книги / Структура и усталостное разрушение металлов

режимах термической обработки вдоль границ зерен об­ наружены обедненные зоны различной ширины (см. табл. 5). Кривые усталости (знакопеременный плоский изгиб) этих сплавов представлены на рис. 40.

В сплаве А1—Zn—Mg повышенной чистоты форми­ рование зон, свободных от выделений, происходит вдоль границ, а также внутри зерен. Число этих зон сущест­ венно меньше в сплаве промышленной чистоты. Несмот­ ря на то, что в сплаве промышленной чистоты содер­ жатся стабильные обогащенные хромом дисперсные фа­ зы, они не в состоянии предотвратить локального по­ вторного растворения выделений. Линч и Райдер пред­ положили, что повторный переход атомов частиц дис­ персной фазы в раствор происходит с помощью диффу­ зии с последующей сегрегацией атомов на дислокациях. Естественно, это предполагает энергию связи атомов растворенного вещества с дислокацией большую, чем энергия связи между атомами, образующими частицу выделения. Предполагается, что ускоренная диффузия

иповышение растворимости цинка и магния обусловле­ ны повышенной неравновесной концентрацией вакансий

ивысокой плотностью дислокаций в пределах усталост­ ных полос скольжения. По оценке [122] для поглощения матрицей вновь растворяемых атомов выделений с об­ разованием последними вокруг дислокаций атмосферы Коттрелла необходима плотность дислокаций порядка Ю12 см-2. Это предполагает выделение 108 атом/см на

длину дислокации при первоначальной плотности 1016 частиц/см3 или 103 растворенных атомов на каждую ча­ стицу выделений.

Естественно, что локальное пересыщение твердого раствора в пределах усталостных полос скольжения — это неравновесное состояние. Можно ожидать, что про­ исходит «выметание» растворенных атомов движущими­ ся дислокациями. Ускоренное перемещение атомов мо­ жет происходить также и вдоль самих дислокаций. Повидимому, с этим согласуется и экспериментально уста­ новленный в ряде работ факт, что вблизи усталостных полос скольжения образуются крупные частицы выде­ лений, соответствующие перестаренному состоянию. Из­ вестно, что столь тесное соседство зон с укрупненными выделениями обнаружено как в дисперсионно-твердею- Щих сплавах типа А1—Zn—Mg, так и в сталях Fe—С [78].

Попутно отметим, что действие диффузионного меха­ низма разупрочнения не ограничивается алюминиевы­ ми сплавами. Он интенсивно действует в углеродистых и легированных сталях. Особенности развития устало­ стной повреждаемости и разупрочнения в сталях рас­ смотрены в гл. V.

В сплаве А1—Zn—Mg повышенной чистоты, терми­ чески обработанном по режимам 2 и 4 (довольно узкие обедненные зоны) (см. табл. 5), при больших амплиту­ дах напряжения, обеспечивающих долговечность N (1— 5) 104 циклов, полосы скольжения возникают во внут­ ренних объемах зерен. Опыты с электрополировкой по­ казали, что эти полосы являются устойчивыми. В процес­ се испытания в устойчивых полосах скольжения разви­ вались экструзии и интрузии. Циклическое нагружение образцов, термически обработанных по режиму 2 и со­ ответственно не испытавших значительного перестаривания, также показывает развитие транскристаллитных устойчивых полос скольжения, в которых произошло ра­ створение некогерентных частиц г]-фазы. Кроме того, значительное развитие получила и межзеренная дефор­ мация, приводящая к межзеренному характеру зарож­ дения трещин.

Дополнительное старение сплава системы А1—Zn— Mg, вызывающее сужение обедненных зон, опять приво­ дит к транскристаллитному характеру деформации и зарождения трещин [122].

При циклическом нагружении в условиях растяже­ ния— сжатия мартенситно-стареющая сталь 300 в ото­ жженном и состаренном состояниях обнаруживает замет­ ное разупрочнение [130]. По данным электронномикро­ скопических наблюдений ни растворения, ни укрупнения частиц дисперсной фазы в данном случае частиц Ti (С, N) не обнаружено. Плотные сетки дислокаций, образую­ щиеся при мартенситном превращении, сменяются по мере циклического нагружения дислокационными ячей­ ками. Предположено, что после формирования ячеистой структуры циклическая пластическая деформация огра­ ничивается «челночным» движением дислокаций в пре­ делах ячейки.

В наибольшей степени склонность к разупрочнению проявляет сталь после старения. При пластической де­ формации 0,2% разница между статическим и цикличе­ ским напряжениями течения достигает 77 кге/мм2. Дан­

ные электронного дифракционного анализа позволяют предположить наличие в частицах значительного гради­ ента напряжений. По-видимому, напряжения в частицах обусловлены градиентом, пластической деформации вблизи межфазной границы частица — матрица. Увели­ чение градиента деформации в мартенситностареющей стали 300 подтверждается результатами рентгеновского анализа (табл. 6). Циклическая деформация состарен­ ной стали приводит к увеличению ширины линии (ПО), что связывают [130] с ростом неоднородной деформации мартенситной матрицы и образованием небольших дис­ локационных ячеек в мартенсите.

ТАБЛИЦА 6. ВЛИЯНИЕ РЕЖИМА ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА ШИРИНУ РЕНТГЕНОВСКОЙ ЛИНИИ (110) МАРТЕНСИТНОСТАРЕЮЩЕЙ СТАЛИ 300 [130)

5Старение+циклическая деформа24,8 0,3 ция+старение 480° С, 3 ч

При небольших амплитудах деформации частицы выделений деформируются только упруго. Средняя плотность дислокаций несоответствия p a — 2ypJbl (ур— максимальная амплитуда пластической деформации, b— вектор Бюргерса; I — среднее расстояние между части­ цами выделений). Принимая vP= 2 (e p= l% ) , 6 = 2 ,5Х ХЮ-8 см, /=300-10-8 см, получаем ро= 0,5-1012 см-2. Отсюда в среднем на каждую частицу приходится две краевые дислокационные петли сдвига. Эта оценка не учитывает плотности статистически распределенных дис­ локаций, присутствующих в матрице до начала цикли­ ческой деформации.

На основе проведенных исследований авторы [130] заключили, что циклическое разупрочнение мартенситностаре^ющей стали связано с перестроением дислока­ ционной структуры дислокаций несоответствия, окру­ жающих каждую частицу выделения. По существу

фазным материалам.

Влияние амплитуды напряжения (деформации).

Конкретный механизм развития усталостной поврежда­ емости в сплавах системы А1—Zn—Mg зависит не толь­ ко от структуры сплавов, но и от амплитуды напряжения [122]. При больших амплитудах напряжения, обеспечи­ вающих долговечность N ~ (1—5) 104 циклов, в сплаве повышенной чистоты, термически обработанном по ре­ жимам 2 и 4 (см. табл. 5) (узкие обедненные зоны), усталостные полосы скольжения образуются внутри зе­ рен. На поверхности образцов в устойчивых полосах скольжения развиваются экструзии и интрузии.

Циклическое нагружение образцов, термически об­ работанных по режиму 2, но подвергшихся дополнитель­ ному старению при 180° С, 24 ч, также сопровождается развитием внутри зерен устойчивых полос скольже­ ния. В них происходит растворение некогерентных выде­ лений т]-фазы. Однако интенсивное развитие получила деформация вдоль границ зерен, приводящая к зарож­ дению по границам зерен усталостных трещин. Эти на­ блюдения позволили авторам работы [122] утверждать, что в малоцикловой области усталости ширина пригра­ ничных обедненных зон в большей степени контролиру­ ет место зарождения трещин, чем структурные измене­ ния алюминиевых сплавов после различных режимов термической обработки.

При средних амплитудах напряжения [Nж (4—7) 10'1 циклов] независимо от режима термической обработки и, следовательно, ширины обедненных зон зарождение трещин в сплаве системы А1—Zn—Mg носит межзеренный характер. В сплаве промышленной чистоты при дол­ говечности 3-105 циклов зарождение трещин происхо­ дит по межфазной границе между интерметаллидными включениями и матрицей.

При небольших амплитудах напряжения (А/« 107 циклов) повреждаемость сплава промышленной чистоты имеет межзеренный характер. Ширина приграничных обедненных зон слабо влияет на число циклов, необхо­ димых для появления заметных трещин. В то же время заметна роль повышенного числа частиц Т-фазы, распо­ лагающихся вдоль границ зерен. Именно этим объясня­ ется значительное повышение циклической прочности

сплава повышенной чистоты после обработки по режи­ мам 3 и 4 по сравнению с режимами 1 и 2 (см. рис. 40).

Таким образом, на основе рассмотрения особенностей развития усталостной повреждаемости и разупрочнения дисперсионно-упрочняемых сплавов можно сделать сле­ дующие выводы. В общем случае разупрочнение наблю­ дается в сплавах с когерентными и некогерентными, упорядоченными и неупорядоченными частицами выде­ лений. Вероятно, действует несколько различных меха­ низмов разупрочнения. Можно предположить, что кон­ кретный механизм разупрочнения зависит от нескольких факторов: структуры, природы, размера и распределе­ ния дисперсных выделений, ширины обедненных зон, условий и режима испытания и т. д. Доминирующим фак­ тором, определяющим характер усталостной поврежда­ емости и разупрочнения, следует считать амплитуду на­ пряжения (деформации). Вероятно, с этим связаны, ка­

0'-выделений в процессе циклического деформирования при повышенных амплитудах деформации ДеР (>0,037%), не показывает разупрочнения [119, 133]. Вполне возможно, что дальнейшее снижение амплитуды деформации или изменение режима нагружения (часто­ та, асимметрия цикла и т. д.) приведет этот сплав в со­ стояние разупрочнения. При достаточно большой про­ должительности усталостного нагружения циклическое разупрочнение возникает в сплавах и сталях, содержа­ щих некогерентные частицы выделений. Диффузионный механизм растворения дисперсных выделений представ­ ляется наиболее универсальным. Устойчивые полосы скольжения, в пределах которых устранены дисперсные выделения, возникают в алюминиевых сплавах, никеле­ вых сплавах, углеродистых и легированных сталях.

Можно предположить, что легирование сплавов и сталей элементами, снижающими интенсивность диффу­ зионных процессов, благоприятно скажется на сопро­ тивлении материалов усталостной повреждаемости и ра­ зупрочнению. в алюминиевых сплавах промышленной чистоты высокий уровень усталостных свойств связыва­ ют [119] с наличием в структуре сферических нераство­

римых интерметаллидных соединений. Практически ма­ ло изучено, но перспективно другое направление повы­ шения усталостных свойств — это оптимизация размера и распределения частиц выделений. Например, укруп­ нение частиц б'-фазы и увеличение среднего расстоянии между частицами с 0,18 до 0,46 мкм заметно смещает кривую усталости сплава А1+4% Си в сторону большей долговечности [119, 133].

НЕКОТОРЫЕ ОСОБЕННОСТИ РАЗРУШЕНИЯ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ

Наличие вдоль границ зерен обедненных зон и формирование в процессе усталости свободных от выделений зон (в том числе вдоль границ зерен) влияет не только на стадию кристаллографического роста трещины, но и на II стадию ее распространения. С микроструктурными особенностями строения циклически деформируемых дисперсионно твердеющих алюминиевых сплавов, вероятно, связана повышенная склонность их к межзеренному чашечному разрушению и разрушению по микромеханизму кристаллографического сдвига.

Необходимо отметить, что в алюминиевых сплавах распростра­ нение трещины вдоль границ зерен в условиях статического растя­ жения довольно распространенное явление. Наиболее часто меха­ низммежзеренного чашечного разрушения встречается в сплавах А1—Zn—Mg, в которых вдоль границ зерен имеются обширные обед­ ненные зоны [134]. Вдоль границ зерен, ориентированных под уг­ лом ~ 4 5 ° к оси растяжения, развивается интенсивная пластическая деформация. Зарождение пор происходит вследствие нарушения ко­ гезивной связи матрица — частица выделения.

Деформация до разрушения е/ зависит от ширины обедненной

зоны со, размера D и плотности зернограничных выделений N: е/~

К щ

^ГТ7, где ? — коэффициент, учитывающий вклад деформации

1\ D 3N

в пределах обедненной зоны к деформации во внутренних объемах зерна; К' — параметр, определяемый разницей между энергией межфазной границы матрица — зернограничное выделение и зерногра­ ничной энергией; К — постоянная эксперимента.

Предпочтительное распространение усталостной трещины вдоль границ зерен обнаружено в сплаве А1+3,6% Си, подвергнутом ста­ рению при 160 и 190° С [135]. В процессе старения вдоль границ зе­ рен выделяются частицы О'-фазы размером 0,3 мкм. Эти частицы вызывают зарождение вокруг частиц пор по типу тех, которые обра­ зуются вокруг частиц при статическом растяжении. Доля межзерен­ ного чашечного разрушения возрастает с увеличением амплитуды коэффициента интенсивности напряжения Д/( (табл. 7).

При небольших значениях АК разрушение происходит по транскристаллитному чашечному микромеханизму, а при больших Д/( по межзеренному чашечному; интервал ДК при смене механизма раз­ рушения снижается с повышением температуры и длительности ста­ рения. С увеличением в изломе доли участков разрушения, при об­ разовании которых трещина продвигалась вдоль границ зерен, воз­ растает и скорость роста усталостной трещины (см. табл. 7).

* Величина da/dN в единицах 10 2 мкм/цикл.

Склонность к распространению усталостных трещин по механиз­ му кристаллографического сдвига существенно зависит от среды испытания и типа дисперсных выделений. В сплаве A l+ 5% Z n + l %Mg промышленной и повышенной чистоты, содержащем после гомогени­

зации при 400° С, 1 ч + естественное старение 144 ч (<То,2=15,2 кге/

о

/мм2, 6=19,9% ) зоны Гииье — Престона радиусом 10 А или неболь­ шие полукогерентные выделения г[,-фазы, полученные после гомо­ генизации 400° С, 1 ч + естественное старение 153 ч + искусственное старение при 135°С, 105 ч (сг0,2=27,6 кге/мм2; 6 = 7,4%; максимум твердости), микромеханизм кристаллографического сдвига или, как его иногда называют, растрескивание полос скольжения [23] дейст­ вует только при испытании на усталость в атмосфере осушенного азота.

Этот же сплав, испытанный во влажной атмосфере лаборатории, не обнаруживает склонности к растрескиванию полос скольжения. Отлично ведет себя сплав Al+5% Zn+1 % Mg, состаренный до по­ явления больших полукогерентных выделений rj'-фазы и некогерент­

= 13,2%)]. В обоих средах — влажной и сухой атмосфере — сплав не склонен к разрушению вдоль полос скольжения.

Как правило, фасетки кристаллографического сдвига в изломе появляются при небольших значениях Д/С. С ростом уровня Д/С до­ ля фасеток кристаллографического сдвига падает. По мнению [23], одним из условий распространения трещины вдоль плоскостей сколь­ жения является действие предпочтительно одной активной системы скольжения. С этой точки зрения понятна роль морфологии и раз­ мера выделений. Зоны Гииье — Престона и небольшие полукогерент­ ные выделения г|'-фазы относительно легко перерезаются, дробятся до критических размеров, которые затем растворяются скользящи­ ми дислокациями. Происходит зарождение устойчивых полос сколь­ жения, обусловливающих дальнейшую локализацию в этих полосах скольжения пластической деформации, а затем и разрушения. Пред­

полагается, что рассматриваемая схема развития усталостной по­ вреждаемости и разрушения имеет место и в зоне пластической де­ формации у вершины трещины.

В сплаве Al+5% Z n + 1 % Mg, содержащем большие полукогсрентные rj'-фазы и некогерентные выделения трфазы, перерезание вы­ делений затруднено. Выделения способствуют поперечному скольже­ нию дислокаций. В результате задерживается образование устойчи­

процесса роста трещины вдоль одной плоскости скольжения. Анало­ гично влияние и повышенной амплитуды приложенного напряжения. Размер пластической зоны у вершины трещины возрастает, стано­ вясь соизмеримым с размером зерна, и предопределяет активизацию нескольких систем скольжения.

Несколько слов о роли среды испытания. Согласно данным [23], водород, диффундируя в зону пластической деформации у вершины трещины, закрепляет дислокации в полосах скольжения. Релаксация напряжений у вершины трещины осуществляется с помощью ини­ циирования скольжения во вторичных системах скольжения. Не ис­ ключено также, что во влажной атмосфере снижается уровень кри­ тических напряжений, при которых происходит хрупкий скол вдоль плоскости типа {100}. В результате скол по {100} опережает по вре­ мени процесс роста трещины вдоль плоскостей скольжения.

В заключение можно сделать следующие замечания. Рост уста­ лостной трещины по механизму кристаллографического сдвига до­ вольно распространенный вид разрушения. Он происходит при низ­ ких значениях коэффициента интенсивности напряжения в услови­ ях, когда предпочтительно действует одна активная система сколь­ жения. Морфология, размер дисперсных фаз, а также подвижность дислокаций тормозит распространение трещины вдоль кристаллогра­ фических плоскостей скольжения. Присутствие в структуре больших неперерезаемых частиц выделений, как в сплаве Al + 5% Z n+l% M g, или повышенная плотность подвижных дислокаций, как в случае железа (см. гл. II), предотвращает распространение трещины вдоль плоскостей скольжения.

ГЛ А В А V

УС Т А Л О С Т Н А Я П О В Р Е Ж Д А Е М О С Т Ь

ИС О П Р О Т И В Л Е Н И Е

Р А З Р У Ш Е Н И Ю С Т А Л Е Й

СТРУКТУРА И СУБСТРУКТУРА СТАЛЕЙ ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ И ОТПУСКА

В зависимости от температуры и длительности отпу­ ска (старения) в закаленных углеродистых сталях возни­ кает широкий спектр структур и субструктур. Кратко остановимся на структуре неотпущенного мартенсита,

по