модели структурообразования и усталостного разрушения металлических материалов // Вестник машиностроения. 2007. № 8. С. 46-50.

5. Палатник Л. С., Равицкая Т. М., Островская Е. Л. Структура и динамическая долговечность сталей в условиях тяжелого нагружения. Челябинск: Металлургия, 1978. С. 160.

6. Бернштейн М. Л., Рахштадт А. Г. Металловедение и термическая обработка: Справочник: В 3 т. М.: Металлургия, 1983. Т. 2. С. 365.

7. Бернштейн М. Л., Пустовойт В. Н. Термическая обработка стальных изделий в магнитном поле. М.: Машиностроение, 1987. С. 219.

8. Тяпунина Н. А., Силис М. И., Подсобля-ев Д. С. и др. Поперечное скольжение винтовой дислокации в поле неподвижной дислокации и в ультразвуковом поле // Материаловедение. 2003. № 11. С. 2-8.

УДК 669.15

Деградация гарантированных свойств металла в конструкции и пути ее ослабления

А . М . Паршин, В . Б . Звягин

Ключевые слова: сталь, сплав, свойства, работоспособность, надежность, разрушение, коррозия.

О пригодности конструкционных материалов к конкретным условиям работы различного оборудования и машин судят по комплексу свойств, полученных при исследовании образцов, а теперь уже и по результатам дополнительных полунатурных и натурных испытаний. Например, возможность применения сталей и сплавов для изготовления изделий, работающих в составе тепловых энергетических установок оценивается по комплексу характеристик, полученных при исследовании ползучести, длительной прочности и пластичности, релаксации напряжений в интервале возможных рабочих температур, коррозионной стойкости и жаростойкости в рабочих средах, усталости в условиях циклических нагрузок, теплосмен и контакта с рабочими средами.

Опыт эксплуатации показывает, что, несмотря на увеличение объема экспериментальных работ, принятый комплекс исследований недостаточно полно оценивает сопротивляемость

изделий разрушению в процессе их службы. Известно много случаев преждевременных разрушений изделий несмотря на то, что использованные материалы удовлетворяли всем требованиям.

Исследования разрушенных изделий показали, что в тепловой и ядерной энергетике большинство повреждений не сопровождались пластической деформацией и их появление связывается либо с преждевременным исчерпанием пластичности в условиях ползучести при высоких температурах, либо с развитием процессов межкристаллитной коррозии и коррозионного растрескивания.

В качестве примера разрушения изделий вследствие исчерпания пластичности можно назвать хрупкие разрушения пароперегрева-тельных и паропроводных труб, литых деталей, дисков и лопаток газовых турбин, шпилек и болтовых соединений, изготовленных из аус-тенитных хромоникелевых сталей и сплавов различных композиций [1]. Эти разрушения