книги / Разрушение твердых тел

высокотемпературной деформацией, ибо и в том, и в другом случаях границы зерен оказываются слабыми местами микро­ структуры.

В общем можно прийти к заключению, что появление преры­ вистого (одностороннего) скольжения в поликристаллах опреде­ ляет зарождение трещин. Пока еще неясно, как следует видоизме­ нить прерывистный механизм и нужны ли вообще такие изме­ нения. До некоторой степени прерывистый механизм может быть использован для описания направленного локализованного сколь­ жения, приводящего к образованию трещин.

Рис. 18. Характеристики упрочнения при усталости поликристалла ческих образцов; зависимость амплитуды изгибающего момента М0

от числа циклов. Содержания алюминия приведены в табл. 2

Существует проблема объяснения подобия характеристик упрочнения монокристаллов и поликристаллов. На рис. 8 и 18 раздельно приведены кривые упрочнения для моно- и поликри­ сталлов, а на рис. 19 дано прямое сравнение нескольких кривых. Металлографическое исследование монокристаллов показывает, что деформация, протекающая на ранних стадиях усталости, связана с легким скольжением; в поликристаллах пластическая деформация выявляется на более поздних стадиях усталости и она связана с динамическим возвратом от поперечного скольже­ ния у барьеров, созданных вторичным скольжением. Правда, это различие не отражается на кривых упрочнения, что подчер­ кивает трудность изучения механизма упрочнения в процессе усталости.

Одно из возможных решений этой проблемы основано на предположении о «специальных» препятствиях скольжению (та­ ких как скопления вакансий и небольшие петли дислокаций), растущих непосредственно в процессе циклической пластической деформации и образующих подобные конфигурации в моно- и

171

поликристаллах. Если эти источники упрочнения в большей сте­ пени, чем другие, определяют напряжение течения, то упрочне­ ние при циклическом деформировании моно- и поликристаллов может происходить одинаковым образом. Действие указанных «специальных» препятствий можно представить как действие равномерно распределенного напряжения трения, повышающего сопротивление движению дислокаций. Картины скольжения при этом не должны изменяться; различия между ними не должны заметно отражаться на форме кривых упрочнения. Тогда нет причин к тому, чтобы дислокации взаимодействовали в поликри-

сталлах более активно, чем в монокристаллах, и чтобы образую­ щиеся барьеры, вызывающие локализацию поперечного сколь­ жения, были в первых и отсутствовали во вторых. Пожалуй, следует подчеркнуть роль поперечного скольжения, активиру­ емого действием напряжения.

Во многих литературных источниках отмечается роль неболь­ ших петель дислокаций и скоплений вакансий как препятствий, которые могут вызывать усталостное упрочнение при малых амп­ литудах деформации [52, 67—69]. В частности, температурная зависимость' напряжения течения является весьма резкой и в основном такой же, как и в случае материалов, упрочненных облучением (52]. Новейшие исследования монокристаллов меди посредством электронной микроскопии тонких пленок «на про­ свет» указывают, что плотность петель дислокаций составляет 1010— 1011 см~2 {69]. Напряжения течения, рассчитанные на осно­ ве этих данных в работе [48], оказались равными т =

= \*Ь|/р/2л = 44,5 Мн/м2 (4,55 кГ/мм2) , что хорошо соответст-

172

вует значению 48,0 Мн/м2 (4,9 кГ/мм2), рассчитанному (после тех же сроков службы) по изгибающему моменту в области на­ сыщения упрочнения монокристаллов меди, имеющих аналогич­ ную ориентацию. Далее факт возврата при комнатной темпе­ ратуре кристаллов сплавов, испытанных на усталость (см. рис. 14), требует того, чтобы напряжение течения определялось препятствиями, имеющими размеры, достаточно малые для воз­ можности легкого перераспределения дислокаций при этих от­

ние, вызываемое взаимодействием дислокаций, будет иметь лишь весьма малый эффект. Активность скольжения и рельеф поверх­ ности, напротив, должны быть связаны с характером взаимодей­ ствия. Исходя из этих положений, могут быть объяснены резуль­ таты, представленные на рис. 19. Однако с возрастанием ампли­ туды деформации должно вступать во взаимодействие все боль­ шее число дислокаций и кривые упрочнения поэтому должны ид­ ти выше (рис. 20, б); эти кривые должны идти выше, чем другие, так как образование препятствий, влияющих на силы трения ре­ шетки, контролируется, вероятно, не столько амплитудой дефор­ мации, сколько накопленным ее значением. Тогда при высоких амплитудах деформации будет доминировать процесс взаимодей­ ствия дислокаций между собой; он будет определять ход кривых упрочнения и образование рельефа поверхности.

Некоторые подтверждения изложенных возможностей можно найти в работе Кемсли и Патерсона [70] по монокристаллам и поликристаллам меди. При амплитудах пластической деформа­ ции сдвигом менее 0,4% усталостное упрочнение ниже, чем при

173

растяжении, вне зависимости от ориентации, но оно почти оди­ наково для поли- и монокристаллов. При высоких амплитудах деформации величина упрочнения возрастает и становится за­ метной его ориентационная зависимость, вероятно, связанная с различиями в характере взаимодействия дислокаций. Эффект перегрузки (см. рис. 14) здесь также имеет место. Если преобла­ дает упрочнение от «сопротивления трения», то перегрузки, как можно ожидать, могут давать лишь приращение упрочнения (рис. 14, б). Если же контролирующий механизм — взаимодейст­ вие дислокаций, то перегрузки должны привести к росту плоских скоплений дислокаций, что вызовет динамический возврат, веду­

Общая тенденция изменения свойств не согласуется с меха­ низмами упрочнения, основанными на взаимодействии дислока­ ций, которые, в частности, предусматривают повышение упроч­ нения с понижением энергии дефектов упаковки. Однако можно привести тот довод, что препятствия указанного типа образуют­ ся с тем большим трудом, чем ниже энергия дефектов упаковки. Следовательно, если напряжение течения при циклическом на­ гружении определяется этими препятствиями и зависит от их плотности, то следует ожидать, что упрочнение материалов с низкой энергией дефектов упаковки будет снижаться. В то же время можно показать возможность объяснения насыщения усталостного упрочнения как результата полностью обратимого* движения дислокаций (пластическая деформация). Все изло­ женное, однако, мало проясняет проблему образования и разви­ тия трещин при усталостности. Эта проблема более подробно рассматривается в другой работе К

Характеристика роста трещин. За исключением некоторых поучительных примеров, трещины зарождаются на ранних ста­ диях усталости и большую часть живучести образца занимает их рост. Трудности изучения связи зарождения и роста трещин удалось преодолеть при помощи изучения металлов с решеткой г. ц. к. методами электронной микроскопии «на просвет» [69v 71—75]. Был получен ряд интересных результатов относительноструктуры металлов, подвергнутых циклическому нагружению, но эти результаты позволяют лишь в весьма ограниченной сте­ пени провести корреляцию с рельефом поверхности, важным для зарождения трещин. Основной причиной этого является труд­ ность выявления мест зарождения трещин в тонких пленках;, даже если она получена от самой поверхности, то для возмож-

1 По данным Д. Эвери и В. Бэкофена.

ности осуществления электронной микроскопии на просвет тол­ щина пленки должна быть столь мала (50— 100 нм), что пленка при любом проникновении зарождающейся трещины* вглубь раз­ делится на куски. Более того, подавляющее большинство дисло­ каций, ответственных за развитие рельефа, будет утрачено и лишь небольшая оставшаяся их часть может быть выявлена методом электронной микроскопии «на просвет». Тем не менее на снимках появляется некоторый фон и это схематично отмече­ но на рис. 21. Приведенные кривые отображают связь между энергией дефектов упаковки и некоторой характеристикой интен­

ординат, или, во всяком случае, сохранив во всех случаях избран­ ную долю от абсолютной температуры плавления (т. е. постоян­ ную гомологическую температуру). Так как это условие до сих пор не выполнялось, описываемые результаты для алюминия за­ висят от изменчивости процессов самодиффузии, происходящей

с большой скоростью.

На основе результатов этих электронномикроскопических ис­ следований «на просвет» можно отметить в достаточно общей форме три характерные области усталости:

А. Для низких значений у и малых амплитуд деформации имеется корреляция между внутренней дислокационной структу­ рой и нерегулярным характером рельефа поверхности. Дислока­ ции расположены в широких полосах, совпадающих с бороздка­ ми усталости, наблюдаемыми на поверхности образца. Эти поло­ сы в виде неглубоких надрезов [71] проникают на поверхность.

Б Корреляция отсутствует, если даже при помощи световой микроскопии обнаруживается проникновение начальных трещин в полосы скольжения. В областях с высокой плотностью дисло-

175

дефектов упаковки петли дислокаций становятся короче. В алю­ минии петли дислокаций имеют округленную форму, что связа­ но с высокой подвижностью вакансий [69, 72].

В. Корреляция между внутренней дислокационной структу­ рой и расположением поверхностных надрезов отсутствует. Дис­ локации скапливаются по границам, определяющим элементы структуры, которые имеют средний диаметр в несколько микрон, или же обычно распределяются в виде сложных сплетений. Ви­ димо, образование структур последнего типа облегчается, когда среднее напряжение цикла отлично от нуля [72—74].

С диаграммой, представленной на рис. 21, могут быть связа­ ны и некоторые другие наблюдения. Изменяя параметры — дви­ гаясь вверх или вправо от Л к В, можно найти ряд новых тен­ денций, а именно: медленное, в основном случайное, зарождение трещин заменяется процессом быстрого прерывистого скольже­ ния; уменьшается длина пути развития трещины вдоль активных плоскостей скольжения, предшествующая разветвлению трещин и переходу их на некристаллографические направления [14]; границы субзерен становятся главными путями развития трещин в области В [24, 30, 76—78]. Астеризм на рентгенограммах вна­ чале отсутствует, но увеличивается по мере приближения к об­ ласти В i[67, 79—81]. Аналогично возврат без рекристаллизации в области А и отчасти Б переходит в рекристаллизацию [14, 67]. •Ориентационная зависимость упрочнения (в монокристаллах)

искорость упрочнения возрастают по мере приближения к об­ ласти В [70]. Упрочнение может достигать насыщения во всех рассмотренных областях, хотя в области А, как уже обсужда­ лось, отсутствует деформационное разупрочнение; отсюда следу­ ет сделать вывод, что упрочнение в этой области, как, вероятно,

ив области £, определяется не динамическим возвратом в ре­ зультате поперечного скольжения, а полностью обратимой не­ упрочняющей пластической деформацией. В области В после до­ стижения насыщения упрочнения может снова появиться участок

медленного упрочнения в результате разориентации субзерен [31, 74].

Новая работа, о которой здесь сообщается, противоречит этим предпосылкам, но отчасти и связана с ними, поскольку она ограничивается случаем постоянных и более или менее промежу­ точных значений амплитуд деформации. Положения границ между областями усталости можно найти, исходя из повышения сопротивления зарождению трещин и повышения долговечности монокристаллов. Наличие границ зерен вызывает множественное скольжение, поэтому материал в области границ зерен испыты­ вает повышенные эффективные амплитуды деформации, так что

176

его следует фактически расположить в более высоких областях кривых, приведенных на рис. 21. Изложенные соображения осо­ бенно приемлемы для областей материала вблизи вершин тре­ щин. Следовательно, в мелкозернистом материале имеет наи­ больший практический интерес и занимает наибольшую долю общей долговечности период роста трещин; наклон и уровень кривых могут быть снижены и поэтому обычно процессы устало­ сти также следует отнести к более высоким областям. Такая возможность вполне применима для объяснения нечувствитель­ ности долговечности к энергии дефектов упаковки, найденной Коффином [82] в опытах с постоянной амплитудой пластической деформации. Естественно, что любой анализ влияния уровня напряжения можно рассматривать лишь на фоне приведенных данных.

РОСТ ТРЕЩИН

Общие соображения

Механизм роста трещин изучен меньше, чем механизм их за­ рождения, так как в этот процесс вовлекаются подповерхностные области материала, для изучения которых применение обычной методики металлографического исследования оказывается за­ труднительным. Некоторые авторы считают, что нельзя разде­ лять процессы зарождения и развития трещин, и что развитие трещин идет непрерывно в результате любого процесса, вызы­ вающего зарождение [34, 35, 38]. Эта точка зрения в определен­ ном смысле разумна, так как начальное распространение трещин вдоль плоскостей скольжения можно рассматривать и как за­ рождение и как развитие. С другой стороны, усталость можно рассматривать в первую очередь как проблему роста существую­ щих трещин, что весьма важно с технической точки зрения [22, 24, 26, 27, 83]. Вследствие того, что переход от зарождения к росту трещин не очень резкий, трудно разделить две эти стадии. В конечном счете, многие трещины, идущие по плоскостям сколь­ жения, проникают так глубоко, что объемы у их вершин изме­ няются достаточно сильно, чтобы вызывать переориентацию трещины относительно оси нагружения, и развитие трещины про­ исходит как бы в континууме. Однако имеются некоторые допол­ нительные структурные особенности роста трещин, позволяющие отделять ее от стадии зарождения.

Субструктура

Рост трещин тесно связан с образованием субзерен. Тенден­ ция к развитию структур такого типа усиливается с повышени­ ем энергии дефектов упаковки и увеличением степени свободы

них зависит от их ориентации по отношению к оси кристалла; образцы, у которых направление первичного скольжения лежит в наблюдаемой поверхности (рис. 23, а), имеют большую долго­ вечность, чем те, у которых направление первичного скольжения пересекает поверхность. Однако для алюминия справедливо об­ ратное положение. Для ориентации, представленной на рис. 23, а, трещины по первичным плоскостям скольжения подавляются, но на поверхности четко заметна хорошо развитая субструктура; трещины преимущественно образуются по полосам сброса и в ре­ зультате долговечность образцов уменьшается. Когда величина амплитуды напряжения ниже необходимой для металлографиче­ ского выявления полос сброса, трещины упомянутой ориентации можно отличить от других по образованию пустот вдоль первич­ ных направлений их |развития (рис. 24); эти пустоты могут быть связаны с образованием трещин по полосам сброса и возникают в результате разрывов по границам зерен, перерезаемых равно­ мерно распределёнными (равноотстоящими) полосами первично­ го скольжения.

Здесь можно предположить, что требование свободной по­ верхности ослабляется, если в процессе начального образования трещин роль субструктуры оказывается более выраженной. Это предположение основано на нарушении того положения, что трещины развиваются из надрезов, созданных скольжением, на­ правление которого пересекает поверхность. Для исследования такой возможности Чин {78] недавно провел опыты на образцах типа, показанного на рис. 23, я, но подвергавшихся электрополи­

щин (при этом снимались весьма тонкие слои материала) обра­ зование трещин в кристалле полностью подавлялось. Поверх­ ность оставалась гладкой, хотя исследования в поляризованном свете и выявляли развитие субзерен в полосах сброса. Без ано­ дирования полная долговечность кристалла составляла

— 105 циклов, а после анодирования кристалл продолжал упроч­ няться до 3* 105 циклов и достигал уровня упрочнения при на­ сыщении, примерно на 13% превышающем упрочнение неанодированного кристалла, причем образование трещин все еще не наблюдалось. После 4,5 • 105 циклов оксидную пленку удаляли, в результате чего вскоре начали развиваться искажения поверх­ ности и трещины по субграницам, значительно продвигавшиеся уже после дополнительных 30 000 циклов. Развитие трещин выяв­ лялось на поверхности по слиянию трещин, идущих по субгра­ ницам. Развитие трещин под поверхностью изучали на шлифах, перпендикулярных оси образца4. Несмотря на то, что получить вполне достоверные данные трудно, создалось впечатление, что в глубину образца трещины развивались также по субграницам.