Современные проблемы машиностроения

Подождите немного. Документ загружается.

V Международная научно-техническая конференция

«Современные проблемы машиностроения»

______________________________________________________________

241

сферической формой включений. Таким образом, снижение скорости охлаждения многоком-

понентной бронзы БрОСЦН-10-8-2-2 приводит к увеличению коэффициента трения.

Рис. 4. Результаты испытаний на трение образцов из бронзы марки БрОСЦН-10-8-2-2

Триботехнические испытания, проведенные с многокомпонентной свинцовосодержа-

щей бронзой марки БрОСЦН-10-8-2-2, показали противоположный результат. Так в диапазо-

не нагрузок от 20 до 200 кг коэффициент т рения образцов со сферической формой свинцо-

вых включений на 30…50 % выше, чем у аналогичных образцов, но с рваной хлопьевидной

формой включений (см. рис. 4). Средний коэффициент трения при скорости вращения вала

300 об/мин. составил 0,082 для образцов с рваной формой включений и 0,122 для образцов со

сферической формой включений. Таким образом, снижение скорости охлаждения многоком-

понентной бронзы БрОСЦН-10-8-2-2 приводит к увеличению коэффициента трения.

Как было показано выше, снижение скорости охлаждения бинарных бронз приводит к

снижению коэффициента трения в результате образования масляных карманов более благо-

приятной формы. Можно предположить, что в случае с многокомпонентными бронзами ре-

шающее влиян ие будут оказывать не масляные карманы, а наличие более твердых, чем ос-

новная матрица включений эвтектоида. При выкрашивании матрицы контртело в паре тре-

ния б удет опираться на выступающие бол ее твердые частицы эвтектоида. Низкая скорость

охлаждения дает более мелкие частицы. Более мелкие частицы будут быстрее выкрашивать-

ся, попадать в смазку снижая еѐ смазывающие свойства. При эт ом возможно, работа на раз-

рушение и выкрашивание большого количества мелких частиц эвтектоида будет больше, чем

на выкрашивание малого количества твердых частиц эвтектоида.

Таким образом, снижение скорости охлаждения при кристаллизации бинарных свин-

цовистых бронз и многокомпонентной свинцовосодержащей бронзы БрОСЦН 10-8-2-2 сфе-

роидизирует свинцовые включения и выравнивает их межфазную поверхность в отливках.

Снижение скорости охлаждения для свинцовистых бронз дает снижение коэффициента тре-

ния. Это объясняется более благоприятной формой свин цовых включений для процесса тре-

ния, образующихся при таких условиях. Для многокомп онентной бронзы БрОСЦН 10-8-2-2

снижение скорости охлаждения п риводит, наоборот, к возрастанию к оэффициента трени я.

Это объясняется снижением количества и вел ичины включений образующегося эвтектоида,

которые являются наиболее твердой фазой в данной марке бронзы.

Литература

1. Осинц ев О.Е., Федоров В.Н. Медь и медные сплавы. Отечественные и зарубежные

марки: Справочник. – М.: Машиностроение, 2004. – 336 с.

2. Горшков И.Е. Литье слитков цветных металлов и сплавов. – М.: Металлургиздат,

1952. – 416 с.

V Международная научно-техническая конференция

«Современные проблемы машиностроения»

______________________________________________________________

242

3. Мартюшев Н.В., Корчмит А.В. Распределение свинцовых включений в структуре

медных сплавов // Н аука. Технологии. Инновации: Матер. Всеросс. научной конф. молодых

ученых. – Новосибирск: НГТУ, 2006. – Ч. 2. – С. 189–191.

4. Мартюшев Н.В., Иванов А.И. Влияни я скорости охлаждения при кристаллизации

на структуру и свойства двухкомпонентных свинцовистых бронз // Сб. тез. докл. XI Между-

народной научно-практической конференции «Современные т ехника и технологии ». –

Томск: ТПУ, 2005. – С. 52-54

5. Мартюшев Н.В., Егоров Ю.П., Уть ев О.М. Компьютерный анализ структуры мате-

риалов. Сборник докладов. 8-я Международная научно-практическая конференция. Совре-

менная техника и технологии СТТ2002. – ТПУ, 2002.

ОСОБЕННОСТИ РАЗРУШЕНИЯ АНТИФРИКЦИОННОЙ БРОНЗЫ

С ЛЕГКОПЛАВКОЙ ФАЗОЙ

Н.В. Мартюшев, к.т.н., доц., Кван Р.Ю. студент гр. 4А72 ИФВТ

Томский политехнический университет,

634050, г. Томск, пр.Ленина,30, тел.(3822)-419-559

E-mail: martjushev@tpu.ru

В промышленности бронзы с высоким содержанием свинц а применяются, как прави-

ло, для изготовления деталей, работающих на износ, и от них не требуется высоких механи-

ческих свойств [1]. Но существует группа изделий из бронзы, например уплотнения и порш-

невые кольца компрессоров высокого давления, работающих на износ в условиях цикличе-

ских н агрузок. В производственной практике они выходят из строя, из-за разрушения [2].

Свинец повышает триботехнические свойства таких бронз [3,4]. Не растворяясь в меди при

низких температурах, свинец образует включения в медной матрице [5], как правило, имею-

щие неправильную форму с рваной межфазной поверхностью. Обладая очень низкими проч-

ностными характеристиками, эти включения становятся концентраторами напряжени я. Ис-

ходя их этого, одним из эффективных способов повышения прочностных характеристик та-

ких бронз является изменение формы свинцовых включений (по аналогии с графит ом в чу-

гуне). Для формирования определенной морфологии свинцовых включений отливки охлаж-

даются с определенными скоростями. Низкие скорости охлаждения п риводят к сфероидиза-

ции свинцовых включений, высокие к получению вытянут ой формы включений с рваной,

неровной поверхностью [6].

В настоящей работе поведены сравнительные исследования структуры и механиче-

ских свойств свинцовистой бронзы с различной морфологией свинцовых включений.

Для исследований использовалась бронза марки БрС10 содержащая 10% (масс.) свин-

ца и 90% меди. Выплавку бронз проводили в высокочастотной индукционной тигельной пе-

чи ВЧГ2-100/0,066 из технически чистых металлов. Р асплавленный металл заливали в гра-

фитовые формы, которые затем охлаждались на воз духе. Различные скорости охлаждения

отливок достигались путем предварительного нагрева литейной формы до различных темпе-

ратур. Скорость охлаждения при этом определялась с помощью прибора ―Термограф‖ разра-

ботанного на кафедре ПМЭ Томского политехнического университета по методике описан-

ной в [7]. Для достижения очень медленной скорости (<1º/с) охлаждение формы с залитым

металлом производилось вместе с печью.

Сравнение формы свинцовых включений проводили на микроструктурах образцов, не

подвергнутых травлению. Зерно и дендри тное строение медной матрицы выявлялось путем

травления травителем Марбле, состоящим из 50мл HCl, 2г CuSO

, 50мл спирта и 50 мл H

V Международная научно-техническая конференция

«Современные проблемы машиностроения»

______________________________________________________________

243

Микроструктуру бронзы изучали методом световой мик роскопии (ZEISS AXIO

Observer.A1m). Фрактография изломов проводилась на радио электронном микроскопе

Philips SEM 515 в режиме вторичных электронов, при ускоряющем напряжении 30 кВ.

Механические испытания на растяжение проводили при комнатной температ уре на

машине МИРИ-100К (Россия) со скоростью 2 мм/мин на образцах диаметром 5 мм и длиной

50 мм (ГОСТ 1497-84). Для проведения испытаний на ударную вяз кость применяли маятни-

ковый копѐр марки 2130КМ-0,3 с максимальным запасом энергии маятника 300 Дж. Объек-

тами исследований служили стандартные образцы Шарпи размерами 55×10×10 без надреза

(ГОСТ 9454-78).

Анализ микрострук туры отливок показал, что в образцах остывающих со скоростями

охлаждения 160-140ºС/с, включения свинца имеют вытянутую, пластинчатую форму с рва-

ной межфазной поверхностью. Падение скорости охлаждения приводит к их сфероидизации

и выравниванию межфазной поверхности [ 8]. Так включения свинца в образцах остывающих

со скоростями охлаждения <20ºС/с, округлые, шарообразной формы с гладкой межфазной

поверхностью, хотя вместе с тем попадаются и длинные продолговатые включения. Но и эти

продолговатые включения имеют гладкие, скруглен ные границы.

Падение скорости охлаждения так же привело к росту дендритов матрицы и увеличе-

нию размеров зерна (табл. 1). Согласно данным исследований снижение скорости охлажде-

ния в 5-6 раз привело к росту расстояния между ветвями дендрит ов в 2-2,5 раза и росту раз-

меров зерна в 3-4 раза.

Таблица 1

Параметры микроструктуры бронзы БрС10 полученной с различными скоростями охлаждения

Скорость охлаждения

Расстояние между осями второго по-

рядка дендритов меди, мкм

Балл зерна/средний диа-

метр зерна, мм

158

2/-

137

1/-

-/0,3 мм

-/0,5-0,6 мм

-/0,8-1,2 мм

0,15

120

-/2-3 мм

Проведенные механические испытания показали, что максимальной ударной вязко-

стью обладают образ цы со сферической формой свинцовых включений, полученные при

низких скоростях охлаждения (см. рис. 2).

0,5

1,5

2,5

3,5

0 20 40 60 80 100 120 140 160 180

Скорость охлаждения отливки, 0С/с

КС, кгс/см2

Рис. 2. Зависимость ударной вязкости KC бронзы БрС10 от скорости охлаждения

Это объясняется тем, что форма включений свинца очень сильно влияет на свойства

таких бронз. Свинцовые включения являются своего рода пустотами в теле отли вки (для ме-

ди σ

=220-250 МПа, для свинца σ

=13,5 МПа), обладая очень низкими прочностными харак-

теристиками, и служат концентраторами напряжения при приложении нагрузки. Чем более

V Международная научно-техническая конференция

«Современные проблемы машиностроения»

______________________________________________________________

244

правильную округлую форму и чем более ровные стенки имеют эти вкл ючения, тем равно-

мернее распределяется нагрузка по се чени ю и меньше концентрируется в местах их распо-

ложения. Кроме того, острые и рваные края вк лючений служат источником зарождения т ре-

щины в материале.

Фрактограммы поверхности изломов образцов полученных при разных скоростях ох-

лаждения равномерно покрыта ямками. Размеры этих ямок для каждого образца варьируются

незначительно. Это говорит об однородности стр уктуры и равномерном распределении кон-

центраторов напряжения и о вязком характере разрушения для обоих образцов. В тоже время

ямки на изломах образцов полученных при низких скоростях охлаждения более крупные

(средний диаметр 10-12 мкм), чем на образцах полученных при высоких скоростях охлажде-

ния (5-7 мкм). Это может являться следствием воз растания величины зерна. На рис. 3а н а по-

верхности излома видно некоторое количество темных пятен – это включения свинца по ко-

торым шло разрушение. На рис. 3б таких пятен значительно меньше и они имеют много

меньшие размеры. Кроме того, стенки ямок на поверхности изломов образцов полученных

при низких скоростях ох лаждени я имеют искривленный рельеф, волнистость. Это свиде-

тельствует о высокой пластичности при разрушении [9]. О более высокой пластичности об-

разца полученного при ни зкой скорости охлаждения говорит и больший угол изгиба перед

разрушением, чем у образца полученного при высокой скорости охлаждения.

Вместе с тем, изменение скорости охлаждения практически не влияет на твердость. Еѐ

значения лежат в пределах 50-55HB для всех образ цов. В условиях пластической деформа-

ции создаваемой индентором твердомера ни форма включений легкоплавкой фазы, ни вели-

чина зерна не имеют большого влияния на происходящие процессы, в связи, с чем и практи-

чески не изменяется твердость.

Исследуемые бронзы в промышленности и машиностроение не подвергаются дей ст-

вию растягивающих нагрузок из-за низкого предела прочности на разрыв. Тем не менее, ис-

пытания таких бронз на разрыв позволили более полно выявить механизм зарождения тре-

щины и разрушения. Испытания показали что образцы, полученные при высоких скоростях

охлаждения (~ 160 °С/c) имеют предел прочности 110МПа. При снижении скорости охлаж-

дения во время затвердевания до значений в ~ 10-20 °С/c, предел прочности образцов воз рас-

тает до 150МПа.

Сфероидизация свинцовых включений с п адени ем скорости охлаждения образцов, так

же как и п ри испытаниях на ударную вязкость, приводит к росту предела прочности. Анализ

а)

б)

Рис. 3. Фрактограммы изломов образцов из бронзы БрС10, полученных при высокой скорости

охлаждения (Vохл=158 °С/c) (а) и при низкой скорости охлаждения (Vохл=10 °С/c) (б)

РЭМ (режим вторичных электронов)

0,1 мм

V Международная научно-техническая конференция

«Современные проблемы машиностроения»

______________________________________________________________

245

поверхности изломов снова говорит о боль шей величине зерна у образцов, полученных ох-

лаждением с низкими скоростями.

Таким образом, согласно общепринятым положениям возрастающая величина зерна

дает ухудшение прочностных характеристик, но реально предел прочности возрастает. Медь

имеет высокую склонность к дендритной кристаллизации и получению крупного зерна даже

при высоких скоростях охлаждения. Это подтверждается проведенными исследованиями,

средний диаметр зерен 0,1-0,2мм (что соответствует 1-2 баллу зерн а) при скорости 110-

120ºС/с. Как следует из [10] для крупных размеров зерна рост его величины практически не

влияет на ударную вязкость и предел прочности. Таким образом, на распространение трещи-

ны будет оказывать существенное влияние в основном форма свинцовых глобул.

Свинцовые вкл ючения при микропластической деформации не наклепываются ввиду

того, что температ ура рекристаллизации свинца лежит ниже комнатной. Можно предпола-

гать, что в процессе продви жения т рещины по телу зерна и столкновении со свинцовым

включением, происходит снижение концентрации напряжений в устье трещины и временная

остановка ее роста, если включение мелкое и округлой формы (см. рис. 4б). В случае, когда

на пути трещины крупное, остроугольной формы и ли продолговатое, расположенное в на-

правлении роста трещины, свинцовое включение следует ожидать скачкообразного еѐ роста

(см. рис. 4а). Таким образом, наличие большого количества ориентированных в самых раз-

личных направлениях, вытянутых Pb включений имеющих острые края в образцах получен-

ных быстрым охлаждением облегчает продвижение трещины, снижая работу по еѐ распро-

странению.

а б

Рис. 4. Трещины на поверхности образцов полученных с различными скоростями охлаждения:

а – 158 °С/c; б – 10 °С/c;

Исследование микроструктуры отливок из бронзы БрС10 показало, что снижение ско-

рости охлаждения приводит к росту дендритов матрицы и величины зерна. По данным меха-

нических испытаний отливки из бронзы БрС10 полученные при более низких скоростях ох-

лаждения обладают более высокими значениями ударной вязкости и предела прочности.

Вместе с тем выше и пластичность этих образцов. Такие изменения механических свойств

объясняются изменениями морфологии свинцовых включений. Более округлая форма вклю-

чений с гладкой межфазной поверхностью служит меньшим концентратором напряжения в

сравнении с вытянутыми, рваными включениями.

V Международная научно-техническая конференция

«Современные проблемы машиностроения»

______________________________________________________________

246

Литература

1. B. Lunn, The wear resistance of tin bronzes and related alloys // Wear; Volume 8, Issue 5,

September-October 1965, Pages 401-406

2. D. Empl, V. Laporte, E. Vincent, N. Dewobroto, A. Mortensen Improvement of elevated

temperature mechanical properties of Cu–Ni–Sn–Pb alloys // Materials Science and Engineering A

527 (2010), pages 4326–4333

3. Mehmet Sirac Ozerdem,*, Sedat Kolukisa Artificial neural network approach to predict

the mechanical properties of Cu–Sn–Pb–Zn–Ni cast alloys // Materials and Design, 30 (2009),

pages 764–769.

4. Ugur Ozsarac, Fehim Findik, Mehmet Durman The wear behaviour investigation of

sliding bearings with a designed testing machine // Materials and Design 28 (2007), pages 345–350.

5. Osmo Teppo, Jaana Niemelä, Pekka Taskinen The copper-lead phase diagram // Thermo-

chimica Acta; Volume 185, Issue 1, 21 August 1991, Pages 155-169

6. CUI Hong-bao, GUO Jing-jie, SU Yan-qing, DING Hong-sheng, WU Shi-ping, B1 Wei-

sheng, XU Da-ming, FU Heng-zhi Microstructure evolution of Cu-Pb monotectic alloys during

directional solidification // Trans. Nonferrous Met. SOC. China 16(2006), pages 783-790

7. Корчмит А. В., Егоров Ю.П. Методика определения скорости охлаждения бронзы

Бр. ОСЦН 10-13-2-2 в формах с разной теплопроводностью // Обработка металлов. – 2005. –

№ 1. – С. 23–25.

8. Мартюшев Н.В., Корчмит А.В. Распределение свинцовых включений в структуре

медных сплавов // Материалы всероссийской научной конференции молодых ученых

―НАУКА. ТЕХНОЛГИИ. ИННОВАЦИИ‖. – Новосибирск: НГТУ, 2006. – ч. 2. – С. 189-191.

9. Гордеева Т. А., Жегина И.П. Анализ изломов при оценке надежности материалов. –

М.: Машиностроение, 1978. – 200 с.

10. Золоторевский В. С., Механические свойства металлов: учебник для вузов. – М.:

МИСиС, 1998. – 400 с.

ЭНЕРГОЕМКОСТЬ СТАТИЧЕСКОГО РАЗРУШЕНИЯ МАТЕРИАЛА

С МНОЖЕСТВЕННЫМИ ДЕФЕКТАМИ

П.О. Марущак, к.т.н., доц., А.П. Сорочак, аспирант, Р.Т. Бищак, аспирант

Тернопольский национальный технический университет имени Ивана Пулюя,

46001, г. Тернополь, ул. Русская, 56

Аналитический аппарат механики разрушения позволил сформулировать силовые,

деформационные и энергетические кри терии трещиностойкости материалов. Однако они

требуют специ ального техни ческого обеспечения и методической доработки при оценке

свойств негомогенных материалов [1]. Известны отдельные работы позволяющие проанали-

зировать влияние дефектности материала на его деформационные свойства и энергоемкость

разрушения [2]. Но ключевым условием использования предложенных подходов является

определение стадийности разрушения, на основании обработки диаграмм деформирования

негомогенного материла, а также их инженерная доработка [1,2].

Целью данной работы явилось проведение подобного анализа для материала, повреж-

денного сеткой трещин термомеханической усталости.

Методика исследований. Исследовали призматические образцы шириной 40 мм, вы-

сотой 60 мм, толщиной 10 мм. Испытания проводили в условиях одноосного статического

растяжение на гидравлической испытательной машине ZD 100Pu. Параллельно с регистра-

цией диаграмм «нагрузка – время» и «нагрузка – удлинение образц а» проводили фотографи-

рование поверхности образца. На основании автоматизированного анализа цифровых изо-

V Международная научно-техническая конференция

«Современные проблемы машиностроения»

______________________________________________________________

247

бражений поверхности образца определяли относительную площадь растрескивания, как от-

ношение суммы площадей трещин к площади исследованного участка [3]:

surf







(1)

где





– сумма площадей трещин термоусталости, идентифицированных на анализируе-

мом изображении, мм

. S

surf

– площадь анализируемого участка.

Макроскопические особенности деформирования образцов. На рис. 1,а приведено

изображение образца в исходном состоянии, а также диаграмма его статического деформи-

рования, рис. 1б.

t, c

кH

100

150

200

ІІ

ІІІ

ІV

Рис.1. Фотография образца с множественными дефектами (а) и диаграмма его статического

деформирования в координатах «нагрузка-время» (б): 1 – образец; 2 – стержни жесткости.

Диаграмма имеет несколько характерных участков, а некоторая «растянутость» гра-

фика во времени позволяет четко проследить переходы между соседними стадиями, а также

характер и количественные характеристики присутствующих «срывов» нагрузки. Диаграмма

(рис. 1б) в координатах (P-t) позволяет выделить основные этапы деформирования и разру-

шения материала с множественными дефектами. Необходимо отметить, что уже на участке

(0-1) деформирование протекает с наличием «срывов» вызванных очевидно подрастанием

отдельных трещин. Старт макротрещины приводит к падению нагрузки на участке (1-2), со-

провождаемому значительным увеличением деформации. В сопротивление разрушению во-

влекаются более высокие структурные уровни материала, в том числе с множественными

дефектами. Релаксационные процессы, происходящие в материале при пересечении фронта

магистральной трещиной и микродефектов отражаются в виде локальных срывов нагрузки

на диаграмме (рис. 1б). Их влияние приводит к торможению магистральной трещины, вслед-

ствие притупления ее вершины (рис. 1б). Остановка трещин ы позволяет использовать запасы

остаточной пластичности материала, что отражается в увеличении нагрузки до P = 4,0 кН на

участке (2-3). Повторный старт макротрещины приводит к разрушению образца, см. участок

(3-4), (рис 1б). Изложенные физические закономерности позволили определить энергозатра-

ты на увеличение площади магистрального дефекта, на различных этапах его подрастания

(рис. 2).

V Международная научно-техническая конференция

«Современные проблемы машиностроения»

______________________________________________________________

248

A, Дж

Рис. 2. Энергозатраты на увеличение площади магистрального дефекта

Обсуждение полученных результатов. Влияние сетки трещин на процессы деформи-

рования. Для анализа закономерностей развития трещины могут быть использованы подходы

механики и термодинамики. С этой точки зрения, энергоемкость старта трещины зависит от

запасенной энергии упругой деформации и способности ок ружающего объема рассеивать

выделяющуюся энергию без макроразрушения всего образца - диссипативной энергоемко-

сти.

Участок 0-1. На дан ном участке диаграмма имеет куполообразную форму, хотя мак-

роизломы образцов плоские без губ утяжки. Старт макротрещины сопровождается резким

увеличением деформации, что позволило четко зафиксировать нагрузку старта трещины на

кривой деформирования материала.

Участок 1-2. характеризуется деформированием материала путем его фрагментации,

выделения отдельных «островков», между наибольшими трещинами. Смещения фрагментов

материала возникают вследствие раскрытия трещин, что приводит к неоднородному распре-

делению деформаций по площади образца. Материал приобретает свойства разломно - бло-

ковой среды. Зарождение макротрещины происходит вследствие исчерпания диссипативной

способности материала и накопления в нем латентной энергии. Освобождаемая при объеди-

нении трещин большая энергия деформации не может быть поглощена, т.к. все остальные

каналы диссипации (в частности, механизмы пластической деформации в материале, а также

каналы раскрытия сетки дефектов и др.) для данных условий (температура, скорость нагру-

жения и др.) и счерпаны или оказываются неэффективными по сравнению с трещинообразо-

ванием.

Участок 2-3. Данный участок характеризуется приостановкой процесса разрушения и

повторным переходом к деформированию. При этом наличие множества дефектов играет, по

нашему мнению, определяющую роль, проявляясь в реализации закономерно стей, известных

под названием «правила тени», когда около мак роконцентратора возникает зона релаксации,

что приводит к снижению инт енсивности напряжений в этой области. Наличие множества

мелких трещин приводит к снижению напряжений и «выравниванию» их градиента. Много-

численное раскрытие дефектов перераспределяет напряжения, обуславливая «стабилизацию»

процесса деформирования. Разрушение образца, участок (3-4), является конечной стадией

фрагментации материала, когда происходит глобальная потеря сдвиговой устойчивости и

переход процессов деформирования и разрушения только на макроуровень. Деформацион-

ные процессы страгивают макротрещину, что приводит к ее старту и разрушению материала.

Необходимо отметить, что разрушение носит низкоэнергоемкий квазихрупкий характер,

обусловленный слиянием отдельных дефектов с макротрещиной . Изложенные закономерно-

сти разрушения образца с множественными дефектами обобщены в таблице 1.

V Международная научно-техническая конференция

«Современные проблемы машиностроения»

______________________________________________________________

249

Таблица 1

Структурные уровни деформации и участки кривой деформирования

при статическом разрушении образца с множественными дефектами

Участок на диа-

грамме «нагруз-

ка-время»

Факторы влияния на статическую прочность

Нагрузка, дли-

тельность этапа

Механизм деформирования

Влияние сетки трещин

0 – 1

Р  4,0…5,2 кН

t = 40 c

Переход от упругой дефор-

мации к пластической

Стохастическое раскрытие

дефектов и старт макро-

трещины

1 - 2

Р  5,2…2,0 кН,

t = 75

Глобальная потеря сдвиго-

вой устойчивости

Старт макротрещины, за-

крытие множественных

дефектов

2 - 3

Р  2,0…4,0 кН,

t = 75 c

Образец сопротивляется

деформированию активным

вовлечением поворотов

«островков» материала

Притупление макротре-

щины, раскрытие множе-

ственных дефектов

3 – 4

Р  4,0…0 кН,

t = 1 c

Потеря остаточной несу-

щей способности материала

и последующее разрушение

Рост макротрещины, за-

крытие множественных

дефектов

Анализ фрактограмм. Растресканный материал и материал в исходном состоянии (без

трещин) отличаются по масштабу структурной неоднородности. Так, если начальным эт апом

деформирования стали 25Х1М1Ф, имеющей феррито-перлитную структуру упрочненную

дисперсными включениями, является повышение плотности дислокаций, сдвиговые дефор-

мации субзерен [4], то для растресканного материала уже при небольших степенях относи-

тельной деформации возникает разориентированная структура гораздо более высокого уров-

ня. Уровень развития процессов деформирования растресканного материала соизмерим с

длиной трещин и определяется их структурой [5].

Анализ фрактограмм темплетов вырезанных из центральной части разрушенного об-

разца показал наличие нескольких характерных зон. Необходимо отметить, что фронт экс-

плуатационной усталостной трещины покрыт слоем окислов, рис. 3а. При эт ом, отметить от-

сутствие развитого пластического деформирования материала в зоне старта трещин ы, что

еще раз подтверждает н изкую энергоемкость этого процесса. Переходная зона является ти-

пичной для квазивязкого характера разрушения. Поверхность разрушения содержит как уча-

стки вязкого разрушения – ямки, наиболее вероятно сформированные вблизи областей кон-

центрации твердых включений, а также участки квазискола. Характер разрушения в преде-

лах отдельных ямок можно охарактеризовать как квазихрупкий.

Рис. 3. Фрактографическое зоны старта (а) и фрагмента поверхности разрушения (б) образца с

множественным растрескиванием: А – фронт усталостной трещины; Б – переходная зона

V Международная научно-техническая конференция

«Современные проблемы машиностроения»

______________________________________________________________

250

С отдалением от зоны старта трещины увеличивается количество ямок, и рельеф раз-

рушения становится боле развитым, рис. 3б. Хорошо видны места локального сдвига и отры-

ва материала. Различие цвета этих участков свидетельствует об их разориентации. Зона до-

лома представлена преимущественно ямковым механизмом разрушения.

Выводы. Предложена физико-механическая интерпретация стадийности процессов

деформирования материала с множественными дефектами, которая обеспечивается согл асо-

ванностью деформации материала и раскрытия дефектов. При степенях пластичности пре-

вышающих предел упругости материал с т рещинами можно рассматривать как композит со-

стоящих из разориентированных фрагментов материала окруженных трещинами. Старт тре-

щины максимальной длины, приводит к релаксации напряжений в материале, что может со-

провождаться последующим п ритуплением магистрального дефект а при пересечении фронта

магистральной трещины с вторичными дефектами.

Литература

1. Лебедев А.А., Чаусов Н.Г. Новые методы оценки деградации механических свойств

металла кон струкций в процессе наработки. – Киев. – Изд-во ИПП им. Г.С. Писаренко НАН

Украины, 2004. – 133 с.

2. Викулин А.В. Энергетический подход к оценке трещиностойкости материалов //

Заводская лаборатория. – 1983. – №2. – С. 69-72.

3. Yasnii P., Marushchak P., Konovalenko I., Bishchak R. Computer analysis of surface

cracks in structural elements // Mater. Sci. - 2008. - Vol. 44. - № 6. – P. 833-839.

4. Non-destructive analysis of heat-resistant steel applied to continuous caster roll after plas-

tic deformation / P. Yasniy, P. Maruschak, V. Hlado et al // Proc. of the 5

Int. Workshop

ITELMS'2010 (June 03-04), Ed’s Z. Bazaras, V. Kleiza. – 2010. – Panevėžys. – P. 27-30.

5. О влиянии состояни я границ раздела на характер локальных смещений в разломно-

блоковых и интерфейсных средах / С.Г. Псахье, В.В. Ружич, Е.В. Шилько и др. // Письма в

ЖТФ. – 2005. – Т. 31. – Вып. 16. – С. 80-87.

ЭКАСРЕДНЕПЕРИОДНАЯ СИСТЕМА АТОМОВ ЭЛЕМЕНТОВ ВЕЩЕСТВА

В.С. Матвеев доц., К. В. Баннов ассистент, А.В. Градобоев д.т.н., проф.,

Юргинский технологический институт Томского политехнического университета,

Россия, г. Юрга, ул. Ленинградская, 26, тел.(38451)6-22-48

E-mail: bannovkv@mail.ru

Периодическая система элементов (ПСЭ), остов которой заложил Д.И. Менделеев с

1.03.1869 по 11.12.1870., служит на учной базой материаловедения для всех подотраслей ма-

шиностроительного и металлургического производств.

Обрабатываемые (конструкционные) и обрабатывающие (инструментальные) мате-

риалы в очень широкой номенклатуре используются во всеохватном машиностроении при

изготовлении деталей машин и приборов на металлорежущих станках. В процессе резания

металлов, а к ним относится подавляющее большинство элементов ПСЭ, важнейшую роль

играет сродство свойств контактирую щей пары «инструмент - заготовка». Это обстоятельст-

во напрямую роднит теорию резания металлов с теорией ПСЭ. Из этого следует, что углуб-

ление знаний на пути создания фундаментальных научных основ теории резания металлов

настоятельно требует погружения в глубины знаний, заложенных внутри ПСЭ.

Цель данной работы заключается в адаптации результатов физического анализа ПСЭ,

полученных в [1], к т ради ционным представлениям, сложившимся в химии более, чем за 100

лет [2].