Развитие усталостного разрушения низколегированных сталей контролируемой прокатки с полосчатой структурой

• Автор: Ануфриев, Сергей Валерьевич
• Шифр специальности: 05.16.01
• Научная степень: Кандидатская
• Год защиты: 2010
• Место защиты: Тула
• Количество страниц: 173 с. : ил.

СОДЕРЖАНИЕ
ВВЕДЕНИЕ..

Глава 1. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА.

1.1. Влияние режимов контролируемой прокатки на структуру и механические свойства низколегированных сталей

1.2. Пластическая зона и кинетика развития усталостной поврежденности

1.3. Влияние структурных факторов на циклическую повреждаемость.

1.3.1. Влияние структурного состояния металла на усталость и вязкость разрушения

1.3.2. Разрушение полосчатых структур.

1.4. Влияние структурных факторов, внешних и внутренних напряжений на магнитные свойства ферромагнитных сталей

1.5. Основные выводы

Глава 2. МЕТОДОЛОГИЯ ИССЛЕДОВАНИЯ НАКОПЛЕНИЯ УСТАЛОСТНОЙ ПОВРЕЖДЕННОСТИ В АНИЗОТРОПНЫХ СТРУКТУРАХ
2.1 Обоснование и выбор материала.
2.2. Состав и механические свойства исследуемых сталей
2.3. Методология и методики исследований
2.3.1. Методы исследования структурного состояния.
2.3.2. Оборудование, образцы, методы испытаний на усталость
и обработка результатов.
2.3.3. Определение скорости роста усталостных трещин
2.3.5. Методика исследования усталости в полосчатых структурах
2.3.6. Разрушение натурных образцов но методу Кинцеля.
2.3.7. Магнитный контроль поврежденности по методу
коэрцитивной силы.
2.4. Основные результаты и выводы.
Глава 3. ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРНОГО СОСТОЯНИЯ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЛИСТОВОГО ПРОКАТА
3.1. Структурная анизотропия и упрочняющие структурные факторы
3.2. Деформационные процессы при циклическом нагружении.
3.2.1. Макропластические циклические деформации.
3.2.2. Упрочненные и разупрочненные области пластической зоны.
3.3. Кинетика разрушения полосчатых структур.
3.4. Развитие усталостных повреждений в полосчатых структурах
3.4.1 Траектория фронта трещин в гнаправлении проката.
3.4.2. Построение феноменологической модели механизма усталостного разрушения полосчатых структур
3.5. Основные результаты и выводы
Глава 4. ПОВРЕЖДАЕМОСТЬ ПОЛОСЧАТЫХ СТРУКТУР В КОНСТРУКЦИЯХ И СПОСОБЫ ПОВЫШЕНИЯ ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ СВОЙСТВ ПРОКАТА ИЗ СТАЛИ Г2ФБЮ.
4.1. Анализ разрушения натурных образцов и металлических конструкций выполненных из проката с полосчатой структурой
4.2. Определение механических свойств проката из стали Г2ФБЮ после термической обработки.
4.2.1. Ферритнобейнитная структура стали Г2ФБЮ
4.2.2. Сопротивление стали Г2ФБЮ статическому и динамическому изгибу
4.2.3. Характеристики усталостного разрушения стали Г2ФБЮ в ферритнобейнитом структурном состоянии.
4.3. Особенности диагностирования сталей контролируемой прокатки методом коэрцитивной силы.
4.4. Основные результаты и выводы.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ И ОБЩИЕ ВЫВОДЫ
СПИСОК ЦИТИРУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ


Успешное осуществление контролируемой обработки низкоуглеродистых низколегированных сталей типа Г2, не содержащих сильных карбидообразующих элементов, затруднено из-за склонности их к интенсивной рекристаллизации при температурах горячей деформации и высокой скорости образования феррита [3]. Для предотвращения рекристаллизации в сталь обычно вводят сильные карбидо- и питридообразующие элементы (N6, V, А1), образующие дисперсную фазу. Прокатка таких сталей позволяет реализовать все виды КП, но чаще всего сводится к двухстадийной ВКП с заданной степенью деформации на каждой стадии. Химический состав низколегированной стали с ниобием (Г2ФБ, Г2БТ и др. КП. Они достаточно широки (рис. КП (велик температурный интервал), поэтому требуется либо исключить вторую стадию, начиная чистовую прокатку ниже точки Агз) (рис. Рис. На рис. Для простых углеродистых сталей не представляется возможным выделить температурный интервал для проведения II стадии КП (рис. Мп низколегированной стали этот интервал узок для реального использования в промышленных условиях (рис. В этом случае процесс горячей деформации может протекать в различных условиях, включая область частичной рекристаллизации аустенита. Для низколегированных сталей с микродобавкой ниобия четко определяются области для всех трех стадий КП (рис. ВКП с ускоренным охлаждением (ВКПУО) (рис. РКП (I стадия) ТЙ-У-М-содержащих сталей (рис. При повышенных температурах смотки полос на стадии медленного охлаждения рулона может протекать ряд процессов структурообразования, определяющих изменение комплекса свойств [4]. Для углеродистых и низколегированных сталей это рост зерна феррита, возврат, рекристаллизация деформированного аустенита, сфероидизация цементита; значительное развитие эти процессы имеют при температуре смотки Гсм > 0 °С. В микролегированных сталях может дополнительно протекать выделение и коагуляция частиц карбонитридных фаз. Кроме того, при Гсм~0 °С и выше происходят процессы сегрегации примесных элементов (в частности, фосфора) и связанное с ними охрупчивание стали. Использование в качестве завершающего этапа ТМО деформации нерек-ристаллизующегося аустенита дает возможность в большей степени улучшить комплекс свойств сталей различных типов. Деформация аустенита приводит к формированию вытянутых «дискобразных» зерен, а также к образованию двойников и дислокационных построений, что обеспечивает значительное увеличение в аустените удельной площади эффективных поверхностей. При у—>а превращении такая структура аустенита обусловливает: возростание количества центров зарождения феррита и измельчение зерна; в сталях с бейнитной структурой повышение дисперсности бейнита, а также повышение однородности структуры и исчезновение участков мартенсита [5]. Стадия ускоренного охлаждения обеспечивает дополнительное измельчение зерна феррита, контролирование соотношения структурных составляющих и уменьшение размера выделяющихся частиц карбонитридных фаз [6]. На рис. С) на механические свойства сталей с разным типом структуры (мик-ролегированных необием). При всех изученных типах структуры (феррит +перлит; феррит+бейнит; бейнит; мартенсит отпущенный) качественные изменения свойств одинаковы: наблюдается повышение предела текучести и снижение порога хладноломкости, наибольший эффект отмечается у стали с ферритоперлитной структурой. Рис. На рис. ВКП. Г5о (при данном размере зерна феррита). Но поскольку величина зерна в микролегированных сталях меньше, их хладостойкость существенно выше. Формирование при ускоренном охлаждении небольшого количества бейнита (до %) взамен перлита обусловливает увеличение временного сопротивления разрыву и, как видно из рис. При введении в сталь элементов, усиливающих устойчивость аустенита (Сг, №), с возрастанием объемной доли продуктов промежуточного распада до ~ % наблюдается увеличение предела текучести, далее на кривой упрочнения исчезает площадка текучести и происходит линейный рост условного предела текучести о0>2. Рис. Зависимости температуры вязко-хрупкого перехода Т$о и предела текучести от от размера зерна сталей типа Г2 после ВКП [2]: х (/) - сталь Г2 без микролигирующих добавок; о,а,Д,у (2) - сталь с разными вариантами микролегирования ЫЬ, V, Ті (охлаждение на воздухе); *,и,А,Т (3)-с ускоренным охлаждением.