Применение метода механической спектроскопии для изучения субструктурной деградации и начальныхов разрушения сталей

Аннотация

Представлено новое направление механической спектроскопии, связанное с использованием характеристик релаксионных эффектов на температурных зависимостях внутреннего трения для наблюдения, количественного описания и прогнозирования деградационных процессов, подготавливающих переход в предельное состояние, и деструктивных проессов зарождения и развития микротрещин в локальных зонах концентрации напряжений. Приведены примеры исследований деградационных и деструкционных процессов в сталях.

Введение

В процессе пластической деформации происходит постепенное накопление дефектов кристаллической структуры (вакансий, междоузельных атомов, дислокаций и дисклинаций, двойников, границ блоков и зерен и т.п.) и усиление их взаимодействия. Вследствие этого на определенной стадии деформации в материале зарождаются субмикротрещины и, затем, микротрещины, которые, достигнув критического размера, приводят к необратимой повреждаемости материала. Процессы, приводящие к образованию и росту субмикро- и микротрещин, т.е. к локальному разрушению, получили в настоящее время общее наименование деструкционных процессов [1,2]. На предшествующей стадии деформации они, в свою очередь, подготавливаются деградационными процессами, связанными с закономерными изменениями дефектной структуры на микро-и мезомасштабных уровнях. Характер и масштабы развития этих процессов определяются кинетикой накопления и особенностями взаимодействия дефектов кристаллического строения, формируемых в результате внешнего воздействия на материал. Развитым теоретически и эффективным в экспериментальном плане методом их исследования является механическая спектроскопия (МС), объединяющая методики измерения внутреннего трения (ВТ) и других характеристик несовершенной упругости. Известно, что МС отличается высокой структурной чувствительностью и избирательностью к изменениям, происходящим на атомарном уровне [3-7].

Первые системные исследования взаимосвязи параметров ВТ с разрушением материалов начали проводиться 1970-80-е годы. Большую роль в этих исследованиях сыграла группа ученых, работавших в Тульском государственном университете под руководством профессора С. А. Головина. Здесь же были сделаны и теоретические разработки физических механизмов релаксационных процессов, получающих свое отражение на температурных спектры ВТ поврежденных материалов [8]. Целью данной работы является обзор новых результатов применения метода МС для исследований процессов деградации и деструкции сталей, а также прогнозирования перехода материала к стадии локального разрушения.

1. Методика проведения исследований

Всестороннее описание процессов, предшествующих разрушению материала, предполагает решение двух задач: создания методов, обеспечивающих возможность наблюдения и получения количественных оценок характеристик и параметров процессов деградации и деструкции. Решение первой задачи, то есть получения информации о процессах, ведущих к деградации свойств сталей и сплавов, с использованием метода МС основано на анализе на температурных зависимостей внутреннего трения (ТЗВТ) и установлении параметров и характеристик комплекса неупругих эффектов, отражающих взаимодействие и уровень концентрации атомарного (водородный пик Хуана - Фантоцци) и молизованного водорода (водородный максимум Снука-Кёстера), концентрацию примесей внедрения в феррите (максимум Снука), интенсивность дислокационно-примесного взаимодействия, блокировку дислокаций (максимум Снука-Ке-Кёстера), а также фон ВТ [4,7]. Совместный анализ параметров перечисленных эффектов позволяет детально описать изменения субструктуры, приводящие материал в предельное состояние (ПС) и к началу локального разрушения [9].

Теоретические исследования процесса перехода материала в ПС и эволюции образующейся системы микронесплошностей на стадии деструкции были основаны на теории релаксационных процессов, получающих развитие в материале на этой стадии [10-12]. В основе теоретической модели были положены представления о том, что при приложении к материалу внешнего циклического напряжения, амплитуда которого соответствует амплитудонезависимой области ВТ, обратимое скольжение дислокаций становится возможным только в отдельных зонах концентрации внутренних напряжений, которые суммируются с внешними напряжениями и становятся способными вызвать сдвиг дислокаций и развитие различных дислокационных реакций. При температурах выше 0,1Тпл к числу основных дислокационных процессов в деформированных металлах будут относиться термофлуктуационное образование и взаимодействие дислокационных перегибов. В ОЦК кристаллической структуре эти процессы становятся более сложным в связи с возможностью формирования на дислокациях перегибов двух типов с винтовой (в) и смешанной (е) компонентами.

Для случая, когда источником формирования локальных зон концентрации напряжений являются вершины микротрещин в ОЦК решетке, в работах [10-12], была представлена теоретическая модель процесса дислокационной релаксации, обусловленной движением дислокаций в локальных зонах концентрации напряжений, рассчитаны характеристики (время релаксации, энергия активации, температурный диапазон его развития при различных частотах нагружения и др.) ожидаемого релаксационного эффекта, который был назван авторами деструкционным максимумом ВТ. Модель прогнозирует появление на ТЗВТ двух релаксационных пиков, что соответствует участию в процессе дислокационных перегибов в- и е- типов. Поскольку микротрещины являются специфическими дефектами, образование которых обусловлено деструкционными процессами, изучение деструкционного максимума становится инструментом для установления закономерностей перехода материала в предельное состояние на базе ВТ.

Следует отметить, что аналогичный представленному в работе [10] подход к использованию подвижности дислокаций как инструмента для исследования неоднородного состояния матрицы может быть использован, например, при экспериментальном исследовании методом МС статистических характеристик случайных полей внутренних напряжений (СПВН). Для описания СПВН разработаны многочисленные теоретические модели, например, Е.Э. Засимчук, Б.М. Струниным и др., однако экспериментальные исследования статистических свойств случайных полей внутренних напряжений методом ВТ до настоящего времени не проводились.

2. Результаты исследований и их обсуждение

Предложенная модель релаксационного эффекта в материалах, находящихся в предельном состоянии предразрушения, была всесторонне проверена на различных железоуглеродистых сплавах и сталях, в которых локальные зоны концентрации напряжений формировали пластической деформацией растяжением или обжатием, наводороживанием или совместно и тем, и другим [9-14]. Приведем типичный пример: при увеличении степени предварительной деформации растяжением более чем на 6 % на температурных зависимостях внутреннего трения стали 20 в области температур 364...368 К (91...950С) формируется максимум внутреннего трения, представленный на рис. 1 [10,11]. Максимум асимметричный и уширенный (в ~ 0,4 — 0,5). Температурное положение максимума испытывает частотный сдвиг, что свидетельствует о его релаксационной природе. Компьютерный анализ максимума позволил установить, что он состоит из двух релаксационных пиков (пики Р1 и Р2), расположенных при температурах: Ттр1 = 321...326 К (48... 530С) и Ттр2 = 364...368 К (91...950С). Рассчитанные по частотному сдвигу энергии активации релаксационных процессов, ответственных за формирования пиков Р1 и Р2, составили: ’^,1 = 58, 8 ± 5 кДж/моль (0,61 эВ) и ’^,2 = 71,3 ± 5 кДж/моль (0,74 эВ), го = (1... 5) • 10“12 с. По мере повышения степени деформации высота максимумов Р1 и Р2 возрастает. Как показал проведенный анализ, активационные параметры представленных на рис.1 релаксационных эффектов хорошо согласуются с характеристиками термически активируемых процессов образования в- и е-перегибов в устьях микротрещин, рассчитанными в соответствии с теоретической моделью [10]. Кроме того, изменение его параметров от степени деформации однозначно связано с развитием поврежденности, что было удостоверено дополнительными исследованиями микроструктуры стали и параллельными измерениями зависимостей модуля упругости от температуры. На основе всего комплекса проведенных исследований было установлено, что представленный на рис.1 сложный максимум ВТ является деструкционным, а составляющие его пики Р1 и Р2 обусловлены в- и е- механизмами релаксации.

Теоретическая модель релаксационного ВТ, обуславливающая формирование деструкционного максимума, должна работать в любых ОЦК материалах, в структуре которых есть области концентрации внутренних напряжений, в частности, и в среде с распределёнными ЛЗКН у структурных элементов заданной геометрии, имитирующих трещины. В качестве такой среды использовали серые чугуны с различной формой графитных включений. Анализ ТЗВТ чугунов полностью подтвердил работоспособность теоретической модели, включая связь параметров деструкционного эффекта с уровнем микронапряжений, интенсивностью внешнего воздействия, уровнем концентрации напряжений, определяемого формой графитных включений [15].

Предложенный механизм формирования деструкционного максимума ВТ в ОЦК металлах должен быть универсальным и, следовательно, способным отображать развитие как деформационной, так и коррозионной поврежденности [16]. Анализ ТЗВТ наводороженных (после имитационного и эксплуатационного коррозионного воздействия) опытных сплавов и промышленных сталей подтвердили модельные представления. Так, на рис. 2 представлена температурная зависимость стали Ст3 после предварительного комплексного коррозионно-силового воздействия, включающей пластическую деформацию растяжением (7 %) и электролитическое наводороживание в течение 10 часов в среде 0,1 нормального раствора серной кислоты с роданистым аммонием при плотности тока 150  А/м2.

Рис. 1. ТЗВТ стали 20 после деформации 7 % (1 — экспериментальные точки; 2 — теоретическая кривая). Частота нагружения f ≈ 925 Гц

Рис. 2. ТЗВТ стали Ст 3 после деформации и последующего наводороживания. Частота нагружения f ≈ 925 Гц

Наблюдаемый на ТЗВТ максимум является сложным и включает три парциальных пика Р1, Р2 и Р. Все пики ВТ являются релаксационными и характеризуются следующими параметрами, определенными по частотному сдвигу: Ттр = 215...210 К (—58... — 630С), ТтР1 = 323...328 К (50...550С), Ттр2 = 361...366 К (88...930С), Wp = 48, 2 ± 5 кДж/моль, Wрl = 59, 7 ± 5 кДж/моль, ^^р2 = 68,5 ± 5 кДж/моль. Низкотемпературный максимум Р по его параметрам и особенностям развития определен в работе [16] как водородный максимум Снука-Ке-Кестера, а Р1 и Р2 являются в- и е-составляющими деструкционного максимума. Параметры составляющих деструкционного максимума Р1 и Р2 были связаны с длительностью воздействия, количеством и геометрией коррозионных трещин, возникающих при деформировании и наводороживании [16]. Это позволило оценить индивидуальные вклады разных деструктивных процессов в общее рассеяние. Полученные данные также свидетельствуют о том, что дефекты поврежденности различной природы, являясь результатом локализации и последующей релаксации внутренних напряжений, сохраняют между собой некоторую общность как элементы общей диссипативной системы. Это может стать фундаментом для разработки моделей формирования ЛЗКН, созданных сложными внешними воздействиями.

На основе полученных результатов исследования деструкционного максимума ВТ в материалах, содержащих ЛЗКН, были разработаны релаксационные критерии локального ПС. В их качестве использовали характеристики и активационые параметры составляющих деструкционного максимума: температурное положение, высота и энергия активации релаксационного процесса. Апробация предложенных релаксационных критериев была проведена на промышленных сталях, подвергнутых силовому, коррозионному и комплексному воздействиям [14-17]. Их использовали для изучения эксплуатационной поврежденности промышленных объектов. В частности, это были образцы труб продуктопроводов, тяжело нагруженных деталей кранового оборудования и др.

На рис.3 представлен участок температурной зависимости ВТ в диапазоне температур проявления деструкционного максимума ВТ для образца бывшей в эксплуатации трубной стали [10,17]. Здесь также были выявлены пики Р1 (Ттр1 = 318...323 К (45...500С), Wр1 = 59, 7 ± 5 кДж/моль) и Р2 (Ттр2 = 363...368 К (90...950С), Wр2 = 68, 4 ± 5 кДж/моль), а также пик Снука (Ттс = 396...401 К (123...128°С), Wрс = 79 ± 5 кДж/моль). Установлено, что пики Р1 и Р2, наблюдаемые на ТЗВТ трубных сталей, являются компонентами деструкционного максимума ВТ.

Рис. 3. ТЗВТ трубной стали 17ГС после 6 лет эксплуатации продуктопровода: 1 — эксперимент; 2 — теоретическая кривая составляющих пиков Р1, Р2 и пик Снука С. Частота нагружения f ≈ 920 Гц

Образование микронесплошностей и повышение плотности дислокаций связано со сроком службы трубы и изменением уровня микронапряжений в ее стенке. Для оценки уровня микронапряжений был проведен рентгеноструктурный анализ образцов труб [17]. Кроме того, оценили связь характеристик релаксационного эффекта со временем эксплуатации и изменением прочности и пластичности трубной стали 17ГС после различных сроков эксплуатации. Результаты исследований представлены в табл.1. С увеличением срока службы (особенно в начальный период эксплуатации) в материале повышается уровень внутренних напряжений (о*), увеличивается плотность дислокаций (р), т.е. повышается степень дефектности материала, что обусловлено наводороживанием, происходящим в процессе деформации. Об этом же свидетельствуют и изменения предела прочности а В, относительного удлинения ?5 и сужения ф.

Таблица 1

Изменение параметров тонкой структуры и механических свойств трубной стали 17ГС в процессе эксплуатации

Срок службы, год	σв, МПа	σ02, МПа	δ5, %	ψ, %	Qm-1(P1), 10-4	ρ, м-2	σi, МПа
0	602	432	30	64	-	1,2 · 108	7,4
4	609	440	26	64	1,7	2,1 · 1010	101,7
26	566	440	22	50	3,5	1,4 · 1010	98,6
30	512	398	23	51	4,9	2,1 · 1010	101,7

Как показали проведенные исследования, ведущим процессом в создании дефектов поврежденности продуктопроводов является деформация от силового действия на стенки трубы движущихся масс нефтепродуктов. Дополнительный вклад в деструкцию вносит коррозионное растрескивание при эксплуатационном наводороживании.

С использованием множественного регрессионного анализа соотношение между характеристиками механических свойств и высоты максимума Р1 от срока эксплуатации были разработаны вероятностные модели, учитывающие изменение релаксационных критериев, характеристик механических свойств трубных сталей от длительности их эксплуатации. Установив связь между параметрами эффектов и изменяющимися в результате эксплуатации механическими свойствами можно прогнозировать оценку масштабов накопления дефектов повреждаемости на основе анализа степени развития релаксационных эффектов.

Заключение

Подводя итог, можно отметить, что представленные в данном обзоре результаты показывают, что параметры деструкционного эффекта могут быть использованы для изучения кинетики и масштабов развития процессов деструкции и локального разрушения ОЦК материалов при различных видах внешнего воздействия. Предложенный метод может быть использован также и для экспертизы состояния материала и разработки критериев эквивалентной поврежденности при ускоренных испытаниях.

На основе описанной методологии в настоящее время активно проводятся исследования в следующих направлениях [18]: 1) определение стадийности деградации и деструкции; 2) детализация механизмов воздействий различной природы в их развитии (уточнение роли углерода и водорода в деградации); 3) развитие методов, использующие комплексный анализ параметров ВТ, упругости и акустической эмиссии как функций отклика на состояние материала.

Список литературы

1. Куманин В.И., Соколова М.Л., Лунева С.В. Развитие повреждаемости в металлических материалах // МиТОМ. 1995. №4. С.2-6.
2. Одесский П.Д. О деградации свойств сталей для металлических конструкций // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. 2003. Т.69, №10. С.41-49.
3. Криштал М.А., Головин С.А. Внутреннее трение и структура металлов. М.: Металлургия, 1976. 376 с.
4. Метод внутреннего трения в металловедческих исследованиях // Справ. изд. под ред. Блантера М. С., Пигузова Ю.В. М.: Металлургия, 1991. 248 с.
5. Новик А., Берри Б. Релаксационные явления в кристаллах. М.: Атомиздат, 1975. 472 с.
6. Блантер М.С., Головин И.С., Головин С.А. Механическая спектроскопия металлических материалов. М.: МИА, 1994. 256 с.
7. Juan J.S., Fantozzi G., No M.L., Esnouf C. Hydrogen Snoek-Koster relaxation in iron // J. of Physics F: Metal Physics. 1987. V.17, №4. P.837-848.
8. Головин С.А., Агеев В.С., Сергеев Н.Н., Левин Д.М. Изучение подвижности микротрещин в конструкционной стали при длительных испытаниях в водородсодержащих средах // ФХММ. 1975. Т.11, №6. С.24-27.
9. Чуканов А.Н. Физико-механические закономерности формирования предельного состояния и развития локального разрушения в металлических материалах: дисс. на соиск. уч. степ. докт. техн. наук. Тула: ТулГУ, 2001. 387 с.
10. Левин Д.М., Чуканов А.Н. Неупругие эффекты как инструмент изучения зарождения и развития дефектов поврежденности в металлах // Изв. ТулГУ. Сер. Физика. 2003. Вып.3. С.18-50.
11. Чуканов А.Н., Левин Д.М, Муравлева Л.В. Внутреннее трение как мера локальной поврежденности металлических материалов // Изв. РАН. Сер. Физическая. 2000. Т.64, №9. С.1714-1717.
12. Левин Д.М., Чуканов А.Н. Релаксационные процессы в ОЦК железе, обусловленные образованием термических перегибов в вершине трещины // Конденсированные среды и межфазные границы. 2000. Т.2, №3. С.233-236.
13. Левин Д.М., Чуканов А.Н., Беляев В.В. Дислокационная релаксация, индуцированная локальными напряжениями структурных дефектов // Деформация и разрушение материалов. 2005. №2. С.40-44.
14. Левин Д.М. Чуканов А.Н. Влияние локализованных напряжений, создаваемых структурными дефектами, на динамику дислокационных скоплений // Изв. РАН. Сер. Физическая. 2005. Т.69, №8. С.1201-1205.
15. Левин Д.М., Чуканов А.Н., Муравлева Л.В. Спектр внутреннего трения чугунов // Изв. ТулГУ. Сер. Физика. 1998. Вып.1. С.72-75.
16. Левин Д.М., Чуканов А.Н., Муравлева Л.В. Исследования неупругих свойств материалов, содержащих дефекты водородной повреждаемости // Изв. ТулГУ. Сер. Материаловедение. 2000. Вып.1. С.48-51.
17. Левин Д.М., Чуканов А.Н, Муравлева Л.В., Беляев В.В. Релаксационные критерии в прогнозировании остаточного ресурса промышленных объектов // Вестник Тамбовского государственного университета. Сер. Естественные и технические науки. 2003. Т.8. Вып.4. С.634-637.
18. Чуканов А.Н., Левин Д.М, Яковенко А.А. Использование и перспективы метода внутреннего трения в оценке деградации и деструкции железо — углеродистых сплавов // Изв. РАН. Сер. Физическая. 2011. Т.75, №10. С.1423-1427.