книги / Структура и усталостное разрушение металлов

Линч, рассматривая причину локализации пластичес­ кой деформации вдоль и по границам устойчивой полосы скольжения, исходит из предпосылки о возникновении в пределах «мягкого» слоя концентрации напряжений. На

вании полосовой структуры в железе. Границы устойчи­ вых полос скольжения содержат на большом протяжении избыточную плотность дислокаций с составляющей век­ тора Бюргерса, параллельной направлению стенки [ИЗ]. По оценкам авторов, доля подобных дислокаций почти

ций можно уподобить квазиплоскому скоплению дислока­ ций, обусловливающему дальнодействующее сдвиговое напряжение вдоль полосы скольжения. Удивительное подобие в форме искривлений поперечных стенок устой­ чивых полос скольжения «лестницеподобного» типа (см., например, рис. 29) также предполагает существование таких дальнодействующих полей напряжения вдоль по­ лос скольжения. Интересную модель строения устойчи­ вых полос скольжения и роли устойчивых полос сколь­ жения в зарождении экструзий предложили Антонополо'с, Браун и Уинтер [114]. Исследуя монокристал­

дии насыщения в образцах генерируются в основном диполи вакансионного типа.

По-видимому, их рост связан с достаточно большой диффузионной подвижностью вакансий в меди при цик­ лическом нагружении. С ростом числа циклов нагруже­ ния увеличивается различие в плотности диполей вакан­ сионного типа в матрице и в устойчивых полосах сколь­ жения. Согласно данным электронномикроскопического анализа, стенки устойчивых полос скольжения составле­ ны из конгломерата вакансионных диполей (рис. 34). Если предположить, что стенка представляет собой еди­ ничный диполь высотой hb и вектором Бюргерса Ь', па­ раллельным, но не обязательно равным по величине Ь, то следует ожидать появления дальнодействующего по­ ля напряжения стенки. В этом случае границы устойчи­ вых полос скольжения представляют собой ряд краевых дислокаций, расположенных на расстоянии d.

В цикле растяжения материал в пределах устойчивых полос скольжения упруго деформируется в направлении первичного вектора скольжения (А —А' на рис. 34). Ве­ личина деформации задается выражением

®АА' = ЬЧй.

Среднее число вакансионных диполей, пересекаемых линией X — X' параллельно направлению скольжения, достигает величины порядка рсоЛ, где р — плотность ди­ полей в стенке, со — ширина стенки и h — средняя высота отдельных диполей.

Отсюда следует, что b'=p(ahb и соответственно ЕАА,=рюhb/d. По оценкам работы [114], на стадии насы­

щения (А1=15-103 циклов) величина деформации со­ ставляет ~2-10 -4.

Антонополос, Браун и Уинтер считают, что атомы ме­ ди, возникшие при образовании вакансионных диполей, выносятся к поверхности образца и образуют экструзии. Распространение трещины в пределах устойчивых полос скольжения энергетически выгодно при условии Ль-е?АА,>

> 8 у/Е, где у — поверхностная энергия, а Е — модуль Юнга материалов. Если это выражение действительно применимо к стадии кристаллографического роста тре­ щины, то очевидно, что тонкое строение устойчивых по­ лос скольжения оказывает большое влияние на скорость роста трещинц,

такому механизму возникают трещины в обработанной на твердый раствор нержавеющей стали с 18% Сг и 12% Ni (во время испытаний на усталость при 700 и 800" С (0,5—0,62) Тпл).

Зарождение трещин при двойниковании

Нередко зарождение трещин в г. ц. к. металлах про­ исходит у двойников отжига (Н. Томпсон [34, с. 354J). Исключительно велика роль двойникования в процессе циклического деформирования о. ц. к. металлов в связи с его ограниченной пластичностью при пониженных тем­ пературах испытания. Подробно влияние двойникования на зарождение трещин и усталостную долговечность рассмотрено в гл. V.

СУБСТРУКТУРНОЕ

РАЗУПРОЧНЕНИЕ

Развитая дислокационная структура в металлах и сплавах формируется при различных способах пласти­ ческого деформирования сплавов: прокаткой, растяже­ нием и т. д. В последнее время в практике металлообра­ ботки широкое распространение получили различные методы субструктурного упрочнения металлов. В этом отношении к конструкционным сталям особенно эффек­ тивно применение термомеханической обработки. Однако повышение статической прочности металлов, подвергну­ тых субструктурному упрочнению, не всегда сопровож­ дается соответствующим ростом уровня циклической прочности. Подобное поведение упрочняемых материалов связывают с нестабильностью дислокационной структу­ ры. В дальнейшем под субструктурным разупрочнением будем понимать снижение сопротивления циклическому деформированию в результате перестройки созданной при статическом деформировании дислокационной струк­ туры.

Образование устойчивых полос скольжения в пла­ стичных материалах также происходит при перестройке дислокационной субструктуры [116]. По существу это тоже субструк'Гурное разупрочнение. Однако в последнем случае субструктура возникла на предшествующих ста­ диях циклического деформирования прежде всего на стадии циклического деформационного упрочнения. При

большей скоростью разупрочняется Ferrovac Е после растяжения на 10% при 195 К (линия С). Дислокацион­ ная структура после растяжения при 195 К пред­ ставлена в основном длинными отрезками винтовых дислокаций и дислокационными диполями. Повышение температуры до 298 К и последующее циклическое де­ формирование увеличивают подвижность дислокаций и облегчают их поперечное скольжение.

Аустенитная нержавеющая сталь относится к мате­ риалам, которые с целью повышения низкого уровня на­ пряжения течения дополнительно подвергают пластиче­ скому деформированию. Обычно применяют холоднока­ таные стали после 20—50%-ной деформации. В работе [117] на аустенитной нержавеющей стали типа 18-8 ис­ следовано влияние предварительного пластического де­ формирования (на 11 и 22%) и уровня среднего напря­ жения цикла на циклическое упрочнение и разупрочне­ ние стали. Образцы стали, подвергнутой деформации на 22%, после испытаний на усталость при среднем напря­ жении цикла, равном или близком нулю, обнаруживают первоначальное упрочнение с последующим разупрочне­ нием (рис. 37). С ростом амплитуды напряжения макси­ мум упрочнения смещается в сторону меньшего числа циклов нагружения. Однако образцы, предварительно упрочненные пластическим деформированием на 11% при циклировании с небольшим средним напряже­ нием цикла от (сг/сто,2=0,25—0,30), обнаруживают только циклическое упрочнение.

Из рис. 37 также следует, что скорость падения уп­ рочнения при а/сго,2=0,25 и 0,4 для образцов, деформи­ рованных на 22%, после достижения максимума упроч­ нения зависит от амплитуды среднего напряжения. Уро­ вень насыщения остается практически таким же или несколько выше уровня напряжения течения исходных образцов. Можно полагать, что сталь разупрочняется только частично. Последнее согласуется с предположе­ нием, сделанным в работе [86], что для холоднодеформированных металлов с низкой ЭДУ, у которых затруд­ нено поперечное скольжение, усталостное разупрочнение не полное. Для сг/<Уо,2= 0,6, т. е. при более высоком уров­ не напряжений, когда поперечное скольжение дислока­ ций облегчено, степень разупрочнения металла значи­ тельно больше. При этом сталь типа 18-8 ведет себя подобно металлам срысокой энергией дефектов упаковки.

Экспериментально наблюдаемая роль среднего на­ пряжения цикла на развитие разупрочнения в нержавею­ щей стали также хорошо согласуется с предположения­ ми Фелтнера и Лэйрда о том, что для заметного развития процессов разупрочнения необходимо приложение пол­ ностью обратимого напряжения циклического деформи­ рования. По-видимому, повышение температуры испыта­ ния также может способствовать разупрочнению стали при положительном среднем напряжении цикла.

По отношению к низкоуглеродистой стали (0,15% С) особенно эффективна поверхностная обкатка роликами [218]. Обкатка листовой стали под давлением 300 кгс/ /мм2 сопровождается увеличением предела усталости (изгиб с вращением) с 12 до 32 кгс/мм2. При этом грубая ячеистая структура, образующаяся при прокатке низко­ углеродистой стали, в процессе усталости трансформиру­ ется в структуру, характерную для циклической дефор­ мации,

Широкие стенки ячеек с довольно высокой плотностью дислокаций, дислокационных петель и диполей внутри ячеек по мере циклического нагружения уступают место хорошо оформившимся ячейкам с относительно узкими границами и низкой плотностью отдельных дислокаций, петель и диполей внутри ячеек. Подобное перестроение дислокационной структуры включает интенсивное разви­ тие процессов аннигиляции, переползания и взаимодей­ ствия дислокаций. Размер образующихся при усталости ячеек не зависит от размера сформировавшихся при про­ катке ячеек.

Ранее аналогичное явление на меди наблюдали Фелтнер и Лэйрд [86]. На основании этого они сделали вы­ вод о независимости размера ячейки от предыстории ма­ териала. Вероятно, и тип дислокационной структуры на уровне насыщения слабо зависит от способа (соответст­ венно и структуры) предшествующего статического де­ формирования. По мнению авторов работы [218], боль­ шая долговечность прокатанных образцов по сравнению с отожженными прежде всего обусловлена тем, что на перестроение дислокационной структуры затрачивается значительное число циклов нагружения. Аналогичное влияние холоднодеформированного состояния на долго­ вечность обнаружено также в поликристаллическом же­ лезе FerrovacE с 0,007% С [74]. В отожженном состоянии металл после деформации с ДеР=±0,02§ пок^знвает

Упрочнение, а после деформации растяжением на 25% — разупрочнение. В образцах, предварительно деформиро­ ванных растяжением на 12%, амплитуда напряжения остается практически постоянной. Таким образом, суще­ ствует критическая степень предварительной пластичес­ кой деформации, при достижении которой заданная ам­ плитуда пластической деформации обусловливает посто­ янство уровня напряжения течения материала. Уровень напряжения насыщения образцов в отожженном и холоднодеформированном состояниях практически одина­ ков. Размер ячейки возрастает или падает в зависимо­ сти от того, увеличивается или снижается амплитуда пластической деформации. Таким образом, для области насыщения характерна обратимость связи между ампли­ тудой напряжения (деформации) и размером ячейки йяч.

Эта обратимость подчиняется зависимости as= M d ^ l, где о, —напряжение насыщения и М — коэффициент про­ порциональности. Уровень насыщения а3 и, следователь­ но, размер ячейки являются функцией амплитуды пла­ стической деформации при определенной температуре и

скорости пластической деформации е.

Размер ячейки на стадии насыщения в отожженном и холоднодеформированном на 12 и 25% поликристаллическом железе Ferrovac Е одинаков и составляет 1,5 мкм. В работе Абдель-Рауф и Плюмтрии, выполненной также

на железе Ferrovac Е, установлено, что 0s=oro(e)p, где (То и р — коэффициент и показатель степени при скорости пластической деформации. Для среднего размера ячей­

ки d44 (мкм) найдено, что dm = 1.76(e)-0'03. Сразу же после увеличения скорости нагружения напряжения те­ чения возрастают, а затем постепенно уменьшаются, до­ стигая ожидаемого уровня а3 для новой скорости нагру­ жения. Возврат нового уровня равновесного насыщения при изменении скорости циклической деформации свя­ зан с приспособлением (согласованием) размера ячейки.

Как отмечалось выше, применительно к углеродистым сталям влияние предварительно созданной субструктуры зависит от интенсивности протекания в стали деформа­ ционного старения. Сегрегация атомов углерода, азо­ та или выделения карбидов и нитридов закрепляют дислокации и тем самым повышают сопротивление субструктуры перестроению в процессе циклического деформирования.

Гл а в а iv

УС Т А Л О С Т Н А Я П О В Р Е Ж Д А Е М О С Т Ь И Р А З У П Р О Ч Н Е Н И Е Д И С П Е Р С И О Н Н О - У П Р О Ч Н Я Е М Ы Х

СП Л А В О В

Практически во всех высокопрочных сплавах для по­ лучения высокого уровня прочностных свойств в той или иной степени использован вклад дисперсионного меха­ низма упрочнения. Повышение уровня характеристик статической прочности дисперсионно-упрочняемых спла­ вов большей частью не сопровождается соответствую­ щим повышением уровня циклической прочности. На­ пример, сопротивление усталости дисперсионно-тверде- ющих алюминиевых сплавов сравнительно небольшое. Отношение предела усталости на базе 107 циклов к вре­ менному сопротивлению при растяжении у этих сплавов составляет в среднем ~ 0,3.

Другим важным аспектом поведения многих диспер­ сионно-упрочняемых сплавов является их склонность к циклическому разупрочнению. Широкий круг сплавов на основе Al, Ni, Fe, Fe—Ni и других металлов относится к циклически разупрочняющимся. Эти материалы исполь­ зуются во многих отраслях народного хозяйства, особен­ но в авиации и ракетной технике.

Современные методы структурного анализа металлов позволили установить, что циклическое разупрочнение связано с определенными структурными изменениями в процессе усталости. Другими словами, в процессе цик­ лического нагружения некоторые сплавы являются структурно нестабильными. В отличие от субструктурной нестабильности, рассмотренной в гл. III, структурная не­ стабильность в дисперсионно-упрочняемых сплавах связана в основном с нестабильностью дисперсных вы­ делений, приводящей к зарождению и развитию устой­ чивых полос скольжения, в которых отсутствуют выделе­ ния дисперсной фазы. Образование полос скольжения в областях металла, не содержащих выделений, обнару­ жено в алюминиевых сплавах, никелевых сплавах, мар- тенситно-стареющих и углеродистых сталях.

В полосах скольжения, свободных от выделений, про­ исходит дальнейшее развитие усталостной повреждае­ мости и разрушения. В этой главе будет рассмотрена