книги / Структура и усталостное разрушение металлов

жается с повышением содержания частиц AI2O3 . Угловатые частицы А120 3 ускоряют зарождение и распространение трещин. Схематиче­ ски это представлено на рис. 64. Включения больших размеров сни­ жают долговечность на всех стадиях усталости. При повышенном содержании частиц включений переход к стадии ускоренного роста трещины происходит при меньшей долговечности, а величина т на стадии II роста усталостной трещины выше.

По мнению авторов работ [180, 181], подобный характер изме­ нения усталостных свойств феррита с частицами А12 0 3 обусловлен низкими значениями коэффициента деформационного упрочнения ма­ трицы п. Этот вывод подтвержден исследованиями на низкоуглеро­ дистых сталях (табл. 14), содержащих включения типа FeO, МпО- •Si02, после термической обработки на структуру феррита, перлита, бейнита, отпущенного и чеотпущенного мартенсита. Прямыми экс­ периментами показано, что зарождение микротрещин в низкоугле­ родистых сталях происходит на ранних стадиях усталости. Так, в стали А73, закаленной и отпущенной при 500° С и имеющей структу­ ру отпущенного мартенсита, микротрещины возникают у включений в пределах 10% общей долговечности. Форма включений в этой ста­ ли различна, есть включения типов 1 ,2 и 3. Отношение числа микро­ трещин, связанных с включениями, к общему числу микротрещин Ri и отношение средней длины микротрещины, связанной с включения­ ми, к средней длине трещины, не связанной с включениями R P, бы­ стро уменьшается с приближением момента окончательного разруше­ ния (рис. 65, а). Сталь А73 со структурой феррита также не обнару­ живает заметного изменения Ri и Rp с числом циклов.

Средняя длина мнкротрещин, связанных с включениями, сущест­ венно больше, чем средняя длина трещин, не связанных с включения­ ми (рис. 65,6). Эта связь особенно проявляется в стали А73 со струк­ турой мартенсита. Скорость снижения предела усталости № =i’X Х(А—я), где i — параметр, зависящий от природы неметаллического включения (размера, формы и количества включений), А — постоян­

ная материала.

На рис. 6 6 представлено изменение ow в зависимости от коэффи­ циента деформационного упрочнения сталей V73 (кривые 1, 2) и А73 (кривые 3, 4) в продольном (кривые 7, 3) и поперечном направле­ ниях (кривые 2, 4). Аналогичная зависимость обнаружена и для сталей А81 и V81. Степень влияния п на уровень aw становится сла­ бой при л>0,16. Ожидается, что с увеличением влияния включений на усталость связь между Ою и п для образцов с V-образным надре­ зом будет приближаться к линии 5.

Фрактографическими исследованиями показано, Что всё стали в закаленном и отпущенном ниже 400° С состоянии разрушаются с об­ разованием перемежающихся областей чашечной структуры и квазискола. Чашки всегда были связаны с частицами неметаллических включений или карбидов по размеру обычно меньше 0,5 мкм в диа­ метре. Включения большего размера отмечены только на участках разрушения сколом. На основе этих данных авторы работы [55] предложили следующую схему распространения трещины. В зоне впе­ реди магистральной трещины, где происходит интенсивная пластиче­ ская деформация, поры у включений раскрываются по механизму чашечного разрушения. Эти поры растут и под действием перемен­ ной нагрузки коалесцируют друг с другом с образованием микро­ трещины опять же по механизму чашечного разрушения. Оставшая­ ся часть металла между магистральной трещиной и микротрещиной разрушается сколом.

Поверхность разрушения образцов, отпущенных выше 400° С, показывает совершенно другие особенности разрушения. Основную долю излома занимают участки вязкого чашечного разрушения. Усталостные микрополосы выявляются только в отдельных изоли­ рованных участках излома и характеризуются нерегулярным рас­ стоянием между микрополосами. При этом значения т (см. табл. 15) не превышают 3, что существенно меньше, чем в случае отпуска ни­ же 400° С. Как видно из приведенных экспериментов, степень влия­ ния неметаллических включений определяется также действующим механизмом усталостного разрушения.

На алюминиевом сплаве 7075 с разной степенью чистоты (99,3; 98,5 и 93,6%) в состоянии после закалки и отпуска влияние числа включений обнаружили [182] только в случае распространения тре-' щины в условиях плосконапряженного состояния. При ДК =

= 52,5 кге/мм3/2 происходит резкое изменение скорости распростра­ нения трещины, связанное с переходом из состояния плоской дефор­ мации в плосконапряженное состояние. Переходная область окан­

чивается при Д/С=70 кге/мм3/2. В области плоской деформации мик­ ромеханизм роста трещины связан с образованием усталостных микрополос. В области плосконапряженного состояния трещина рас­ тет путем слияния пор.

Переход из зоны плоской деформации в плосконапряженное состояние связан с резким увеличением размера пор вокруг включе­ ний внутри зоны пластической деформации у вершины трещины и начинается, когда расстояние между порами становится равным зо­ не пластической деформации в плоскости разрушения. Снижение со­ держания включений уменьшает величину dafdN только в области

плосконапряженного состояния, т.е. при Д/С>70 кге/мм3^2.

Мы подробно рассмотрели большей частью отрицательное влия­ ние неметаллических включений на усталостные свойства материа­ лов. Однако включения при небольших размерах, т. е. с размерами, близкими к размерам дисперсных упрочняющих фаз, в состоянии обеспечить повышение уровня усталостных свойств. Это отмечено в работе Лю-тьерипга, Докера и Мунца [95, с. 427], выполненной на промышленной плавке алюминиевого сплава 2024 (4,6% Си 1,7% Mg; 0,77% Мп; 0,36% Fe; 0,28% Si) и сплаве Х-2024 системы А1—Си—Mg повышенной чистоты (4,7% Си; 1,5% Mg; 0,006% Мп; 0,04% Fe; 0,03% SiO). Образцы подвергали гомогенизации при 480° С, 1 ч с последующей закалкой в воду. Перед испытанием образцы

Таким образом, на основе анализа литературных данных о роли неметаллических включений в развитии усталостной повреждаемо­ сти и разрушения можно сделать следующие выводы. Тип неметал­ лических включений, его форма, размер, содержание, распределение оказывают определяющее влияние на усталостные свойства сталей и сплавов. Однако характер и степень влияния неметаллических вклю­ чений зависят от свойств матрицы материала и действующего меха­ низма зарождения и распространения усталостной трещины. Наиболь­ ший эффект от оптимизации формы, размера, содержания, распре­ деления и структуры неметаллического включения достигается в ма­ териалах, нагружаемых в многоцикловой области усталости, где за­ рождение и рост трещины на стадии кристаллографического роста занимает основную долю долговечности. В дисперсионно-упрочняе- мых сплавах благоприятное влияние дисперсных включений связано с торможением включениями процессов зарождения и роста устой­ чивых полос скольжения. Кроме того, следует ожидать, что дисперс­ ные включения будут препятствовать распространению трещины по мнкромеханизму кристаллографического сдвига. На стадии распро­ странения усталостной трещины снижение содержания и измельче­ ние включений особенно эффективно в том случае, когда рост тре­ щины происходит по мнкромеханизму чашечного разрушения в условиях плосконапряжеиного состояния. Перспективно, на наш взгляд, повышение усталостных свойств стали при диспергировании включений и придания им сферической формы с помощью редкозе­ мельных элементов: церия, лантана, иттрия и др.

Г Л А В А VII

Ц И К Л И Ч Е С К А Я П Р О Ч Н О С Т Ь И Ф И З И Ч Е С К И Й П Р Е Д Е Л

У С Т А Л О С Т И М Е Т А Л Л О В И С П Л А В О В

ОСНОВНЫЕ ТЕОРИИ И ПРЕДСТАВЛЕНИЯ О ПОЯВЛЕНИИ ФИЗИЧЕСКОГО ПРЕДЕЛА УСТАЛОСТИ

Физический предел усталости как проявление природных свойств кристаллической решетки

В работах Ферро и Монталенти физический предел усталости рассматривается как проявление природных свойств кристаллической решетки, независимо от того, склонен или не склонен данный материал к старению. Так, физический предел усталости выявляется у высо­ кочистого железа (0,0002% С) (площадка текучести на кривых растяжения не обнаруживается), хотя кривая усталости располагается ниже кривой усталости, содер­ жащей обычное количество примесей. К аналогичному

выводу пришли и авторы работы [184] после испытания на усталость в условиях растяжение — сжатие железа (0,009% С) с добавками 0,3% Ti. Хотя физический пре­ дел текучести не выявляется даже после предваритель­ ной пластической деформации (3%) со старением при 100° С в течение 24 ч, усталостные испытания выявили отчетливо выраженный физический предел усталости. Физический предел усталости на базе 108 циклов обна­ ружен у чистых металлов с г. ц. к., о. ц. к. и г. п. у. крис­ таллическими решетками [185]. В то же время для ря­ да некоторых металлов с г. ц. к. решеткой выявление предела усталости требует базы испытаний порядка 109—1012 циклов, что трудно осуществить на практике.

Теория деформационного старения

В о. ц. к. металлах деформационное старение оказы­ вает значительное влияние на весь комплекс механичес­ ких свойств. Ряд исследователей считают, что физичес­ кий предел усталости должен проявляться только у ме­ таллов, склонных к деформационному старению [186. 187]. Действительно, физический предел усталости на­ блюдается у металлов и сплавов, показывающих при статическом растяжении физический предел текучести.

Екобори [174] отмечает, что для железа и низко­ углеродистой стали наблюдается большое сходство в поведении предела текучести и предела усталости. Обе характеристики достигают максимальных значений в интервале температур 230—350° С. Это дает основа­ ние объяснить подобное сходство протеканием в стали деформационного старения. Предварительное статичес­ кое деформационное старение существенно повышает циклическую прочность сталей и железа. По данным В. С. Ивановой и В. Ф. Терентьева, предварительная пластическая деформация с последующим старением повышает предел усталости ряда конструкционных ста­ лей на 15—20%.

Экспериментально наблюдаемое влияние деформа­ ционного старения на предел усталости послужило ав­ торам [186] основой для вывода о том, что появление физического предела усталости определяется исходной блокировкой дислокаций атомами внедрения. Томпсон предположил, что физическому пределу усталости соот­ ветствует такая амплитуда напряжения, при которой не происходит разблокировки дислокаций. Циклированнс

выше уровня предела усталости сопровождается интен­ сивной разблокировкой дислокаций.

Следует отметить, что большой экспериментальный материал по изучению механических и физических свойств циклически нагружаемых материалов, накопив­ шийся с момента выдвижения этой теории, противоре­ чит предположению о решающей роли статического деформационного старения в формировании физическо­ го предела усталости. В ряде случаев циклическое на­ гружение при амплитуде aa^ a w вызывает интенсивную разблокировку дислокаций (циклическую текучесть), но тем не менее при дальнейшем циклическом нагружении формируется отчетливо выраженный предел усталости.

Более универсальной представляется теория появле­ ния физического предела усталости в результате проте­ кания в материале процесса динамического деформаци­ онного старения. Эта теория предполагает, что влияние примесей внедрения на усталостную прочность реализу­ ется в процессе циклического нагружения [188]. Дейст­ вительно, уменьшение концентрации атомов углерода и азота в стали снижает, а по данным [189], практически полностью устраняет физический предел усталости и смещает перегиб кривой усталости в сторону большего числа циклов. Понижение концентрации примесей внед­ рения увеличивает время, необходимое для закрепления дислокаций, вызывая смещение перегиба кривой усталости в сторону большего числа циклрв. С этим согла­ суется также экспериментально наблюдаемое смещение максимума циклической прочности в сторону более вы­ соких температур испытания с ростом частоты нагруже ния низкоуглеродистых сталей. С повышением темпера­ туры закалки (£зак<Асз), что обусловливает повыше­

го динамического деформационного старения в сталях, содержащих дисперсные частицы выделений цементитного типа. Как показано в гл. V, в активных полосах скольжения происходит растворение дисперсных частиц выделений. Атомы углерода переходят в твердый рас­ твор. Следовательно, в ста'ли общий эффект от дефор­ мационного старения определяется не только исходной концентрацией твердого раствора, но и интенсивностью процесса растворения дисперсных частиц выделений.

В работах [190, 191] сделана попытка связать про­ цесс деформационного старения с эволюцией дислока­ ционной структуры в процессе усталости. При испыта­ нии на усталость в условиях повторного растяжения (опнп=0-т-1 кгс/мм2) в поликристаллическом армко-же- лезе наблюдается отчетливо выраженный физически!! предел усталости; при этом уровень aw превысил уро­ вень От (см. рис. 11,с). Разупрочнение образцов, свя­

ным упрочнением. С ростом числа циклов нагружения (вплоть до 103—104 циклов) растет величина накоплен­ ной пластической деформации, составляя на уровне Ош»2%. Соответственно возрастает и плотность дисло­

а затем и ячеек. При достижении критической плотно­ сти дислокаций (см. гл. III) в армко-железе возникает полосовая структура, в которой и локализуется разви­ тие усталостной повреждаемости материала. Интенсив­ ность рассматриваемой эволюции дислокационной структуры в приповерхностных слоях металла сущест­ венно выше, чем во внутренних. К числу особенностей

Образование малоугловых границ ячеек в значитель­ ной степени ограничивает подвижность дислокаций, со­ ставляющих стенку, и создает, таким образом, предпо­ сылки эффективного протекания «статического» дефор­ мационного старения. С момента достижения стадии насыщения для интенсивного протекания деформацион­ ного старения под напряжением подготовлена основная масса материала. Развитие полосовой структуры устой­ чивых полос скольжения, а вместе с ней и микропластическая деформация, в основном, ограничивается поверх­ ностными слоями. На уровне ow и ниже его эволюция дислокационной структуры с образованием устойчивых полос скольжения происходит только в отдельных зер­ нах (-—15%) армко-железа.

На кривых статического растяжения образцов, ис­ пытанных на уровне aw, с ростом числа циклов наблю­ дается повышение уровня 00,2 (рис. 68). При числе циклов, соответствующих перегибу кривой усталости,

появляется физический предел текучести. При дальней­ шем нагружении возникает площадка текучести. После (2,2—3,0) 107 циклов (аа= 19,5-^20,5 кгс/мм2) величина вновь появившейся площадки текучести составляет 1,25—1,30%. Циклическое нагружение при cra>aw не приводит к развитию эффектов текучести.

Проведенные эксперименты указывают на интенсив­ ное протекание деформационного старения в армкожелезе в процессе циклического нагружения. Зуб и пло­ щадка текучести на кривых статического растяжения образцов, простоявших базовое число циклов, вероятно, связаны с сегрегацией атомов внедрения на дислокаци­ ях. С помощью электронномикроскопических наблюде­ ний не удалось обнаружить выделений на дислокациях. Возможно, подобные выделения образуются при дости­ жении большей степени пересыщения твердого раство­ ра, что достигается закалкой низкоуглеродистой стали.

Таким образом, в свете изложенных фактов весь процесс усталости, например, армко-железа в диапазо­ не от ай до a!J в зависимости от характера процессов

деформационного старения можно разделить на три основные области [191]. В области I, которая начина­ ется от линии начала макроскопического течения и за­

может осуществляться в основном через механизм ди­ намического деформационного старения. Область (меж­

кого деформационного старения ограничено локальными объемами (зонами зарождения и развития устойчивых полос скольжения), в то время как в основной массе материала с развитой дислокационной*структурой воз­

оиного старения под напряжением. Снижение подвиж­ ности дислокаций, образующих дислокационную стенку ячеек, задерживает процесс перестроения дислокацион­

нием дислокаций и прекращением развития устойчивых

чений динамического модуля Юнга и затухания внут­ реннего трения. Естественно ожидать, что интенсив­ ность развития процессов деформационного старения в каждой из областей диаграммы усталости существенно зависит от концентрации твердого раствора внедрения.

Таким образом, деформационное старение способст­ вует формированию устойчивой (к механическому на­ гружению) субструктуры, повышает предел усталости и смещает в сторону меньшего числа циклов нагружения перегиб кривой усталости.

Гипотеза барьерного эффекта поверхностного слоя

В. С. Ивановой и В. Ф. Терентьевым [192, 193] предложена гипотеза, согласно которой в формирова­ нии физического предела усталости решающая роль принадлежит упрочненному поверхностному слою тол­ щиной порядка размера зерна. Это предположение ис­ ходит из предпосылки, что возникновение упрочненного поверхностного слоя обязано микротечению поверхност­ ных слоев металла в псевдоупругой области деформи­ рования. Микропластическая деформация в поверхност­ ном слое начинается при критическом напряжении, при достижении которого в приповерхностном слое металла начинается размножение дислокаций. В процессе цик­ лического. нагружения происходит упрочнение поверх­ ностного слоя толщиной порядка размера зерна за счет повышения плотности вновь образовавшихся дислока­ ций и динамического деформационного старения. К мо­ менту достижения базового числа циклов нагружения па поверхности металла образуется равномерно упроч­ ненный слой с повышенной плотностью закрепленных дислокаций. И хотя в этом случае в поверхностном слое внутри отдельных зерен могут находиться микротрещи­ ны, дальнейшее развитие повреждаемости не происхо­