книги / Разрушение твердых тел

СВЯЗЬ УСТАЛОСТИ С МИКРОСТРУКТУРОЙ

ВВЕДЕНИЕ

Большая часть наших сведений о механизме процесса уста­ лости получена при изучении сравнительно простых структур, таких как монокристаллы. Технические материалы, конечно, зна­ чительно более сложны по своему строению и содержат дисперс­ ные частицы включений, вторые фазы, границы; поэтому весьма важен вопрос о влиянии всех этих осложняющих факторов на процесс усталости. В данном обзоре рассматриваются различ­ ные случаи, когда микроструктура в действительности оказыва­ ет сильное влияние на ту стадию процесса усталости, на которой происходит зарождение трещин у границ двойников в дисперси­ онно твердеющих сплавах алюминия.

ДИСПЕРСИОННО ТВЕРДЕЮЩИЕ АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ

Известно, что сопротивление усталости дисперсионно твер­ деющих алюминиевых сплавов сравнительно низко. Например, отношение ограниченного предела усталости на базе 107 циклов- к пределу прочности у высокопрочных алюминиевых сплавов составляет всего около 0,3, тогда как у сталей оно близко к 0,5. Такое поведение определяется тремя основными структурными факторами: 1) присутствием включений интерметаллических соединений; 2) существованием обедненных зон, 3) нестабиль­ ностью выделений. Ниже будет рассмотрен каждый из этих фак­ торов.

Включения интерметаллических соединений

Промышленные высокопрочные сплавы алюминия содержат большое количество частиц твердых интерметаллических фаз. Состав этих частиц весьма сложен, но их число и размеры силь­ но зависят от содержания в сплаве железа и кремния. Эти ча­ стицы могут ухудшать свойства сплава, так как для образова­ ния трещин достаточна весьма небольшая пластическая дефор­ мация12. Частицы способствуют образованию пустот при одноос­ ной деформации и поэтому снижают пластичность сплавов. Однако с точки зрения усталостных свойств более важно, что в этих частицах могут возникать трещины на стадии механиче­ ской обработки в процессе придания материалу окончательной

1 A. J. Me Evily, R С. Boettner.

2 По данным Глассмана.

19L

ний. Эти напряжения в свою очередь вызывают зарождение интеркристаллитных трещин при циклическом нагружении '. При­ мер влияния циклического нагружения на сплав, в структуре которого имеются обедненные зоны, показан на рис. 2. Образец был изготовлен из сплава А1 + 10% (по массе) Mg, подвергнуто­ го старению после закалки на твердый раствор при 200° С, 20 ч. Темные области вдоль границы зерен, показанные стрелками,— трещины. Такие трещины могут привести в конце концов к раз­ рушению, так как установлено, что его источник находится в интеркристаллитных областях.

Было показано, что после деформации с обжатием 50% до старения природа усталостного разрушения значительно меня­ ется. Как показано на рис. 2, б, присутствуют классические экс­ трузии и полосы скольжения, которые оказываются местами за­ рождения транскристаллитного разрушения. Холодная дефор­ мация уменьшает влияние обедненных зон из-за возникновения Других участков для зарождения трещин и из-за образования крупных порогов по границам зерен, которые препятствуют ре­ лаксации напряжений.

Нестабильность дисперсных выделений

Даже если в сплавах алюминия и нет частиц интерметаллидных включений, имеющих трещины, или обедненных зон, их ус­ талостная прочность сравнительно низка. Было высказано пред­ положение [1], что это связано с нестабильностью дисперсных выделений при циклическом нагружении в результате перестаривания или возврата. Были получены дополнительные данные, которые подтверждают мысль о том, что возврат может действи­ тельно иметь место. В данной работе образцы из промышленно­ го сплава А1 — Си — Mg — Mn (2024-Т4) подвергали цикличе­ скому нагружению длительностью 10% (от полной долговечно­ сти) при напряжении 171,5 Мн/м2 (17,5 кГ/мм2), затем выдер­ живали 16 ч при 150° С и снова подвергали циклическому на­ гружению до разрушения.

Средняя долговечность образцов этой группы примерно вдвое выше, чем образцов, не подвергавшихся указанной проме­ жуточной обработке. Это означает, что термическая обработка не только залечивает повреждения, но также и повышает меха­ нические свойства сплава. Указанные результаты показывают, что возврат происходит на ранних стадиях циклического нагру­ жения, так как если перестаривание приводит к снижению со­ противления усталости, то указанная обработка при повышен­ ных температурах (выдержка 16 ч при 150° С) должна была бы повлечь за собой дальнейшее перестаривание материала и пото-

1 По данным А. Дж. Мак-Эвили и др.

13 Зак. 351

му должна была бы привести к снижению, а не к повышению долговечности, которое в действительности наблюдалось.

В развитие идей Келли и Файна [2] было высказано предпо­ ложение о том, что механизм возврата связан с движением ди­ слокаций через когерентные зоны или полукогерентные частицы выделений. Возвратно-поступательное движение дислокаций че­ рез эти зоны при циклическом нагружении приводит к их раз­ дроблению до блоков субкритических размеров, и тогда выделе­ ния вновь -переходят в твердый раствор, либо распределяются по сетке дислокаций. При этом полосы скольжения будут разупроч-

нимать значительную долю долговечности образца, в результате чего в сплавах зарождение трещин происходит позже, чем в чи­ стых монокристаллах.

Выводы

Из трех рассмотренных эффектов самым главным является нестабильность дисперсных выделений, определяющая низкую усталостную прочность высокопрочных алюминиевых сплавов. Повышение усталостной прочности, которое может быть достиг­ нуто путем устранения частиц включений, содержащих трещи­ ны, или обедненных зон будет невелико, пока дисперсные части­ цы нестабильны под действием циклической нагрузки. Однако если дисперсные частицы удастся стабилизировать, целесообраз­ но будет устранять и растрескивание частиц включений и обед­ нение зон, чтобы достичь максимального сопротивления уста­ лости.

ГРАНИЦЫ ДВОЙНИКОВ

Известно, что границы двойников являются предпочтитель­ ными местами зарождения усталостных трещин. Недавно было проведено исследование влияния приведенного касательного на­ пряжения и ориентации направления скольжения в крупнозер­ нистых медных образцах. В этом материале очень много двой­ ников отжига, границы которых располагаются вдоль плоско­

стей {111}.

Если касательные напряжения по плоскостям, параллельным этим границам, не максимальны, то трещины по ним не зарож­ даются. Вместо этого трещины развиваются по бороздкам полос скольжения внутри зерен. Вид таких полос скольжения показан на рис. 3, а.

Если по плоскостям, параллельным границам двойников, действуют максимальные касательные напряжения, а направле­ ние скольжения составляет с поверхностью значительный угол,

1 9 4

рядочного возвратно-поступательного движения дислокаций по близким плоскостям скольжения. Мы полагаем, что этот меха­ низм обязательно должен быть связан с условием легкого попе­ речного скольжения^ так как в материалах типа каменной соли, в которых поперечное скольжение затруднено, бороздки по по­ лосам скольжения не развиваются и усталостное разрушение отсутствует [4].

Роль легкого поперечного скольжения может заключаться в том, чтобы дать возможность сегментам краевых дислокаций, находящимся в плоскостях поперечного скольжения, легко пере­ мещаться внутрь кристалла, или к его поверхности и не мешать движению последующих дислокаций.

В третьем случае по плоскостям, параллельным двойнико­ вым границам, действуют максимальные напряжения, но на­ правление скольжения образует с поверхностью весьма малый угол. В монокристаллах в этом случае усталостные трещины не должны зарождаться [5]. Однако, как показано на рис. 3, в, по границам происходит чрезвычайно значительное смещение ма­ териала, приводящее к образованию трещин. Наблюдалось, что деформация данного типа наиболее развита у некогерентных ступенек вдоль границ двойников и что в этих местах активны также сопряженные системы скольжения. Вероятно, этот эф­ фект связан и со скольжением, параллельным границам, и со скольжением по сопряженным плоскостям скольжения.

Важно отметить, что ни в одном случае перемещения мате­ риала из поверхностных областей кристалла пустоты вблизи поверхности не развиваются. Кроме того, процесс образования интрузий весьма ограничен и не связан с перемещением мате­ риала с поверхности.

Эти наблюдения показывают, что либо плотность материала

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Приведенные выше примеры подтверждают большое значе­ ние особенностей микроструктуры в процессе зарождения уста­ лостных трещин. С расширением наших знаний о связи микро­ структуры со свойствами станет более ясно, какого повышения усталостной прочности можно ожидать.

Уже сейчас очевидно, что с повышением стабильности дисперсных частиц, определяющих прочность алюминиевых спла­ вов и препятствующих процессу поперечного скольжения, воз­ растает сопротивление материала зарождению усталостных трещин.

196

Б. АТОМНЫЕ МЕХАНИЗМЫ

Д Ж . М И К И Н , Н . П Е Т Ч 1

АТОМНЫЕ АСПЕКТЫ РАЗРУШЕНИЯ

ХРУПКОЕ РАЗРУШЕНИЕ

В последние двадцать лет проблема хрупкого разрушения привлекает самое пристальное внимание исследователей в связи с изучением механизма разрушения. Это наиболее важная проб­ лема металловедения и хотя в наших знаниях все еще имеются определенные пробелы, однако можно с доверием относиться к общему направлению идей об атомном механизме разру­ шения.

Вконечном счете, следует полагать, что некоторый дислока­ ционный процесс может создать такие напряжения, которые вместо скольжения вызовут отделение одних атомов от других. Образуется трещина. Тогда возникает вопрос, будет ли эта тре­ щина распространяться катастрофически через кристалл как тре­ щина скола. Если это возможно, то происходит хрупкое разру­ шение.

Вточных расчетах условий, при которых разрушение будет иметь хрупкий, а не вязкий характер i[l—3], использовали не­ сколько особую модель образования трещины в результате слия­ ния дислокаций в плоских скоплениях, образовавшихся у границ зерен, или в результате слияния дислокаций, движущихся в пе

ресекающихся плоскостях.

Однако, для наших целей в данной работе мы используем простой приближенный расчет, в котором намеренно не затра­ гиваются отдельные детали процесса. Оценка этих деталей в об­ щей форме показала, что они не слишком существенны.

Предположим, что трещина раскрывается под действием растягивающего напряжения а/ у конца полосы скольжения или двойника длиной I (I приблизительно соответствует диаметру зерна), а напряжение трения решетки при продвижении дисло­ кации через кристалл, равно о0.

Образование полосы скольжения (или двойника) вызывает

1 J. D. Meakin, N. J. Petch.