книги / Структура и усталостное разрушение металлов

щин, а также некоторые аспекты влияния структуры на пороговый коэффициент интенсивности напряжения. В целом эти вопросы нам представляются малоизучен­ ными. Решение их невозможно без применения современ­ ной техники анализа напряженного состояния и тонкого строения металла у вершины трещины, по размеру сопо­ ставимой с величиной зерна поликристалла.

Анализируя имеющиеся литературные данные по строению дислокационной структуры у вершины трещи­ ны, можно сделать следующие выводы. Качественно тип дислокационной структуры у вершины распространяю­ щихся и нераспространяющихся трещин одинаков. Одна­ ко у нераспространяющихся трещин, например в сплаве Al-f-0,5% Mg, размер пластической зоны у вершины трещины значительно меньше [203]. В стали с 0,03% С впереди ^распространяющейся трещины образуются субзерна размером более 2,7 мкм [204]. Избыточная плотность дислокаций, определяемая по углу разориентации соседних субзерен, у вершины трещины составля­ ет 5,5-1010 см~2. На образцах сплава Al+0,5% Mg с ра­ диусом у основания надреза 0,013 мм длина нераспрост­ раняющихся трещин зависит от амплитуды напряжения. Максимальный размер трещины, проросшей от основания, надреза и затем остановившейся в объеме сплава при дальнейшем циклическом нагружении, достигал 0,42 мм [203].

Частично на основе экспериментальных данных, а большей частью На основе общих рассуждений в литера­ туре высказаны несколько гипотез относительно причин

сжимающими напряжениями, образующимися при на­ гружении или при различных режимах поверхностного упрочнения.

По данным [205], микроструктура стали также су­ щественно влияет на уровень ДДт (принято, что Д/Ст со­ ответствует da/dN= КН мм/цикл). На рис. 71 приведе­ ны данные по влиянию микроструктуры среднеуглероди­ стых сталей на da/dN в образцах типа SEN при У? = 0,33. При da/dN^1 0 ~ 5 мм/цикл скорость изменения da/dN от ДК определяется структурой материала. Химический со­ став, механические свойства и параметры структуры ис­ следованных сталей представлены в табл. 16.

Т А Б Л И Ц А 16. СВОЙСТВА СРЕДНЕУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ [205]

Видно, что уровень ДКтдля сталей с различной мик­ роструктурой и механическими свойствами неодинако­ вый (табл. 17). Наибольшие значения Д/Ст наблюдаются у сталей со смешанной перлито-мартенситной структу­ рой. Величина Д/Ст существенно снижается с ростом R.

Достижение порогового состояния сталей лучше все­ го связано с /Стах и максимальным размером пластиче­ ской зоны (табл. 17).

Интересно, что влияние R и Ктах на da/dN начинает­ ся при достижении максимальным размером пластичес­ кой зоны величины, близкой к размеру зерна феррита и перлита (rf3=5,0-10~2 мм). Размер обратимой пластиче­ ской зоны определенно зависит от R. Он существенно

меньше размера зерна и по порядку близок к размере субзерен.

При этом, как отмечают авторы [205], в области зна­ чений ДК, близких к Д/Ст, в изломе преобладают кри­ сталлографические фасетки разрушения. Траектория

* К,тах = 1/Зя(К тах/ам )2.

движения трещины довольно сложная. Подобный тип из­ ломов обычно связывают с ограниченным числом систем скольжения, действующих у вершины усталостной тре­ щины [206].

По Лукашу и Клеснилу, между Д/Ст и Д с о о т в е т ­

ствующим пороговому коэффициенту интенсивности на­ пряжения при R = 0, наблюдается простое соотношение

ДКт=Д/(1о(1—tf)v где у — параметр, отражающий

свойства материала.

В литературе известны данные о том, что величина у изменяется от 0,7—1,0 для феррито-перлитных и полно­ стью перлитных сталей до ~0,5 —для мартенситных сталей. Подобный тип связи легко может быть выведен из известных соотношений. По определению Д/С=/Стах—

и tf= tfTmIn//fTmax • Отсюда следует, что при R = 0 Д/Ст= =/Сттах= ^т„- Следовательно, Д/Ст=КХо (1—R)-

Г Л А В А VIII

ПУТИ И С П О С О Б Ы П О В Ы Ш Е Н И Я

Ц И К Л И Ч Е С К О Й П Р О Ч Н О С Т И С Т А Л Е Й И С П Л А В О В

Рассмотренные выше закономерности развития уста­ лостной повреждаемости и разрушения в сталях и спла­ вах с различной структурой и субструктурой позволяют сделать некоторые общие выводы по повышению цикли­ ческой прочности.

1. Предотвращение появления в структуре трещин, образующихся в процессе закалки, послезакалочного вы­ леживания и отпуска, а также зон концентрации дефор­ мации. Исключительно большое значение имеет ограни­ чение неблагоприятного влияния крупных неметалли­ ческих включений и обедненных зон. Уменьшение числа трещин в термически обрабатываемых сплавах достига­ ется соответствующим выбором режимов термической обработки и отпуска (старения); ширина обедненных зон также контролируется режимом термической обра­ ботки.

2. Повышение однородности (по объему) пластиче­ ской деформации, осуществляемое с помощью стабиль­ ных некогерентных выделений дисперсной фазы (опти­ мального размера и распределения), стабилизации раз­ витой субструктуры, снижения склонности дислокаций к поперечному скольжению (при снижении ЭДУ сплава).

3. Повышение напряжения циклической микротеку­ чести.

Повысить уровень этого напряжения можно легиро­ ванием элементами внедрения и замещения; интенсив­ ным деформационным старением; формированием устой­ чивой субструктуры и созданием с помощью различных обработок в поверхностном слое остаточных напряжений сжатия.

Для обоснованного выбора способа повышения цик­ лической прочности сталей и сплавов необходимо преж­ де всего учитывать схему и режим нагружения, а также условия (температуру, среду и т. д.) эксплуатации. Це­ лесообразно также принять во внимание свойственный данному материалу в данном структурном состоянии ме­ ханизм усталрстцой повреждаемости и разрушения.

В настоящее время становится актуальным вопрос об оптимизации параметров структуры (размера и распре­ деления частиц дисперсной фазы, размера зерна и т. л.) сталей и сплавов, предназначенных для использования в условиях переменных нагрузок прежде всего с точки зре­ ния максимального сопротивления усталости. Широко практикуемая оптимизация параметров структуры по ре­ зультатам статических испытаний часто не обеспечивает достаточно высокого комплекса эксплуатационных ха­ рактеристик сплавов.

Поскольку сопротивление усталости в значительной степени связано с состоянием поверхностных слоев ме­ талла, большинство традиционных методов повышения циклической прочности основано на активном воздейст­ вии на поверхность детали или элемента конструкции. К таким воздействиям относятся поверхностный наклеп (обкатка роликами, дробеструйная обработка и т. п.), поверхностная закалка ТВЧ, поверхностная термомеха­ ническая обработка, цементация, покрытия и т. д. Повы­ шение циклической прочности при различного рода по­ верхностных упрочняющих обработках обеспечивается как путем создания структуры и субструктуры, облада­ ющих повышенным сопротивлением усталости, так и в результате появления в поверхностных слоях материала сжимающих остаточных напряжений.

В тех случаях, когда необходимо обеспечить не толь­ ко высокое сопротивление зарождению трещины, но и затормозить ее распространение — целесообразно ис­ пользовать методы объемного упрочнения. В этом отно­ шении благоприятные возможности открывает термоме­ ханическая обработка (ТМО) сталей и сплавов.

Авторы не ставили себе целью рассмотреть все из­ вестные способы повышения циклической прочности и тем более приводить результаты (за некоторым исклю­ чением) многочисленных примеров успешного примене­ ния этих методов к реальным элементам конструкций и деталям машин. Рассмотрены в основном методы упроч­ нения, в которых с целью получения высокого уровня циклической прочности используется в той или иной сте­ пени принцип оптимизации или создания структуры и субструктуры с повышенным сопротивлением процессу зарождения и развития усталостной повреждаемости и разрушения,

Повышение циклической прочности Материалов с по­ мощью поверхностного наклепа — традиционный и эф­ фективный способ упрочнения. Развитая дислокационная субструктура и появление в поверхностных слоях оста­ точных напряжений сжатия — основные факторы, обу­ словливающие заметное повышение усталостных свойств сталей и сплавов.

В работе [207], выполненной на сталях 18Х2Н4ВА и 45ХНМФА, повышение усталостной прочности при по­ верхностном пластическом деформировании происходит более интенсивно в стали с мартенситной структурой и менее интенсивно — при сорбитной (рис. 72, кривые 1— 4) и трооститной (рис. 72, кривые 2, 5) структурах. Ис­ пытания на изгиб с вращением и кручение влияют на усталостную прочность практически одинаково. Рост предела усталости стали с сорбитной и трооститной структурами при сравнительно небольших усилиях об­ катки затухает, а стали с мартенситной структурой ста­ билизируются только при очень больших усилиях об­ катки.

Остаточные напряжения сжатия, появляющиеся в по­ верхностном слое после обкатки образцов сталей 18Х2Н4ВА и 45ХНМФА, имеют максимальный уровень

Рис. 72. Зависимость предела усталости стали с различной исходной структу­ рой от усилия обкатки [207]:

а — сталь 18Х2Н4ВА; б — сталь 45ХНМФА; 1—3 — изгиб с вращением; 4—6 — кручение; 1 , 4 — сорбит; 2, 5 — троостит; 3, 6 — мартенсит

Необходимо иметь в виду, что эффективность обкат­ ки, увеличивающаяся с повышением уровня статической прочности, наблюдается не во всех случаях. В качестве основной причины снижения интенсивности повышения уровня предела усталости М. А. Балтер называет малое сопротивление хрупкому разрушению и повышение чув­ ствительности к концентрации напряжений стали с мар­ тенситной структурой (табл. 19). Этим же объясняется различный характер изменения предела усталости ста­ лей с разной структурой в зависимости от величины сжи­ мающих напряжений.

ТАБЛИЦА 19. СТРУКТУРА И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛЕЙ 18Х2Н4ВА и 45ХНМФА [207]

П р и м е ч а н и е . В числителе — данные до обкатки, в знамена­ теле— после обкатки. А п — полная работа разрушения при статиче­ ском изгибе образцов с трещиной.

Благоприятное влияние поверхностного наклепа за­ висит от того, в какой степени созданная в результате наклепа субструктура устойчива к механическому воз­ действию. Высокая степень устойчивости субструктуры поверхностного наклепа (дробью) достигнута в стали 40ПП, содержащей 0,6% V [199]. Сравнение усталост­ ной прочности образцов из сталей 40ПП и 40ПП + + 0,6%V в поверхностно-наклепанном состоянии (с уче­ том получения одинаковой прочности перед наклепом) показало, что даже при одинаковой прочности сталь с 0,6% V обладает более высокими усталостными характе­

ристиками. Величина or_i стали 40ПП+0,6% V (отпуск 600° С) достигает 122 кгс/мм2, а у стали 40ПП (отпуск 450° С) 68 кгс/мм2.

Авторы работы [199] считают, что в дисперсионноупрочняемой углеродистой стали, легированной ванади­ ем, перемещение дислокаций ограничивается размерами субзерен. В результате затруднена релаксация напряже­ ния поверхностного слоя и отдаляется процесс образо­ вания усталостных трещин. В углеродистой стали суб­ структура не стабилизирована и дислокации относитель­ но легко проникают через субграницы, способствуя быстрой релаксации напряжений в поверхностном слое. Данные рентгенографического анализа (по физическому уширению линии Р221) указывают на более интенсивное снижение остаточных напряжений сжатия у стали 40ПП без ванадия.

Положительное влияние поверхностного наклепа на усталостные свойства стали 40ПП с ванадием и без вана­ дия сохраняется в широком интервале температур от­ пуска (вплоть до 600° С). В целом упрочнение стали 40ПП частицами дисперсной фазы в комбинации с поверхно­ стной дробеструйной обработкой обеспечивает рекорд­ ный уровень циклической прочности (симметричный кон­ сольный изгиб) (рис. 73).

Интенсивность поверхностного наклепа сплавов за­ висит от величины ЭДУ. По данным Боггса Брайяна и