Картины локализации деформации на стадии предразрушения в биметалле углеродистая сталь – нержавеющая сталь

Введение

В физическом описании процесса пластического течения до настоящего времени практически открытым остается вопрос о причинах и природе изменения характера макроскопической локализации и деформационного упрочнения при переходе от одной стадии процесса к другой. Несмотря на то, что собственно механизмы деформационного упрочнения, действующие на конкретных стадиях процесса деформирования, в достаточной степени разработаны на микроскопическом уровне [1], остается открытым главный вопрос: о причине исчерпания возможностей одного механизма и начале реализации другого. Таким образом, существуют пробелы в макроскопическом описании феномена пластичности. Это препятствует, с одной стороны, полному пониманию природы упрочнения материалов, а с другой – тормозит развитие технологических методов обработки материалов (прокатки, ковки, штамповки и волочения), связанных с использованием больших пластических деформаций [2]. В связи с этим возникает необходимость расширения и уточнения модели и механизма отклика металлов на внешние механические воздействия. Благодаря этому будет облегчена возможность построения современного варианта теории пластичности, учитывающей физические, механические и материаловедческие аспекты проблемы биметаллических материалов [3], которые находят широкое применение в различных областях техники за счет достижения не только качественно новых свойств изделий, но и существенной экономии дорогостоящих материалов. При совместной прокатке заготовок, состоящих их разнородных металлических компонентов, сложные закономерности развития их пластического течения по длине очага деформации обуславливают сложный характер развития зоны соединения [4].

Работы по изучению структуры и механических свойств биметаллических материалов проводятся уже в течение нескольких десятилетий [5 – 7]. В результате были решены вопросы технологии их изготовления, показаны пути улучшения механических свойств готовых изделий, получено большое количество экспериментальных данных, объясняющих различные аспекты строения и управления свойствами таких материалов [8 – 11]. В то же время теоретические представления не позволяют адекватно прогнозировать разрушение биметаллов в виде расслоения при их обработке методами пластического формоизменения. Использование подходов механики слоистых композиционных материалов [12; 13] позволило спрогнозировать расслоение биметаллических материалов при малых упруго-пластических деформациях [14; 15], характерных для эксплуатационных нагрузок, но прогнозирование применительно к процессам с большими пластическими деформациями весьма затруднительно.

В исследованиях [16; 17] показано, что картины локализации пластической деформации при растяжении образцов биметалла имеют автоволновой характер [18 – 21]. На упруго-пластическом переходе зоны локализованной пластической деформации зарождаются в областях соединения биметалла и распространяются в виде фронтов Людерса сначала в основном слое низкоуглеродистой стали, затем в плакирующих слоях нержавеющей стали [16; 17]. В настоящей работе получены данные о распределениях локальных деформаций в основном и плакирующем слоях биметаллического материала на развитых стадиях пластического течения и разрушения. При этом возникает возможность сравнения картин локализованной деформации, полученных для отдельных компонентов биметалла, деформируемых при таких же условиях.

Материалы и методы

Для исследования выбран коррозионностойкий биметалл низкоуглеродистая сталь Ст3сп + нержавеющая сталь 12Х18Н9Т, полученный методом заливки с последующей прокаткой в лист толщиной 8 мм. В основе метода лежит получение двух- или многослойного слитка заливкой одного или более слоев на твердый слой другого состава [3]. Основным слоем толщиной приблизительно 6,7 мм является низкоуглеродистая сталь марки Ст3сп. Толщина верхнего и нижнего плакирующего слоев из нержавеющей стали 12Х18Н9Т составила приблизительно 0,75 мм. Плоские образцы с размерами рабочей части 42×8×2 мм вырезали из листов трехслойного металла таким образом, чтобы рабочая поверхность (поверхность наблюдения) была ориентирована нормально к направлению прокатки листов.

Микроструктура и элементный состав исследуемых биметаллов в зоне соединения подробно рассмотрены в работах [16; 17]. Структура основного металла Ст3сп характерна для структур малоуглеродистых сталей, матрицей которых является феррит, содержащий небольшое количество перлита. Структура плакирующего металла 12Х18Н9Т характерна для нержавеющих сталей и представляет собой вытянутые вдоль оси проката зерна аустенита. Количество образовавшегося α′-мартенсита деформации в плакирующем слое нержавеющей стали 12Х18Н9Т в результате растяжения биметалла 12Х18Н9Т + Ст3сп определяли путем рентгеноструктурного анализа. Для получения рентгенограмм использовали монохроматизированное CuKα-излучение на установке ДРОН-3. Анализ рентгенограмм поверхностного слоя стали 12X18H9T биметалла показал, что в исходном состоянии содержится только аустенит (γ-фаза) c параметром решетки а = 3,5999 Å. В деформированных растяжением образцах биметалла в поверхностных слоях нержавеющей стали 12X18H9T реализуется наведенное деформацией γ – α′-фазовое превращение [9] и выявлена двухфазная структура с различным соотношением α- и γ-фаз. При общей деформации εtot = 15 % содержание α′-фазы в виде мартенсита (а = 2,8873 Å) составило примерно 52 ± 4 %, остальное – аустенит (γ-фаза) c параметром решетки а = 3,5999 Å.

Образцы растягивали на испытательной машине Walter + Bai LFM-125 со скоростью деформации 6,67·10\(^{-}\)⁵ с\(^{-}\)¹ при комнатной температуре. Для выявления стадий деформационного упрочнения, описываемых эмпирическим уравнением Людвика-Холломона σ = Kε\(^{n}\) (где K и n – константы материала), определяли значения K и n из графика в двойных логарифмических координатах истинные напряжения – истинные деформации ln(s – s₀) = f (lne).

Согласно концепции разрушения материала с учетом накопления повреждений [13], параметр поврежденности D может быть рассчитан [22]:

\[D =  - \frac{1}{2}\ln \left( {\frac{{{{\tilde E}_i}}}{{{E_0}}}} \right),\]

где E₀ – модуль упругости материала (модуль Юнга); \({\tilde E_i}\) – секущий модуль.

В настоящей работе секущий модуль определяли по наклону линейного участка диаграмм растяжения в циклическом режиме нагрузка – разгрузка с интервалом 2,5 % общей деформации.

Для наблюдения макроскопической локализации пластической деформации использовали методику, сочетающую механические испытания на одноосное растяжение с адаптированной для исследования пластической деформации корреляцией цифровых спекл-изображений. Методика позволяет восстанавливать поле векторов смещений, возникающее на поверхности плоского образца на любом этапе процесса, и вычислять компоненты тензора пластической дисторсии. Детали и возможности такой методики описаны в работах [18 – 21] и здесь дополнительно обсуждаться не будут.

Результаты исследований

Ранее было показано [16], что в процессе растяжения образца биметалла, состоящего из металлов с разными механическими свойствами (низкоуглеродистася сталь Ст3сп и аустенитная нержавеющая сталь 12Х18Н9Т), пластическое течение на начальной стадии начинает протекать в основном слое мягкого металла, в то время как более прочный плакирующий слой нержавеющей стали деформируется еще упруго. Затем на площадке текучести деформируются пластически основной слой и плакирующий слой биметалла. Aнализ картин распределений локальных деформаций показал, что на ранних стадиях процесса пластического течения трехслойного биметалла одиночный фронт в форме полосы Чернова-Людерса (ПЧЛ) первоначально возникает на границе соединения в основном слое низкоуглеродистой стали Ст3сп, а затем инициирует зарождение фронта ПЧЛ в плакирующем слое стали 12Х18Н9T. На протяжении всей площадки текучести одиночный фронт локализации распространяется как в основном, так и в плакирующем слое.

Далее на стадии параболического деформационного упрочнения в основном слое низкоуглеродистой стали Ст3сп биметалла наблюдается система стационарных очагов локализации пластической деформации ε_xx с пространственным периодом λ = 4 ± 1 мм (рис. 1, а). Следует отметить, что на переходном участке от стадии параболического деформационного упрочнения к стадии предразрушения биметалла зафиксировано изменение приростов локальных деформаций ε_xx(x, t) в основном слое Ст3сп (рис. 1, б).

Далее на стадии предразрушения биметалла неподвижные ранее очаги локализации пластической деформации ε_xx в основном слое Ст3сп начинают согласованное движение с тенденцией к их слиянию к высокоамплитудному максимуму локальных деформаций. Как и в случае монолитного образца низкоуглеродистой стали Ст3сп, в основном слое Ст3сп биметалла высокоамплитудный максимум в виде распределений локальных удлинений указывает на место формирования макроскопической шейки и будущего вязкого разрушения.

Для детального анализа эволюции распределений локальных удлинений ε_xx при переходе от параболической стадии деформационного упрочнения к стадии предразрушения биметалла были проанализированы изменения суммарных значений компонент ε_xx для разных точек вдоль оси растяжения: в основном слое биметалла стали Ст3сп (рис. 2, а, точки 1 – 4) и вблизи зоны соединения двух материалов (рис. 2, а, точки 1′ – 4′) во временном интервале t = 1400 ÷ 3850 c, что соответствовало общей деформации ε_tot = 0,12 ÷ 0,33.

Установлено, что средняя суммарная величина локальных удлинений ε_xx практически постоянна на стадии параболического деформационного упрочнения и начинает отклоняться от постоянного уровня при общей деформации ε_tot = 0,19 ÷ 0,25, что соответствует переходу от стадии параболического деформационного упрочнения к стадии предразрушения (рис. 2, б, кривые 1 и 2). В очаге локализации пластической деформации (рис. 2, а, точки 4 и 4′) как в основном слое низкоуглеродистой стали Ст3сп (рис. 2, б, кривая 2), так и вблизи плакирующего слоя нержавеющей стали 12Х18Н9T (рис. 2, б, кривая 1) обнаружен экстремальный рост суммарных значений локальных удлинений ε_xx, который соответствует переходу от параболической стадии деформационного упрочнения к стадии предразрушения биметалла.

Логарифмирование зависимостей ε_xx (ε/δ) (рис. 2, б, кривые 1 и 2) позволило выделить линейные участки с разным наклоном. Первая точка пересечения прямых линий соответствует началу стадии параболического деформационного упрочнения, вторая точка соответствует ее окончанию и переходу к стадии предразрушения.

Математическую обработку зависимостей ε_xx (ε/δ) (рис. 2, б, кривые 1 и 2), соответствующих инкременту локальных удлинений в очаге локализации в основном и плакирующем слоях биметалла на стадии предразрушения, проводили с использованием метода двойного t-критерия [23]. Статистический анализ показал, что отличие наклона кривых 1 и 2 (рис. 2, б) для основного и плакирующего металла значимо, поскольку двойной t-критерий | t | = 17,5 > 2,3, то есть | t | > t_α, f, где табличное значение коэффициента Стьюдента t_α, f  = 2,3 [23].

Полученные результаты позволяют утверждать, что в плакирующем слое нержавеющей стали 12Х18Н9T (рис. 2, б, кривая 1) инкремент локальных удлинений ε_xx в очаге локализации (рис. 2, а, точки 4 и 4′) больше, чем в основном слое низкоуглеродистой стали Ст3сп (рис. 2, б, кривая 2), при переходе от параболической стадии к стадии предразрушения биметалла. Такое различие, вероятно, связано с характером накоплений повреждений в разных слоях биметалла в процессе растяжения.

Параметр поврежденности D по выражению (1) рассчитывали при проведении механических испытаний на одноосное растяжение образцов биметалла в режиме нагрузка – разгрузка. Анализ данных показал, что между параметром поврежденности и величиной общей деформации при растяжении образцов как отдельных составляющих, так и биметалла существует экспоненциальная зависимость. Поскольку механические свойства материалов разных слоев биметалла существенно отличаются, целесообразнее рассмотреть зависимость параметра поврежденности D от величины общей деформации растяжения ε, нормированных на значения относительного удлинения до разрыва δ каждого материала. Из совмещенных зависимостей для суммарных локальных удлинений ε_xx и параметра поврежденности D от нормированной пластичности ε/δ (рис. 2, б) следует, что накопление повреждений и инкремент локальных удлинений при одинаковом уровне общей деформации в плакирующем слое аустенитной нержавеющей стали 12Х18Н9Т (кривые 1 – 1′) происходит быстрее, чем в основном слое низкоуглеродистой стали Ст3сп (кривые 2 – 2′) биметалла.

Установлено, что при общей деформации ε_tot = 0,33 разрушение биметалла начинается с формирования трещины в плакирующем слое нержавеющей стали, затем трещина начинает распространяться в основном слое низкоуглеродистой стали и в процессе движения разделяется на ряд микротрещин. Магистральная трещина в основном слое в процессе разрушения распространяется скачкообразно по зигзагообразной траектории. Как только трещина проходит через все сечение образца, при общей деформации ε_tot = 33,5 происходит разрушение биметалла. Характер разрушения низкоуглеродистой стали Ст3сп и аустенитной нержавеющей стали 12Х18Н9Т различный. Основная компонента биметалла из стали Ст3сп разрушается по вязкому механизму, в то время как разрушение плакирующего слоя из стали 12Х18Н9Т в биметалле идет по хрупкому механизму [24]. Эти данные подтверждают различный характер зависимостей параметра поврежденности в разных слоях биметалла в процессе нагружения (рис. 2, б).

Таким образом, при одноосном растяжении биметалла после площадки текучести на границе раздела двух слоев со стороны плакирующего слоя появляются микротрещины. Данное явление связано с градиентом локальных напряжений в зоне соединения вследствие химической и структурной неоднородностей [16; 17]. Несмотря на то, что в монолитном состоянии нержавеющая сталь 12Х18Н9Т обладает большим уровнем прочности и пластичности, в условиях совместной деформации биметалла, прокатанного на толщину 8 мм, локализация пластической деформации и накопление микротрещин в плакирующем слое происходит гораздо интенсивнее по сравнению с основным низкопрочным слоем малоуглеродистой стали.

Выводы

При исследовании картин локализованной деформации биметалла 12Х18Н9T + Ст3сп на развитых стадиях пластического течения корреляцией цифровых спекл-изображений выявлены следующие закономерности.

В основном слое низкоуглеродистой стали Ст3сп биметалла на стадии параболического деформационного упрочнения формируется стационарная система эквидистантных зон локализации деформации с пространственным периодом 4 ± 1 мм. На стадии предразрушения неподвижные очаги локализации пластической деформации начинают согласованное движение к очагу, характеризующемуся большой амплитудой компоненты локального удлинения ε_xx, где затем происходит образование шейки и вязкое разрушение образца.

Обнаружен экспоненциальный рост суммарной величины локальных удлинений ε_xx при переходе от стадии параболического деформационного упрочнения к стадии предразрушения в области формирования шейки биметалла как в основном слое низкоуглеродистой стали, так и в плакирующем слое нержавеющей стали.