книги / Микропластичность и усталость металлов

стоянии с данными оптической и электронной микро­

ми машинного моделирования, что нестабильные дис­ локационные петли, генерированные источниками Франка — Рида, при движении к границам зерен вза­ имодействуют с дислокациями леса. При е>2вкр, дис­ локации формируют равновесные скопления у границ зерен.

Браун и Люкеис [119] предложили модель для опи­ сания микродеформации поликристаллов. При этом ввели предположение о равномерно распределенных и работающих независимо друг от друга источниках дислокаций, создающих в процессе деформации плос­ кие дислокационные скопления у границ зерен. Все ис­

Зерна вовлекаются в деформацию постоянно вслед­ ствие их различной ориентации по отношению к внеш­ нему приложенному напряжению т в интервале напря­ жений т°р ^ т ^ л т °р , где А,т°р — напряжение актива­

ции для зерна, ориентированного наихудшим образом. Используя зависимость Коттрелла, характеризую­ щую сдвиговую деформацию от напряжения сдвига т для источника, создающего скопление дислокаций у

барьера, авторы получили следующее выражение:

(28)

где d0 — средний размер зерна; т£р — напряжение ак­ тивации источников в ,t-том зерне; fidr‘np — доля зерен, в которых источники активируются в интервале напря­ жений т7р и т 'р +^т„р Считая функцию (распределе-

Him fi постоянной величиной и отличной от нуля в ин­ тервале т°р +Ат“р , Браун и Люкенс получили зависи­

мость

и для т>Ят®р , когда число действующих источников сохраняется тостоянным:

Расчетные зависимости хорошо согласуются с экс­ периментом. Однако Л. А. Соловьев, Л. М. Буткевич и М. Б. Макогон, основываясь на анализе петель ги­ стерезиса для сплавов Cu+38% Zn и Ni+17%: Gr при многократном знакопеременном нагружении, указыва­ ют на возможность появления дополнительной дефор­ мации, обусловленной концентрацией напряжения в го­

121] для изучения закономерностей протекания микропластической деформации в железе и сплавах на его основе с о. ц. к. и г. ц. к. решетками. Исследования выполнены на техническом железе, железе с добавка­ ми титана [0,33% (по массе)], кобальта [(5%, (по массе)] и аустенитных сплавах.

Сопротивление микропластической деформации и предел текучести железа по-разному зависят от степе­ ни пластической деформации. Уменьшение сопротивле­ ния микропластической деформации при малых пласти­ ческих деформациях связывают с появлением длинных дислокационных сегментов; увеличение сопротивления микропластической деформации с дальнейшим увеличе­ нием предварительной пластической деформации — с уменьшением длины дислокационного сегмента в резуль­ тате образования ячеистой структуры и увеличением плотности дислокаций. Увеличение предела текучести при пластической деформации вызвано тем, что при уве­ личении степени остаточной деформации большую роль начинают играть процессы взаимодействия между дисло-

кадиями; й их размножение. С ростом плотности дислока­ ций повышается напряжение, необходимое для движения дислокаций на сравнительно большие расстояния.

Исследование температурной зависимости сопро­ тивления микропластической деформации в образцах с различными концентрациями атомов внедрения на линиях дислокаций показало, что чем больше концен­ трация атомов .внедрения на линиях дислокаций, тем сильнее ее температурная зависимость. Когда дислока­ ции закреплены после старения или отжига, сопротив­ ление микропластической деформации сильно возраста­

стической деформации в железе характерны для всех

поля решетки и становятся малоподвижными. Сопро­

Основные закономерности кривых деформаций и АЗВТ технического железа, а также аустенитных спла­ вов на основе железа в обратимой и необратимой об­ ластях качественно подобны [121]. Уменьшение еКр2 при пластической деформации, по мнению авторов, со­ ответствует появлению свежих сегментов дислокаций с краевой ориентировкой, обладающих высокой подвиж­ ностью (механизм Мак Магона). С увеличением сте­ пени деформации их число растет, что приводит снача­ ла к понижению, а затем — к увеличению еКр2 вслед­ ствие взаимодействия между дислокациями. Измене­ ния параметров микро- и макротекучести при наклепе

характеризуются различными зависимостями. У аусте­ нитного сплава Н34 температурная зависимость еКр2 в исследованном интервале температур значительно слабее, чем в железе (энергии активации процессов

0,16-10~20 HI 0,3-10-20 Дж соответственно). Некоторые количественные различия могут быть объяснены значе­ ниями энергии взаимодействия дислокаций с примеся­ ми внедрения и сил Пайерлса — Набарро в железе и аустенитных сплавах.

и второй стадиях микродеформации определяется вовле­ чением отдельных зерен в общую деформацию. Все остальные факторы влияют на величину коэффициента

указанных твердых растворах сильно отличается вели­ чина дефекта упаковки (например, для концентриро­

АЗВТ позволяют оценить влияние блокировки ближ­ ним порядком; атмосферами Коттрелла и Сузуки, рас­ щепленности дислокаций и других факторов на разви­

что тангенс угла наклона тКр2 (Т) обратно пропорцио­

Ga), U'o = 2-10—19 Дж. Величина U0 сравнима с ве­ личиной энергии взаимодействия между дислокациями леса и активной системой скольжения. Опыты с пред­ варительным растяжением образцов для увеличения плотности дислокаций леса )по отношению к дислока­ циям активной системы скольжения при кручении под­ тверждают мнение авторов о том, что при т > т кР2 под­ вижные дислокации пересекают отдельные дислокации леса, границы блоков. Очевидно влияние величин энер­ гии дефекта упаковки на развитие микропластичности в сплавах.

Особое внимание привлекают работы по изучению микропластической деформации в поверхностных сло­ ях моно- и поликристаллов. Новый подход к изучению этой проблемы осуществлен в работах Крамера. При деформировании алюминия, меди, железа и других материалов в моно- и поликристаллическом состоянии обнаружено увеличение протяженности и уменьшение наклона первой и второй стадий деформационного уп­ рочнения при непрерывном удалении поверхностного слоя с образца в процессе деформации. При удалении

почти вдвое). Крамер предполагает образование в по­

цессе деформации внутренними объемными источника­ ми. Образование слоя не зависит от наличия окисной пленки и свойственно металлам с различным типом упаковки кристаллической решетки. Если r.s — велнчи-

на обратного напряжения, создаваемая debris-слоем, уменьшается, энергия активации U = U 0— V (%— xs) тоже уменьшается при условии постоянства величины активационного объема V.

Многочисленные экспериментальные проверки этой гипотезы проводили на меди, обладающей высокой ре­ лаксационной способностью перестройки дислокацион­ ной структуры в процессе нагружения и возврата. Поэ­

дистой стали. Установлено, что процесс (микропластического течения вблизи свободной поверхности начи­ нается значительно раньше, чем для внутренних объ­

ществует критическая степень деформации екр и соот­ ветствующая ей критическая глубина debris-слоя — /,ф. Оценка средних значений скоростей движения дис­ локаций в приповерхностных слоях кремния оказалась на 1,5—2 порядка выше, чем для внутренних объемных слоев. Проявление барьерного эффекта поверхности характерно и для углеродистых сталей, что представ­ ляет очевидный интерес для понимания усталостных процессов.

Накопление повреждаемости и микротрещины. Ги­ потеза А. В. Степанова, согласно которой всякому раз­

есть результат развития такой образовавшейся трещи­ ны, остается дискуссионным. При этом важен вопрос, какое время по сравнению с полным временем жизни образца под нагрузкой занимает процесс разрушения? Если это время мало, то разрушение является крити­ ческим процессом, наступающим по достижению неко­ торой критической деформации при исчерпании ресур­ са пластичности. Если это время велико, то разруше­ ние представляет собой самостоятельный кинетический процесс, связанный с постепенным накоплением разор-

ванных межатомных связей [125]. В этой трактовке 'процесс разрушения скорее является не следствием процесса пластической деформации, а его ‘причиной.

Микротрещины являются естественным дефектом строения реальных материалов и зонами локализации пластической деформации. Зарождение трещин проис­ ходит с участием многих дефектов кристаллической решетки. Известно несколько рассмотренных теорети­ чески и обнаруженных на опыте механизмов зарожде­ ния трещин на дислокационных скоплениях, стенках и других ансамблях дислокаций (рис. 33). Источниками зарождения трещины может быть концентрация на-

напряжений в вершине заблокированной полосы сколь­ жения (в), поресечение двойников (г), растрескивание карбидных частиц (б), совместное воздействие скоп­

как и свободная поверхность кристалла, играют нема­ ловажную роль в инициировании микротрещин. Хотя дислокационная природа процессов, приводящих к об-

разованию поверхностных выступов и впадин, не вы­ зывает сомнений, современная теория усталости не имеет в своем распоряжении достаточно разработанной модели дислокационного зарождения разрушения. Кот­ трелл и Халл предложили хорошо известную модель образования выступов и впадин на поверхности в ре­ зультате скольжения дислокаций по различным систе­ мам кристаллографических 'плоскостей. Мотт предло­ жил модель циклического движения винтовой дислока­ ции путем поперечного движения из одной плоскости скольжения в другую и обратно. Механизм развития усталостных трещин с образованием микрополос в кон­ струкционных материалах далеко не единственный и определяется геометрией образца, температурой, ус­ ловиями нагружения и структурой.

Критической стадией разрушения, и прежде всего лсталостного, является процесс распространения тре­ щины. При испытаниях на 'растяжение образцов низкоуглеродистой стали с острым надрезом вблизи комнат­ ной температуры, т. е. при вязком разрушении, Ороваи обнаружил, что энергетические затраты на пластичес­ кую деформацию р в локализованном приповерхност­ ном слое трещины на несколько порядков выше значе­ ния истинной поверхностной энергии стали. Введение критерия .распространения вязкой трещины в кристал­ лических телах с учетом пластической деформации пе­ ред разрушением позволило расширить область при­ менения теории хрупкого разрушения на металличе­ ские материалы.

В металлах зона пластической деформации у вер­

ответствует энергии, необходимой для разрыва трещи­ ной межатомной связи. Для пластичных материалов, в которых трещины продвигаются дискертно с длиной ша­ га / и большими задержками, поправка Орована состав­

Размер пластической зоны у вершины трещины мо­ жет быть оценен но коэффициенту интенсивности на­

теризуют вязкость разрушения и определяются экспе­ риментально на образцах е надрезом и наведенной длинной усталостной трещиной ( /> /кр). Переход к бы­ строму разрушению под действием нагрузки позволяет определить критическое значение коэффициента ин­ тенсивности напряжения Кс (при симметричном рас­ пределении напряжений относительно плоскости тре­ щины /Сю). Г1рн постоянном увеличении нагрузки в вершине трещины под влиянием внешних напряжений

рактеристика и наиболее подробно изучена для высо­ копрочных материалов. Для металловедов важно, что измерение /С,с представляет собой эффективный метод

часто в них рождаются новые трещины, которые впо­

ное рельефу Пай^рлса, и приводит к выявлению спе­ цифической степени свободы — двойных перегибов,

соответствующих выступам, переводящим фронт тре­ щины в следующую атомную долину в плоскости ско­ ла [128]. Поскольку энергия двойного перегиба на фронте трещины оказывается порядка Gb3, частота

гоа

ЗУ в ТР

П_П_Г1_Г- 'Н4'

ЗУ ЗВ УР

Рнс. 34. Схема возможных сочетаний микрорельефа па различных стадиях спонтанного роста усталостной трещины:

ЗУ — зонд усталости; ЗВ — зона вытягивания; ТР — транскристаллитное разрушение; МР — мсжзеренное разрушение; ЧР — чашечное разрушение (127]

образования перегибов и, следовательно, скорость ро­ ста трещины хорошо определяются термическими флуктуациями [129]. Выбрасывание (перегиба воз­ можно не только :в плоскости трещины, но и по нор­ мали к ней с переводом трещины ,на другой атомный уровень. Такие перегибы легко обнаруживаются на опыте при исследовании атомного рельефа поверхно­ сти скола.

Механизмом роста трещины часто является свали­

вершины трещины часто тормозят ее продвижение. По мерс роста напряжений у вершины трещины протека-