книги / Структура и усталостное разрушение металлов

позволяет прогнозировать резкое увеличение da/dN на третьем участке зависимости da/dN =f(AK ). В этой об­ ласти амплитуда локальных напряжений сравнима с разрушающими напряжениями при статическом рас­ тяжении. При этом пластически деформируются до­ вольно большие объемы металла, по размеру сравни­ мые с величиной зерна. В этом случае для оценки п и OFF оправдано использовать характеристики, получен­ ные на гладких образцах.

Остановимся на вопросах, связанных с условиями появления усталостных микрополос. Плумбридж и Рай­ дер [62], а также В. С. Иванова с сотрудниками [63] предположили, что образование усталостных микропо­ лос свидетельствует о реализации в вершине трещины плоско-деформированного состояния. В. С. Иванова связывает образование усталостных микрополос со ста­ дией стабильного роста трещины, считая, что ширина микрополосы равна приращению трещины за один цикл. Появление микрополос отождествляется с образо­ ванием впереди магистральной трещины дислокацион­ ной трещины скола по механизму двойного плоского скопления. Силовые и энергетические условия распрост­ ранения трещины в рамках этого механизма подробно рассмотрены в работах [6, 64].

В работе [65] показано, что для стали А533, стали системы Ni — Мо — V и стали НР9-4-25, а также алю­ миниевых сплавов 7079-Т6 и 5456-Н321 и сплава Ti+ +6% Al+4% V изменение ширины А усталостных мик­ рополос в зависимости от АК/Е подчиняется зависи­ мости:

(17)

Усталостные испытания проводили на образцах с од­ ним боковым надрезом. Вне зависимости от конкретно­ го состава все сплавы располагались в пределах одной полосы разброса. Сопоставление данных по изменению расстояния между микрополосами А и макроскопичес­ кой скоростью роста трещины от Д/С показывает, что в интервале значений АК— 112-=-245 кгс/мм’/» наблюдается хорошее совпадение (рис. 21). Полоса рассеяния А шире полосы рассеяния da/dN, что, по-видимому, обусловле­ но большей экспериментальной ошибкой при измерении А. Макроскопическая скорость роста трещины при Д/С

менее 112 кгс/мм3/2 меньше, чем величина А. Не исклю­

чено, что при малых Д/С трещина иногда останавлива­ ется.

При больших Д/С реализуются две возможности [65]. Так, макроскопическая скорость роста в стали А533 уменьшается относительно Д из-за нестабильного роста трещины, когда рост трещины в течение многих

расстояния между микрополосами. В этом случае в зна­ чительной части излома микрополос не наблюдается, видны участки чашечного разрушения и относительно бесструктурные области. Предполагается, что при этих Д/С трещина распространяется большими скачками. Таким образом, нестабильный рост трещины при боль­ ших Д/С сопровождается образованием микрополос с меньшими Д и «вступлением» в действие другого мик­ ромеханизма разрушения.

В. А. Степаненко, А. Я. Красовский [66], исследуя железо (0,05% С) (круговой изгиб, диаметр рабочей

В поликрпсталлйческом сплаве Fe+2,9% Si, испы­ танном на усталость в вакууме в условиях растяже­ ния— сжатия в интервале температур 100—250° С, об­ наружено действие двух микромеханизмов разрушения [67]. В образцах, циклически нагружаемых при 100 и 150° С, наблюдается медленный рост трещины с образо­ ванием в некоторых зернах участков хрупкого разруше­

узором» видны усталостные микрополосы. Расстояние Д между микрополосами изменяется пропорционально АК в степени ~ 3 /2 .

Скорость роста трещины, рассчитанная по податли­ вости образца, меньше, чем величина Д, измеренная по данным фрактографического анализа изломов. Это ука­ зывает на возможность задержки трещины. Интересно, что величина da/dN зависит от Д/С и не зависит от /Стах. Последнее согласуется с выводами [57] о незави­ симости da/dN от /Стах в случае разрушения по меха­ низму усталостных микрополос. Если же при росте усталостной трещины наблюдаются значительные уча­ стки хрупкого скола, то величина da/dN в значительной степени зависит от средних напряжений цикла (или R).

На рис. 22, а, б представлено изменение величины т в выражении (9) для среднеуглеродистых сталей Р (0,55% С; 0,66% Мп) и МР (0,55% С; Мп 2,33%) при разных R [57]. Механические свойства сталей Р и МР соответственно: сто,2=43,4 и 75,3 кгс/мм2, ав= 77,8 и

112,4 кгс/мм2; 6=24,7 и 21,7%, /С|с=160 и 134 кгс/мм3/2- Видно, что по сравнению со сталью МР величина т для стали Р при всех значениях R имеет общий мини­ мум. Увеличение скорости роста трещины в стали МР зависит от R. Несмотря на то, что значения К\с обеих

цикл нагружения. Это происходит при значениях /Стах приблизительно на 30% больших К\с. Для стали МР с ростом /Стах свойственно увеличение доли разрушения

=48 кгс/мм3/2 и выше этого значения существенно за­ висит от Д/С.

Наибольшее влияние на da/dN отмечено при /Сшах^

разрушаются с образованием перемежающихся облас­ тей чашечного разрушения и квазискола [55].

Поверхность разрушения образцов, отпущенных вы­ ше 400° С, показывает совершенно другие особенности разрушения. Основную долю излома занимают участки вязкого разрушения. Усталостные микрополосы видны только в отдельных, изолированных участках излома. Чаще всего они характеризуются нерегулярным рассто­ янием между микрополосами. При температурах отпус­ ка выше 400° С влияние состава и чистоты стали отно­ сительно слабое.

Таким образом, из изложенного можно сделать сле­ дующие выводы: 1) наименьшей скорости распростра­ нения усталостных трещин соответствует разрушение по микромеханизму образования пластичных микрополос; 2) при этом микромеханизме разрушения средние на­ пряжения слабо или совсем не влияют на величину

da/dN\ влияние их наблюдается при переходе к третье­ му участку зависимости da/dN=f(kK) и связано с вступлением в действие других микромеханизмов раз­ рушения; хрупкого транскристаллитного скола, квазискола или чашечного; 3) при разрушении с образовани­ ем пластичных микрополос влияние структуры металла на da/dN очень слабое или практически отсутствует.

Подобный характер влияния структуры на скорость распространения трещины на стадии II предполагает действие какого-то универсального фактора, устраня­ ющего влияние структуры. По-видимому, таким факто­ ром является интенсивная пластическая деформация у вершины трещины. Многочисленными исследованиями показано, что у вершины трещины, в том числе в усло­ виях плоской деформации, происходит развитие ячеи­ стой или субзеренной структуры. Образование подобной структуры у вершины распространяющейся усталост­ ной трещины — процесс в достаточной степени общий для многих материалов особенно с высокой энергией де­ фектов упаковки. Изменение субструктуры у вершины трещины подробно рассмотрено в монографии [6]. Яче­ истую структуру у вершины трещины наблюдали в ма­ териалах с о.ц.к., г.ц.к. и г.п.у. решетками, в том числе в тех случаях, когда матрица упрочнялась частицами второй фазы. В работе [68], выполненной на железе с использованием электронного микроскопа с ускоря­ ющим напряжением 500 кВ, обнаружено, что у вершины трещины образуется пластическая зона, в которой раз­ меры ячеек составляют 0,5 мкм. Наблюдаемый нами и В. С. Ивановой в поликристаллическом железе (0,02% С) на расстоянии 7—20 мкм от вершины трещины размер ячеек 0,35—0,45 мкм практически совпадает с данным в работе [68]. Размер субзерен у вершины трещины увеличивается с понижением энергии дефектов упаковки, составляя 2,6; 1,4; 2,8 и 7,6 мкм для алюминия, меди, а-латуни и алюминиевой бронзы соответственно [69]. Отсюда вывод, что именно дополнительной пластической деформацией у вершины трещины объясняется слабое влияние исходной структуры материала иа скорость ро­

ста усталостных трещин.

Принципиальным моментом в понимании механизма распространения усталостной трещины является вопрос о соотношении скачка трещины и параметра субструкту­ ры у вершины трещины. Интенсивная пластическая де­

формация у вершины трещины происходит как в усло­ виях плоской деформации, когда образуются микропо­ лосы, так и в условиях плосконапряженного состояния, когда возникают чашки. Авторы работ [6, 70] при сопо­ ставлении параметров дислокационной структуры у вер­ шины трещины и рельефа излома в зоне роста трещины в условиях плоской деформации пришли к выводу, что стабильный рост трещины с минимальной скоростью сохраняется до тех пор, пока величина микроскачка тре­ щины не станет близкой или равной размеру субзерна (ячейки) вторичной структуры, образующейся в пла­ стической зоне у вершины трещины.

Поскольку во многих, особенно пластичных металлах, минимальные размеры субзерен близки, нет ничего уди­ вительного в совпадении величин скачков трещин на стадии стабильного роста усталостной трещины. Не яс­ ным остается вопрос о траектории распространения ус­ талостной трещины на стадии стабильного роста. Воз­ можны, вероятно, два пути распространения трещины: по границам субзерен (ячеек) или по телу субзерен. Совпадение траектории трещины с границами субзерен отмечалось в работах [69, 70]. К такому же выводу при­ шли В. И. Трефилов с сотрудниками [71] при исследо­ вании распространения вязкой трещины в армко-железе в условиях статического растяжения.

Пример разрушения по границам ячеек с образова­ нием «пилообразного» профиля трещины при статиче­ ском растяжении фольги железа, приготовленной из об­ разца, испытанного на усталость выше предела устало­ сти, представлен на рис. 23. Траектория трещины про­ ходит по границам ячеек, границы которых в данном случае ориентируются под углом 45° к направлению рас­ пространения трещины; шагу между «зубцами» соответ­ ствует диагональ куба. Шаг излома в среднем состав­ ляет 0,34 мкм при величине ячейки (вдоль) стороны ку­ ба 0,48 мкм. Эти размеры субзерен в окрестности трещины существенно меньше субзерен вне зоны влияния трещины. Можно предположить, что при распростране­ нии трещины у ее вершины произошла дополнительная пластическая деформация. Зарождение микротрещин на рис. 23 видно в месте пересечения полос скольжения с границей зерна (маленькие стрелки); плоскости раз­ рушения субмикротрещин ^располагаются вдоль нап­

равлений, близких [ПО] и [ПО].

минимальному размеру ячейки (субзерну) вторичной субструктуры у вершины трещины. В случае меньшей интенсивности напряжения при распространении тре­ щины границы ячеек не повреждаются. В результате смены микромеханизма распространения трещины про­ исходит изменение скорости роста трещины.

Г Л А В А III

УС Т А Л О С Т Н А Я

ПО В Р Е Ж Д А Е М О С Т Ь

О Д Н О Ф А З Н Ы Х М А Т Е Р И А Л О В

ФОРМИРОВАНИЕ РАЗВИТОЙ СУБСТРУКТУРЫ

В ПРОЦЕССЕ УСТАЛОСТНОГО НАГРУЖЕНИЯ

Для широкого круга металлов и сплавов, как одно­ фазных, так и многофазных, усталостная повреждае­ мость обусловлена эволюцией дислокационной структу­ ры в пластичной матрице. К настоящему времени систе­ матические исследования изменения дислокационной структуры в процессе усталости выполнены практически для всех пластичных однофазных материалов (железо, медь, алюминий, никель, нержавеющая сталь и некото­ рые другие). В зависимости от материала, вида нагруже­ ния, температуры испытания и амплитуды напряжения (деформации) наблюдается широкий спектр дислокаци­ онных структур: по мере увеличения числа циклов на­ гружения растет плотность дислокаций и вначале обра­ зуются сплетения, сгущения дислокаций, а затем ячеи­ стая и субзеренная структуры (рис. 24). Эволюция дислокационной структуры протекает в различных мате­ риалах с разной степенью интенсивности, охватывая все сечение образца или сосредоточиваясь только в некото­ рых объемах, например в поверхностном слое.

Влияние различных факторов, структуры металла и режима циклического нагружения на дислокационную структуру циклически деформируемых материалов об­ стоятельно рассмотрено в монографиях [6, 16]. В этой работе остановимся более подробно на особенностях формирования субструктуры (ячеек, субзерен) в процес­