4. Вплив умови роботи на стабільність структури і процеси руйнування інструменту під час експлуатації.

Термоциклічні випробування зразків в чавуні проводили на установці типа ИМАШ 5С-65. Контроль температури робочої зони зразків виконували платино - платинорадієвими термопарами і потенціометрами ПСР1-01. По результатам випробувань термоциклірованих зразків при постійному навантажені 24,5 МПа по режимах 300 = 700 С, 300 = 800 С, 300 = 900 С. виявили довговічність (число циклів до руйнування), відносно видовження і відносно звуження при термоциклюванні (розрахункова довжина зразка 10 мм, поперечного перерізу 3- 3 мм) [18].

Характеристика особливостей розпаду феритно - перлітних чавунів – появлення темно – сірі кайми через більше приблизно у два рази число циклів ніж у перлітних чавунах (3-5 і 5-10 циклів відносно). У феритному чавуні кайма не виявлена на протязі всього періоду термоцикліровання, що може розглядатися як підтвердження раніше вираженої думки про те що причина утворення кайми-розпад цементита при термоциклюванні. При наявності в чавуні кулеподібного і вермикулярного графіту прошарками зародження мікротрішин є вермикулярні включення, шаровидні практично не впливали на процеси деформації і тріщино - утворення. Зі збільшеними степенями сфероідизації включень графіту, їх вплив на зародження і розвиток тріщин при тероциклюванню зменшується [ 19].

Появі мікротрішин в перлітному чавуні незалежно від форми графіту передувала зміна мікроструктури поверхні зразків. В чавуні з вермикулярним графітом тріщини зароджуються, в основному, на включеннях витягнутих і направлених перпендикулярно до лінії розтягуючих навантажень.

Вплив структури чавуну при експлуатації є різний. Через те, що під час експлуатації, на склоформи діють різні фактори під час її експлуатації, які впливають на структуру чавуна, та його експлуатаційні властивості [20].

Пошкоджуваність структури чавуну склоформи може виникнути через неправильне використання склоформи, нетехнологічне використання склоформа, зовнішніх факторів і тому подібне. Також великий вплив на склоформи, у формуванні пошкодження при експлуатації має вплив і пошкодження зовнішнього шару склоформи. При його пошкодженні, і взаємодії з навколишнім середовищем, що призводить до попадання різних чинників що провокують розтріскування склоформи, після чого вона починає руйнуватися.

На підставі рішення аналітичної задачі в рамках лінійної механіки руйнування, встановлено зв’язок між концентрацією напружень біля гострих включень графіту та механізмами руйнування залізовуглецевих сплавів залежно від кількості графітової фази. Висока збіжність аналітичних та експериментальних результатів підтвердила можливість розширення діапазону використання рішення аналітичної задачі для прогнозування границі міцності не тільки чавунів, але і графітизованих сталей [21].

Відомо, що опір твердих тіл дії навантажень та їх руйнування суттєво залежить від дефектності (включень, пор, тріщин та ін.). Переважна кількість публікацій на цю тему присвячена крихкому та квазікрихкому руйнуванню, що вивчається у рамках теорії пружності. Одним з недоліків вирішення задач на підставі теорії пружності є не урахування явищ, які можуть виникати у зонах концентрації напружень у вигляді локальних пластичних ділянок.

Для експериментального визначення розмірів мікрозон пластичної деформації відпрацьована методика, яка передбачає нанесення на зразки – шліфи з перерізом 3х3 мм за допомогою алмазної піраміди мірних сіток у вигляді квадратів з стороною 0,03 мм. Експериментально доведено, що при навантаженні залізовуглецевих сплавів біля загострених включень з підвищеною концентрацією напружень виникають мікрозони пластичної деформації [22].

Доказано, що при загальній залишковій деформації зразків, яка не перевершувала 1,6%, у мікрооб’ємах металу біля графітових включень залишкова деформація досягає 23,8 %. З використанням числово-аналітичного методу скінчених елементів вирішена аналітична задача у рамках теорії пластичності, яка дозволяє визначати розміри мікрозон пластичної деформації метеріалу.

З урахуванням розмірів мікрозон пластичної деформації встановлена частка мікродеформованого металу у залізовглецевих сплавах при навантаженні, яка при підвищенні кількості графітової фази від 2,1 до 18,3 об’ємн% зростає в залежності від жорсткості включення  у 12…19 разів.

Вивчено вплив форми графітових включень при зміні кількості графітової фази від 2,1 до 18,3 об’ємн. % на концентрацію напружень, величину мікрозон пластичної деформації, процес зародження мікротріщин, теплофізичні, фізико-механічні та службові властивості графітизованих сталей та чавунів. Показано, що із збільшенням кількості графітової фази, частка поверхневого руйнування по графіту зростає з 90,5 % до 905 % [ 23].

Доказано, що зі зростом параметра форми включень графіту _г від 1,15 до 15,3 коефіцієнт мікродеформованого металу зростає за експоненціальним законом, що підтверджує вплив напружень на кінцях включень графіту на пошкодження металу:

де А=0,0309, В=0,174 при =0,05; А=0,029, В=0,154 при =0,1;

_г - параметр форми включення; =Е_В/Е_М - жорсткісь включення;

Е_В – модуль пружності включення;

Е_М – модуль пружності металевої основи.

Аналітичні та експериментальні дослідження підтвердили, що мікрозони пластичної деформації, які є додатковими осередками пошкодження матеріалу, сприяють розрихленню матеріалу біля загострених включень графіту і прискорюють руйнування залізовуглецевих сплавів [ 23].

З підвищенням у сплавах вуглецю з 2,48 % до 4,02 %, збільшенням розмірів графітових включень та зменшенням відстані між ними знижувались значення твердості з 220 НВ до 121 НВ. Між кількістю графітової фази та міцністю сплавів відзначена прямолінійна залежність; збільшення кількості вуглецю сприяло зниженню границі міцності з 652 МПа до 186 МПа при температурі 20С і з 511 МПа до 152 МПа та з 155 МПа до 48 МПа при температурах 500С та 700С відповідно.

При підвищенні вмісту вуглецю до 1,51% в’язкість руйнування при температурі 20С була незмінною, а при 500С трохи знижувалась. Вищі концентрації вуглецю призводили до різкого зниження цього показника. Це пояснюється тим, що поля напружень біля включень кулястої форми при малих концентраціях вуглецю не перекривають одне одного і внаслідок цього суттєво не впливають на процес розповсюдження тріщини та величину К_1С. Коли відстані між включеннями достатні для взаємного накладання полів напружень, полегшується розповсюдження тріщини і знижується К_1С. Різке зниження К_1С з підвищенням кількості графітової фази при температурі 700С та у розплавленому склі відбувається внаслідок окрихчувальної дії розплавленої скломаси [24].

Кількість графітової фази суттєво впливає на зношування: з підвищенням вмісту вуглецю та зменшенням відстані між включеннями графіту зношування зменшувалось. При розташуванні графітової фази у вигляді міждендритних колоній, коли відстані між включеннями практично зведені до мінімуму, зношування було мінімальним, що обумовлено змащувальною дією графіту. Зі збільшенням вмісту вуглецю понад 2,5 %, відзначено підвищення зношування, що пов’язане з викришуванням металевої основи біля великих включень графіту. Із збільшенням у сплавах від 0,48 до 4,02 % С зменшився на 2,3 % коефіцієнт термічного розширення та підвищилась на 78% теплопровідність [25].

При збільшенні в сплавах вмісту вуглецю до 4,02% знизився на 64% показник змочування кут , підвищились на 722% коефіцієнт адгезії, на 412% шорсткість та на 292 % швидкість термохімічної ерозії сплавів. Різке підвищення швидкості термохімічної ерозії було відзначено при вмісті вуглецю у межах 2,13...2,52 %. У цих межах вуглецю пластинки графіту вермикулярної та пластинчастої форми при їх міждендритному розташуванні наближені одна до одної, що сприяє накладанню полів напружень та підвищенню швидкості термохімічної ерозії залізовуглецевих сплавів.

З урахуванням результатів аналізу визначення закономірностей розподілу включень графіту в залізовуглецевих сплавах в залежності від параметру форми _г встановлено, що найбільша щільність включень з достатньо великим параметром форми (_г=10,9...15,3) має місце при 3,47...4,02%С, що, у свою чергу, підвищує імовірність руйнування сплавів при таких концентраціях вуглецю, як при механічних навантаженнях, так і під впливом силікатних розплавів [26].

Встановлено також, що ерозійні процеси руйнування діються не тільки в зоні контакта метала з силікатним розплавом, але і біля неї, що підтверджує високу хімічну активність силікатних розплавів та їх вплив, як основного фактора на стан та пошкодження поверхневих шарів матеріалів, що контактують із силікатними розплавами [27].

На підставі аналітичних та експериментальних результатів розширено уявлення про вплив кількості графітової фази на характер руйнування поверхневих шарів залізовуглецевих сплавів при періодичному контакті з розплавленою скломасою, що дозволило запропонувати схему термохімічної ерозії залізовуглецевих сплавів у в’язкому агресивному середовищі типу розплавленої скломаси, яка показує, що руйнування сплавів у першу чергу відбувається вздовж графітових включень незалежно від їх форми. Результати досліджень використано при розробці раціональних складів графітизованих сталей [28].