Глава 2. Классификация остаточных напряжений в металле изделий

Остаточные напряжения в металле изделий классифицируют по различнымпризнакам, но чаще по протяженности силового поля и по физической сущности. В 1931г академиком Н.Н. Давиденковым была предложена классификация внутренних напряжений, которая используется до настоящего времени.

Эти напряжения различаются величиной области, внутри которой они являются гомогенными в отношении постоянства величин и направления. В зависимости от того, соответствуют ли эти области макроскопическим, микроскопическим или атомарным размерам, внутренние напряжения соответсвенно называются внутренними напряжениями первого, второго или третьего рода (по Давиденкову Н.Н.).

По признаку протяженности силового поля различают остаточные (закалочные) напряжения трех родов:

- 1-го рода – зональные (макронапряжения), уравновешивающиеся отдельными зонами сечения и между разными частями деталей, имеют ориентацию, связанную с формой детали. Величина напряжений 1-го рода зависит от плотности дислокаций, а знак – от характера распределения дислокаций одного знака по отношению к поверхности детали (преобладание дислокаций положительного знака на параллельных плоскостях скольжения в поверхностных слоях металла приводит к возникновению сжимающих остаточных напряжений). На рентгенограммах они проявляются в смещении интерференционных максимумов, при этом такое смещение может быть устранено соответствующей разрезкой металлоизделия. Принято считать, что сжимающие имеют знак минус («-»), а растягивающие знак плюс («+»);

- 2-го рода (микронапряжения) - уравновешиваются в объемах, соизмеримых с размером зерна или группой зерен металла. Основными причинами их возникновения могут быть фазовые (распад остаточного аустенита при отпуске) или структурные (распад мартенсита при отпуске) превращения, сопровождающиеся изменением объема отдельных зерен, анизотропия механических свойств отдельных зерен, границы зерен и фрагментация зерен при пластической деформации, а также изменения температуры металла, имеющего различные компоненты с различными коэффициентами линейного расширения. Рентгенографически такие напряжения проявляются в неоднородности изменения межплоскостного расстояния и в размытии интерференционных максимумов, а также в их смещении, которое не может быть устранено разрезкой изделия;

- 3-го рода (субмикроскопические) - уравновешиваются внутри объема металла, порядка нескольких элементарных ячеек кристаллической решетки. Скопления большого количества дислокаций в граничных слоях вызывает искажения кристаллической решетки и возникновение напряжений 3-го рода. При этом граничный слой является зоной силового взаимодействия между отдельными зернами, что создает поле микронапряжений, охватывающих всю поверхность зерна. Искажения кристаллической решетки вызывают и внедренные атомы и их скопления, частицы вторичной фазы (карбиды, нитриды, и др.), неметаллические включения. В основе определения напряжений Ш рода рентгеноструктурным анализом лежит эффект уменьшения интегральной интенсивности линий, особенно высшего порядка отражения, и усиления интенсивности фона рентгенограммы.

Отличие макро- и микрнапряжений заключается не только в величине масштаба их проявления, а в том, что макронапряжения могут возникать в любой сплошной однородной изотропной среде, а микронапряжения в таком материале существовать не могут, т.к. они могут возникать вследствие существенной неоднородности кристаллического материала и его свойств.

На практике чаще всего рассматриваются напряжения, возникающие и уравновешивающиеся (релаксирующие) в объеме всего тела или отдельных его макрочастей. Такие напряжения называются зональными или напряжениями 1 рода (в табл.3 приведены данные по влиянию их на деформацию образцов Френча).

При изучении процессов структурообразования на уровнях микро- и субструктуры рассматриваются напряжения 2 и 3 рода (см.табл.4).

По физической сущности напряжения, которые возникают при нагреве (охлаждении), в литературе (например, работы Г.Г. Немзера) подразделены на:

-временные термоупругие напряжения;

-структурные напряжения;

-остаточные температурные и структурные напряжения;

-напряжения при упругопластическом состоянии металла.

Временные термоупругие напряжения образуются при нагреве (охлаждении) упругих металлоизделий с появлением в них температурного градиента (перепада температур по сечению).

Остаточные напряжения различают по происхождению:

-усадочные (в отливках);

-тепловые;

-структурные;

-напряжения, возникающие в результате наклепа;

-возникающие в связи с химическим или электрохимическим воздействием на поверхность изделий (например, при химическом или электрохимическом образовании формы, электрополировании, антикоррозионной обработке и др.).

По длительности существования внутренние напряжения в металлоизделиях подразделяют на временные и остаточные.

На разных стадиях процесса термической обработки детали могут возникать напряжения, которые исчезают на определенной стадии процесса или по его окончании. Такие напряжения называют временными. В том случае, если внутренние напряжения возникают в процессе термообработки и остаются в металле изделия после его окончания, их знак и величина оказываются стабильными и поэтому их называют остаточными внутренними напряжениями.

При термической обработке в процессе нагрева и охлаждения металла меняется плотность металла, а в случае наличия фазовых и структурных превращений изменяется плотность и объем металла.

Нагрев приводит к непрерывному расширению металла и уменьшению его плотности. Фазовые превращения 1рода скачкообразно изменяют объем металлов и сплавов, при фазовых превращениях П рода объем изменяется постепенно. Известно, что кристаллические решетки металлов твердых растворов и промежуточных фаз характеризуются координационным числом, равным числу ближайших соседей данного атома (для ГЦК И ГПУ -12, для ОЦК -8). Отношение объема, занятого ионами в грамме-атоме, к атомному объему характеризует коэффициент заполнения кристаллической решетки ионами, который при сферической симметрии ионов равен: для ГПУ-0,74; ГЦК-0,74; ОЦК-0,68.

При нагреве железоуглеродистых сплавов до температур А_С1 происходит увеличение объема на ~4% за счет теплового расширения.

Изменение степени компактности при фазовых превращениях вызывает изменение (уменьшение) объема металла. Превращение a®g в железе в точке А₃ сопровождается увеличением компактности решетки на 9%, на эту же величину должен по логике уменьшиться и удельный объем металла, но только в том случае, если размер иона в результате фазового превращения не изменится. При аллотропических превращениях изменяются силы связи в кристаллической решетке, что сопровождается изменением атомного объема. При дилатометрическом измерении удлинения образца металла в результате нагрева выше точки А_С3 (a®g) соответствует сжатию на 0,8%. Поэтому в действительности на практике наблюдаемое изменение объема значительно меньше, всего 1-1,5%, что объясняется возрастанием координационного числа, при котором происходит возрастание за счет увеличения размера ионов в кристаллической решетке. Это компенсирует увеличение объема, связанное с увеличением координационного числа. Величина объемного эффекта зависит от скорости нагрева (охлаждения), взаимного расположения кристаллов, количества газов, растворенных в металле и др. факторов. При нагреве выше точки А_С4 (a®d превращение) увеличение объема составляет +0,26%. В точке плавления металла удельный объем железа увеличивается на 1%.

Переход металла из одного полиморфного состояния в другое влечет за собой изменение параметров кристаллической решетки и изменение объема.

Структурные напряжения возникают за счет разницы в удельных объемах между переохлажденным аустенитом и структурами, которые из него образуются (феррит, перлит, сорбит, бейнит или мартенсит).

Удельные объемы структурных составляющих стали возможно рассчитать по формулам:

Аустенит: (V_γ) _{t1, Cp} = 0,12282+8,56*10^-6 t +2,15*10^-3 C_p;

Феррит: (V_α) _t = 0,12708+5,528*10^-6 t;

Мартенсит: (V_M) _{t, Cp} = 0,12708+4,45*10^-6 t +2,79*10^-3 C_p;

Цементит: (V_k) _t = 0,13023+4,88*10^-6 t;

Известно, что плотность металла зависит от его микроструктуры. Плотность металла возрастает для структур в таком порядке – мартенсит (aFe)+ Fe₃С ® перлит ®сорбит® троостит ® аустенит. Мартенсит обладает наименьшей плотностью, а аустенит – наибольшей. Введение легирующих элементов в железо приводит к изменению плотности и объема металла (таблица 1,2). Закалка с полиморфным g®a превращением приводит к увеличению объема металла из-за уменьшения плотности и коэффициента заполняемости кристаллической решетки металла. При отпуске закаленной стали, имеющей структуру мартенсита, происходят структурные превращения, которые приводят к сжатию стали и увеличению плотности (при g®a превращении происходит расширение стали).

Таблица 1. Изменение плотности железа на 1% (по массе) примеси (Б.Лившиц)

Элемент	Изменение плотности, Ñd	Элемент	Изменение плотности, Ñd
C	-0,040	Ni	+0,004
		Cr	+0,001
P	-0,117	W	+0,095
S	-0,164	Si	-0,073
Cu	+0,011	Al	+0,120
Mn	-0,016	As	+0,100

В таблице 2 приведены данные по увеличение объема железа при закалке в зависимости от концентрации легирующих элементов – углерода и марганца.

Таблица 2. Приращение объема железа в зависимости от концентрации C и Mn (относится к отожженной стали)

Процентное увеличение объема при закалке от 8000С	C	Mn
0,58	0,90	0,46
0,70	0,39	0,75
0,83	0,28	0,99

При пластической деформации повышается плотность литых железоуглеродистых сплавов за счет заполнения пор и раковин. Холодная пластическая деформация (до ~10%) приводит к некоторому уплотнению металла. Увеличение степени холодной деформации может приводить к увеличению дефектности решетки, снижению компактности пространственной решетки. Последующий возврат и рекристаллизация повышает плотность деформированного металла практически до исходного уровня.