CC BY
38
4
Металлургия и материаловедение
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Чачин, В.Н. Электрогидроимпульсная обработка материалов в машиностроении [Текст] / В.Н. Чачин, К.Н. Богоявленский, В.А. Вагин [и др.].— Минск: Наука и техника, 1987. — 231 с.
2. Исаченков, Е.И. Контактное трение и смаз
ки при обработке металлов давлением. — М.: Машиностроение, 1978.-208 с.
3. А. с. №711833, G 01 № 19/02. Способ и устройство для определения динамического коэффициента трения [Текст] / П.А. Кузнецов, B.C. Мамутов, К.К., Мертенс [и др.].
УДК 669.1.01 7:669.018.44:669:01 8.28:621.74.011
A.C. Орыщенко, С.Ю. Кондратьев, Г.П. Анастасиади, М.Д. Фукс, С.Н. Петров
ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРНЫХ ИЗМЕНЕНИЙ В ЖАРОПРОЧНОМ СПЛАВЕ 45Х26НЗЗС2Б2 ПРИ ТЕМПЕРАТУРАХ ЭКСПЛУАТАЦИИ. Сообщение 2: ВЛИЯНИЕ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОЙ ВЫДЕРЖКИ
Условия работы высокотемпературных установок нефтехимических и металлургических производств существенно отличаются от режимов эксплуатации энергетических установок, используемых в других областях техники, и являются одними из наиболее сложных в современной промышленности. При этом определяющие эксплуатационные факторы в них — рабочие температуры и среда [1,2]. Так, в змее-виковых системах установок пиролиза отношение рабочей температуры ктемпературе солиду-са сплавов, применяемых для их изготовления, достигает значения Граб / Гсол = 0,85; тогда как в энергетических установках транспортных систем, например реактивных двигателях, Граб / Тст < 0,73 (с учетом временных перегревов до температур 1150 и 950 °С соответственно) [3]. Кроме того, эксплуатация при максимальном значении Граб/ Гсол для двигателей, в отличие от змеевиковых систем, жестко ограничивается длительностью от 0,5 ч до нескольких часов. Агрессивное воздействие рабочей среды на материал оборудования нефтехимических производств также существенно сильнее по причине более высокой рабочей температуры, повышенной концентрации агрессивных веществ и более сложных условий их движения.
Следствие перечисленных обстоятельств — неизбежная нестабильность структуры и меха-
нических свойств сплавов, применяемых для изготовления высокотемпературного нефтехимического оборудования. По этой причине параметры стабильности структуры сплава, устанавливаемые техническими условиями для материалов двигателей, фактически не включаются в требования к материалам оборудования нефтехимических производств. Однако именно характер и кинетика структурных изменений определяют работоспособность сплавов при длительной высокотемпературной эксплуатации [4].
В связи с этим целью представляемой работы было изучение структурной стабильности литого жаропрочного жаростойкого сплава на основе системы Ге-Сг-М базовой композиции Х25Н35 путем анализа изменений параметров структуры, химического состава и морфологии упрочняющих фаз при Граб / Тсол = 0,80-0,85.
Материалом исследования был выбран сплав марки 45Х26НЗЗС2Б2, разработанный ФГУП ЦНИИ КМ «Прометей», который используется для изготовления радиантных змеевиков высокотемпературных установок пиролиза [5]. Сплав выплавляли в индукционных печах емкостью 500 кг на чистых шихтовых материалах по ТУ 1333-03207516250—2008 и разливали в песчаные формы — стандартные клиновые литейные пробы (поГОСТ 977—88). Фактический химический состав исследованного сплава, масс. %, следующий:
С................0,48
Si................1,86
Мп...............0,91
Cr................24,6
Ni................35,3
Nb...............1,72
W................0,57
Mo...............0,23
Ti................0,14
N................0,05
Fe................Ост.
Излитых заготовок для структурных исследований изготавливали образцы размером 10x10x15 мм, которые подвергали высокотемпературной термической обработке. Нагрев и выдержку образцов осуществляли в электрической печи типа СШОЛ с нагревательной спиралью из фехралевой проволоки марки 0X27 ЮТ. Точность измерения температуры образца составляла + 2 °С. Образцы выдерживали при температуре 1150 °С втечение 2,10,20,50 или 100 ч с последующим охлаждением с печью или в воде. Выдержка в течение 2 ч была выбрана в качестве операции термообработки — гомогенизирующего отжига с целью стабилизации литой структуры; более длительные выдержки имитировали режимы эксплуатации действующих установок пиролиза. Охлаждение в воде использовали для фиксации структурного состояния сплава непосредственно после высокотемпературной выдержки, а охлаждение с печью соответствовало условиям эксплуатации исследованного материала.
Исследование микроструктуры сплава выполняли на оптическом металлографическом микроскопе Carl Zeiss Axiovert 40 приувеличени-x
ческого количественного анализа изображений согласно процедуре ASTM Е 1245-03. Фазовый анализ сплава проводили с использованием микрорентгеноспектрального анализатора Tescan VEGA 5136 LM. Для выявления структуры сплава применяли электролитическое травление в 10 %-й щавелевой кислоте. Изготовление и подготовку металлографических шлифов выполняли на оборудовании фирмы «Buehler» согласно стандарту ASTM Е 3-95.
Исследование сплава 45Х26НЗЗС2Б2 влитом состоянии, результаты которого рассмотрены в Сообщении 1 [6], показало, что его литая структура состоит из следующих фаз и структурных составляющих: у-твердого раствора с грубой ден-
дритной ликвацией и неоднородным распределением кремния, хрома, железа, марганца; эвтектических колоний у-фазы и карбидов Ме^С^ с неоднородным распределением основного элемента — хрома; включений, состоящих из нитрида титана и карбида ниобия. Соотношение
структурных составляющих в сплаве находится
у
35 — карбидная фаза, присутствующая в составе эвтектики и в виде изолированных включений (карбиды ниобия). Внутри карбидов ниобия, как правило, находятся нитриды титана.
Металлографический анализ сплава после выдержки при 1150°С показал, что его микроструктура, как и влитом состоянии, представля-у
(рис. 1). Однако по сравнению с литым состоянием в структуре сплава наблюдаются значительные качественные и количественные изменения, причем уже после выдержки длительностью 2 ч. Увеличение продолжительности выдержки от 2 до 100 ч снижает интенсивность структурных изменений, но усложняет их характер. При этом трансформации подвергаются все структурные
составляющие сплава и отдельные фазы — мату
карбиды.
у
нению с литым состоянием менее выраженное ячеистое строение (рис. 1). С увеличением длительности выдержки оси дендритов первого и особенно второго порядка постепенно «размываются», однако их размеры практически не изменяются. В случае охлаждения с печью после выдержки при 1150 °С наблюдается фрагменти-рование структуры в результате термической по-лигонизации вследствие фазового наклепа сильно легированного твердого раствора (рис. 1, г, е).
Микрорентгеноспектральный анализ подтвердил, что после высокотемпературной выдержки однородность матрицы повышается. Если в литом состоянии приграничные объемы дендритных ветвей и особенно междендритные пространства существенно обогащены элементами, образующими твердые растворы замещения — Si, Сг и Мп, и обеднены Ге [6], то после термической обработки степень ликвации компонентов сплава в твердом растворе значительно уменьшается (рис. 2, табл. 1). Уже после 2 ч выдержки при 1150 °С различие в содержании железа, хрома и марганца в разных участках твер-
д)
Рис. 1. Микроструктура сплава при 1150 °С длительностью 2 с охлаждением в воде (а, в,
дого раствора отсутствует, а различие в содержании кремния уменьшается с 0,4—0,9 до 0,1— 0,3 масс. %.
Важно отметить, что средний химический состав матрицы в литом состоянии и после выдержки при 1150 °С во всем исследованном интервале длительности практически не изменяется.
Одновременно с уменьшением степени химической неоднородности у-твердого раствора после высокотемпературной выдержки изменяется его объемная доля в структуре сплава за счет процессов выделения-растворения избыточных фаз (рис. 3).
45Х26НЗЗС2Б2 после выдержки (а, б), 25 (в, г) и 50 часов (д, ё) д) или с печью (б, г, е); хЮО
На рис. 4 приведены результаты количественного металлографического анализа соотношения структурных составляющих в сплаве после выдержки при 1150 °С различной длительности. Видно, что после 2 ч выдержки объемная доля избыточных фаз в структуре сплава резко возрастает по сравнению с литым состоянием: в 2 и в 1,5 раза при охлаждении соответственно с печью и в воде. При увеличении выдержки до 20—50 ч количество избыточных фаз постепенно уменьшается: при охлаждении с печью почти до исходного, а при охлаждении в воде до значения примерно в 1,5 раза ниже, чем в литом состоянии. Дальнейшая выдержка (до 100 ч) незначительно
ЙЙ0Ш
Рис. 2. Схема химического анализа и состав междендритных объемов и осей дендритов в структуре сплава 45Х26НЗЗС2Б2 после выдержки при 1150°С длительностью 2 ч (охлаждение в воде)
Таблица 1
Состав междендритных объемов и осей дендритов в сплаве 45Х26НЗЗС2Б2 после выдержки при 1150 "С в течение 24 час и охлаждения в воде
Номер спектра Участок структуры Содержание элементов, масс. %
Si Сг Мп Fc Ni Nb Mo W
Спектр 1 Ось I 2,23 22,95 0,95 37,34 35,73 0,24 0,19 0,37
Спектр 2 Ось I 2,16 23,00 0,90 37,95 35,45 0,13 0,18 0,23
Спектр 3 Ось I 2,26 23,05 0,97 37,09 36,13 0,22 0,07 0,21
Спектр 4 Ось II 2,39 22,81 0,94 37,20 36,14 0,16 0,14 0,22
Спектр 5 Мсжосн. пр-во 2,47 22,85 1,03 37,25 35,63 0,25 0,18 0,34
Спектр 6 Мсжосн. пр-во 2,44 22,52 1,06 37,22 36,06 0,26 0,20 0,24
изменяет соотношение структурных составляющих в сплаве. Следует отметить, что большее количество избыточных фаз в структуре сплава после охлаждения с печью свидетельствует об их дополнительном выделении при медленном непрерывном охлаждении (см. рис. 3,4).
Таким образом, выдержка сплава при 1150 °С длительностью 2 ч приводит к значительному повышению однородности твердого раствора по химическому составу и выделению в структуре большого количества вторичных фаз. Это под-
тверждает полученные в 16] косвенные экспериментальные данные о высокой структурной нестабильности литого сплава 45Х26НЗЗС2Б2 при рабочих температурах и интенсивности диффузионных потоков химических элементов, образующих твердые растворы замещения. При увеличении длительности выдержки более 2 ч интенсивность структурных изменений в исследованном сплаве значительно снижается.
Микрорентгеноспектральный анализ показал, что в результате высокотемпературной
Рис. 3. Микроструктура сплава 45Х26НЗЗС2Б2 в литом состоянии (а) и послс выдержки при 1150 °С длительностью 2 (б, в), 10 (г, д) и 100 ч (е, ж) с охлаждением в воде (б, г, е) и с печью (в, д, ж)
Количество избыточных фаз,
Рис. 4. Влияние длительности выдержки при 1150 °С на количество избыточных фаз в структуре сплава 45Х26НЗЗС2Б2 после охлаждения в воде (7) или с печью (2)
выдержки изменяются не только количество избыточных фаз, но также морфология и химический состав эвтектических и изолированных карбидов.
После выдержки длительностью 2 ч в эвтектических карбидах хрома выявляется выраженная субструктура (рис. 5 и табл. 2). Во включениях эвтектических карбидов формируются ячейки разной контрастности неправильной формы размером в поперечнике около 2 мкм. Темные на фото ячейки карбидов обеднены, а светлые — обогащены вольфрамом и молибденом, причем содержание каждого из них в этих участках различается примерно в 2 раза; незначительно различается содержание хрома и углерода; концентрация железа и никеля на разных участках одинаковая. При увеличении длительности термообработки при 1150 °С до 50 ч ячеистое строение карбидов практически исчезает и после 100 ч не обнаруживается.
Сравнение химического состава эвтектических карбидов в литом состоянии и после термической обработки при 1150 °С длительностью более 50 ч показывает, что высокотемпературная выдержка приводит к снижению содержания хрома на - 5,5 масс. %, углерода на - 3,5 масс. % и увеличению концентрации железа на-4,0 масс. %, молибдена на - 0,5 масс. % и вольфрама на - 1,8 масс. % (табл. 3).
Полученные результаты дают основание считать, что в литом состоянии основная карбидная составляющая эвтектики — это карбид Ме7С3. Выдержка при 1150 °С приводит к его постепенному переходу в карбид Ме23Сб, причем наиболее интенсивно процесс протекает в интервале времени 2—10 ч, а в интервале 25—50 ч — завершается.
Изменение состояния эвтектической карбидной фазы не ограничивается только трансформацией ее формулы МехСг Анализ общего распределения химических элементов в структуре сплава показывает, что в эвтектике на границе карбида и у-фазы образуется новая фаза, причем характер изменения структуры свидетельствует, что она образуется в матрице (рис. 6, 7). Образующаяся фаза содержит (в масс. %): 37 — Сг; 5 — Ре; 31 — N1; 11 — N5; 8 - 3 - \¥; 0,5 - Мо; 4 - N (см. рис. 7 и табл. 4), соответственно ее условная формула — Сг7М1581з^РеМЬ. Вероятно, в сплаве 45Х26НЗЗС2Б2 она является упрочняющей у'-фазой, поскольку известно [1—3, 5], что в сплавах на Ре-Сг-М-основе типаХ25Н35 при температурах выше 1000 °С возможно образование интерметаллидов различного состава с общей формулой (№РеСг),„(Ме);{, в которых к группе металлов могут относиться ниобий, кремний, вольфрам, молибден.
бмкт 1 Электронное изображение 1
Рис. 5. Схема химического анализа и состав различных участков эвтектического карбида в структуре сплава 45Х26НЗЗС2Б2 после выдержки при 1150°С длительностью 2 ч (охлаждение в воде)
Таблица 2
Состав различных участков эвтактического карбида в структуре сплава 45Х26НЗЗС2Б2 после выдержки при 1150 °С в течение 2 час и охлаждения в воде
№ спектра Содержание элементов, масс. %
С Сг Fe Ni Мо W
Спектр 1 10,06 71,65 11,82 4,21 0,78 1,48
Спектр 2 9,85 71,62 12,36 3,97 0,68 1,52
Спектр 3 9,23 71,75 11,89 4,76 0,84 1,53
Спектр 4 10,29 70,58 12,24 4,56 0,76 1,57
Спектр 5 9,28 68,83 12,99 4,75 1,28 2,87
Спектр 6 9,61 69,56 12,10 4,43 1,36 2,94
Спектр 7 8,80 70,27 11,75 4,77 1,25 3,16
Спектр 8 9,26 69,89 12,27 4,34 1,48 2,76
Таблица 3
Средний химический состав эвтектических карбидов в структуре сплава 45Х26НЗЗС2Б2 в литом состоянии и после выдержки при 1150 °С различной длительности (с охлаждением в воде или с печью)
Состояние Участок карбида Содержание элементов, масс. %
С Сг Fe Ni Мо W
Литое - 9,10 78,76 8,51 1,55 0,66 1,42
После выдержки при 1150 °С темный 10,31 71,14 11,82 4,40 0,78 1,55
в течение 2 ч светлый 9,23 69,61 12,26 4,62 1,33 2,95
После выдержки при 1150 °С в течение 50 ч - 5,61 72,84 12,76 4,38 1,24 3,17
После выдержки при 1150 °С в течение 100 ч - 5,42 73,16 12,63 4,37 1,16 3,26
Рис. 6. Структура в обратно отраженных электронах (а) и распределение железа (б), никеля (в), кремния (г), хрома (д), ниобия (е), молибдена (ж) и вольфрама (з) в сплаве 45Х26НЗЗС2Б2 после выдержки при 1150 °С длительностью 50 ч
и охлаждения в воде
Рис. 7. Структура и состав у'-фазы, образующейся на границе эвтектического карбида с матрицей, в сплаве 45Х26НЗЗС2Б2 после выдержки при 1150°С длительностью 50 ч (охлаждение в воде)
Таблица 4
Состав у'-фазы на границе эфтектического карбида с матрицей (сплав 45Х26НЗЗС2Б2 после выдержки при 1150 °С в течение 50 час и охлаждения в воде)
№ спектра Фаза Содержание элементов, масс. %
С N Si Ti Cr Mn Fe Ni Nb Mo W
Спектр 1 NbC 11,70 - - 0,83 1,24 - 0,70 0,73 84,80 - -
Спектр 2 t - - 2,32 - 22,53 1,00 37,20 36,47 0,12 0,15 0,21
Спектр 3 TiN - 22,75 - 56,90 6,53 1,03 0,74 0,80 13,60 - -
Спектр 4 CrxCy 5,26 - - - 73,53 - 12,30 4,42 - 1,24 3,25
Спектр 5 t™ - 4,35 7,93 - 36,60 - 4,92 31,55 11,70 0,37 2,95
Спектр 6 t™ - 4,23 7,85 - 38,74 - 5,03 30,45 10,83 0,41 2,87
В отличие от карбидов хрома, химический состав карбида ниобия не изменяется после термической обработки по сравнению с литым состоянием. Однако на границе карбида ниобия и матрицы также образуется новая фаза, причем в этом случае ее образование, вероятно всего, происходит не в матрице, а в карбиде ниобия (рис. 8). Химический состав фазы (в масс. %): 66 - Сг; 15 - Бе; 13 - 1 - 81; 3 - а ее условная формула — Сг5Ре№. Этот интерметал-лид можно рассматривать как у"-фазу.
Образование у'- и у"-фаз в структуре сплава 45Х26НЗЗС2Б2 наблюдается уже после 2 ч выдержки при 1150 °С, а после примерно 50 ч их количество достигает максимального значения. Дальнейшая выдержка до 100 ч не приводит к увеличению объемной доли интерметаллидных фаз в структуре сплава; наоборот, наблюдается начало их растворения (рис. 9).
Анализ включений нитрида титана в структуре сплава показал, что он не претерпевает никаких изменений в результате длительной
Рис. 8. Структура и состав у"-фазы, образующейся на границе карбида ниобия с матрицей, в сплаве 45Х26НЗЗС2Б2 после выдержки при 1150 °С длительностью 50 ч и охлаждения в воде
Таблица 5
Состав у"-фазы на границе карбида ниобия с матрицей (сплав 45Х26НЗЗС2Б2 после выдержки при 1150° в течение 50 час и охлаждения в воде)
№ спектра Фаза Содержание элементов, масс.%
Si Сг Fe Ni W
Спектр 4 У" 1,24 66,46 13,32 15,67 3,31
Спектр 5 У" 0,80 65,74 17,90 12,66 2,90
Спектр 6 У" 0,61 66,85 17,42 12,65 2,47
fcipewNn
Рис. 9. Растворение интерметаллидов Сг7№5513^РеТМЬ (я) и Сг5Ре№ (б) в матрице в структуре сплава 45Х26НЗЗС2Б2 после выдержки при 1150 °С длительностью 100 ч
и охлаждения в воде
высокотемпературной выдержки. Как и влитом состоянии [6], нитрид титана, как правило, находится в центре «двойного» включения, снаружи которого располагается карбид ниобия. Однако при увеличении длительности выдержки сплава до 100 ч при 1150 °С за счет превращения карбида ниобия в у"-фазу и последующего ее растворения в матрице доля 1ЧЬС в «двойном» включении значительно уменьшается (рис. 9,6).
Таким образом, полученные экспериментальные данные свидетельствуют о высокой структурной нестабильности при температурах эксплуатации 1100—1200 °С литого жаропрочного жаростойкого сплава 45Х26НЗЗС2Б2, применяемого для изготовления змеевиковых систем установок пиролиза. Для количественной оценки влияния этого фактора на работоспособность сплава необходимо исследовать механизм трансформации структуры и кинетику протекающих процессов, что является задачей следующих этапов работы.
Подведем итоги сказанного.
Полученные результаты исследования позволяют заключить, что литая структура сплава 45Х26НЗЗС2Б2 характеризуется высокой нестабильностью и интенсивностью диффузионных потоков химических элементов, образующих твердые растворы замещения, при температурах эксплуатации оборудования нефтехимических производств 1100—1200 °С. Это приводит к значительным качественным и количественным изменениям в структуре сплава, заключающимся в трансформации всех структурных составляющих и отдельных фаз — матричной у, эвтектических и изолированных карбидов.
Выдержка при 1150 °С длительностью 2 ч приводит практически к полному устранению
неоднородности распределения химических эле-у
тельному увеличению количества избыточных фаз в структуре литого сплава. При увеличении длительности выдержки до 20—50 ч количество избыточных фаз уменьшается до исходного значения (охлаждение с печью) или даже ниже (охлаждение в воде), а более 50 ч — практически не изменяется. При этом средний химический состав матрицы во всем интервале выдержек (до-100 ч) остается постоянным.
Металлургия и материаловедение
Выдержка при 1150 °С приводит к постепенному превращению эвтектического карбида (СгРе№)7С3 в карбид (СгРе№)23С6 в структуре литого сплава 45Х26НЗЗС2Б2. Процесс фазового перехода развивается от начала выдержки, достигает максимальной интенсивности в интервале ее длительности 2—10 ч и практически завершается после 50 ч.
С увеличением длительности выдержки более 2 ч при 1150 °С в структуре литого сплава
45Х26НЗЗС2Б2 на границах эвтектических
у
терметаллидная у'-фаза состава (в масс. %): 37 - Сг; 5 - Ре; 31 — №; 11 — М>; 8 — 3 —
\¥; 0,5 — Мо; 4 — N с условной формулой
у'
ственно в матрице в интервале времени выдержки 2—50 ч, далее происходит ее постепенное растворение.
В результате выдержки до 100 ч при 1150 °С химический состав карбида ниобия в структуре литого сплава 45Х26НЗЗС2Б2 не изменяется. Однако после 2 ч выдержки на границе карбидов ниобия и матричного твердого раствора об-у"
15 — Ре; 13 — N1; 1 — Бц 3 — \¥ с условной фору"
образуется в карбиде ниобия в интервале длительности выдержки 2—50 ч, далее происходит ее постепенное растворение.
В результате выдержки до 100 ч при 1150 °С химический состав нитрида титана и форма его включений в структуре литого сплава 45Х26НЗЗС2Б2 не изменяются. Однако за счет
превращения карбида ниобия в интерметаллид-у"
доля нитрида титана в «двойном» включении 1ЧЬС — TiN значительно увеличивается.
Наибольшие структурные и фазовые изменения влитом сплаве 45Х26НЗЗС2Б2 при 1150 °С происходят в начальный период выдержки, а с увеличением ее длительности более 2 ч активность диффузионных процессов снижается. Это позволяет предположить, что кратковременный отжиг при 1100—1200 °С может способствовать повышению структурной стабильности и, как следствие, работоспособности исследованного сплава.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Орыщенко, A.C. Жаростойкие жаропрочные сплавы [Текст] / A.C. Орыщенко,— СПб.: Наука, 2011,- 191 с.
2. Орыщенко, A.C. Разработка жаростойких сплавов для элементов конструкции радиантной части змеевиков высокотемпературных установок нефтесинтеза [Текст] // Вопросы материаловедения,- 2006. № 1 (45).- С. 147-159.
3. Масленков, С.Б. Стали и сплавы для высоких температур [Текст]: Справочник в двух книгах. Кн. 1 / С.Б. Масленков, Е.А. Масленкова,— М.: Металлургия, 1991.— 384 с.
4. Бокштейн, С.З. Структурная стабильность конструкционных материалов [Текст] / С.З. Бокштейн, С.Т. Кишкин, P.E. Шалин // Сб.: Авиаци-
онные материалы на рубеже XX—XXI веков,— М.: Изд-во ВИАМ, 1994,- С. 547-553.
5. Орыщенко, A.C. Конструкционные материалы для радиантных змеевиков высокотемпературных установок нефтехимического комплекса [Текст] / A.C. Орыщенко // Металлург,— 2008. № 2,- С. 66-68.
6. Орыщенко, A.C. Особенности структурных изменений в жаропрочном сплаве 45Х26НЗЗС2Б2 при температурах эксплуатации. Сообщение 1: Литое состояние [Текст] / A.C. Орыщенко, С.Ю. Кондратьев, Т.П. Анастасиади, М.Д. Фукс, С.Н. Петров // Научно-технические ведомости СПбГПУ. Сер.: Наука и образование. 2012. — N° 1 (142).— С. 155-163.
УДК 53.09, 539.42
С.И. Кривошеев, В.К. Сластенко
ОСОБЕННОСТИ ПРОЦЕССА РАЗРУШЕНИЯ ПРИ ИМПУЛЬСНОМ НАГРУЖЕНИИ
Способность материалов выдерживать большие ударные нагрузки подтверждена многочисленными работами, но исследование процессов разрушения по-прежнему представляет большой интерес. Сложность описания процесса разрушения определяется влиянием многочисленных факторов и особенностей, зависящих от характеристик материала, параметров нагружения, многообразия напряженных состояний образцов при испытаниях. Импульсное нагружение затрудняет описание процесса разрушения вследствие появления не только пространственных, но и временных особенностей напряженного состояния материала образца. Главное различие разрушений при статическом и динамическом (импульсном) воздействии — несопоставимость временных масштабов (характерных времен) процессов нагружения и разрушения материалов, отношение которых при динамическом воздействии на много порядков меньше, чем в статическом случае.
Особенности импульсного нагружения
При импульсном воздействии возможна реализация схем нагружения, в которых:
формируется поле напряжений, где пространственная локализация существенно меньше размеров образца (ударно-волновой режим);
нагружение происходит при известных и контролируемых в процессе формирования нагрузки параметрах;
образец может рассматриваться как энергетически замкнутая система, так как после окончания импульса нагрузки энергообмен между образцом и загрузочным устройством отсутствует.
Режимы нагружения с такими характерными особенностями реализуются на лабораторном уровне при исследовании разрушения материалов в откол ьной схеме нагружения [1—3], а также при разрушении образцов с макродефектами типа трещин в результате импульсного нагружения, формируемого, например, магнитно-импульсным способом [1,2]. Подобная ситуация имеет место в ряде практических технологий, связанных с изготовлением тонкоизмельченных материалов и обогащением горных руд, а также при природных и техногенных землетрясениях.
Анализ результатов экспериментальных исследований, проведенных при реализации схем
