книги / Хрупкость металлов при низких температурах

напряженном состоянии. Для каждой толщины мишени значения

шенях малой толщины, для которых возможны большие методи­

Значения отношения BJN для монокристаллов железа, получен­ ные в работе [317] по методу затухания ультразвука, находятся в пределах

учесть, что величина BJN , найденная по затуханию ударной вол­ ны, соответствует значительно большему уровню напряжений, чем при распространении ультразвуковых колебаний, а следовательно, и более высокой плотности подвижных дислокаций, то расхожде­ ние между этими величинами, полученными данными методами, представляется реальным. Кроме того, учитывая возможную роль границ зерен как источников дислокаций, можно предположить дополнительное увеличение плотности подвижных дислокаций в экспериментах с ударными волнами. Если величина В0, найденная в работе [317] для железа исходя из оценки плотности дислокаций по ямкам травления, равной примерно 2 • 10-2 Н • с/м2, верна, то из отношения (3.76) следует, что приведенная плотность подвиж­

железа невозможно объяснить имеющимися теориями вязкого тор­ можения дислокаций и признание ее достоверности связано с пред­ положением существования некоторого неисследованного механиз­ ма торможения дислокаций.

С другой стороны, если принять, что, как и в ГЦК-крнсталлах, вязкое торможение дислокации в железе при комнатной темпера­ туре определяется в основном фононной вязкостью и фононным

на которых определяли постоянную В0различными методами [226,

Р10~?МН1мг

1 — 2 - 10—14; г —J),4 • 10—14; з —

0.2 •ю—14.

305, 361] и которые показали хорошее совпадение значений В0 друг с другом и с теорией, величина плотности подвижных дисло­

диапазона скоростей, по-видимому, не относится к области надбарьерного движения дислокаций, что противоречит условию (3.73), а следовательно, и условию атермичности надбарьерпого движения дислокаций.

В то же время данные работы [441] по температурной зависи­ мости максимальных напряжений на фронте упругой волны, со­ гласуясь с результатами работы [317] по температурной зависимос­ ти отношения B J N , показывают отсутствие влияния температуры на эти величины (рис. 96). Поскольку в довольно широком диапа­ зоне температура значительно не влияет ни на отношение B J N , ни на напряжение течения, можно заключить, что нет существен­ ной зависимости от температуры приведенной плотности дислока­ ций при максимальных напряжениях в упругой волне (в работе [441] эти напряжения названы верхним пределом текучести). Из всего сказанного, по-видимому, следует, что величина В 0 = 2 X X 10” 2 Н • с/м 2 1317] не является реальной для железа и требует уточнения.

Рис. 98. Обработка результатов работы [475] по затуханию упругого пред­ вестника в кристаллах LiF (N — рассчитанная плотность подвижных дисло­ каций на фронте ударной волны):

На рис. 97 приведены результаты расчета по полученной фор­ муле (3.75) затухания упругого предвестника для трех значений отношения B JN . Как видно из рисунка, отношение B JN (а если принять В 0 не зависящим от напряжения, то и величина N) ока­ зывает существенное влияние на интенсивность затухания упру­ гого предвестника с его пробегом. Это обстоятельство может слу­ жить объектом экспериментальной проверки на материале с раз­ личной исходной плотностью дислокаций.

Таким образом, эксперименты по затуханию упругого пред­ вестника могут рассматриваться как независимый метод оценки отношения постоянной торможения к плотности подвижных дисло­ каций В0Ш. Преимуществом такого метода по сравнению, напри­ мер, с методом определения В0 по ямкам травления является его пригодность практически для любого материала.

Обстоятельное исследование процесса затухания упругого пред­ вестника в кристаллах LiF с различным содержанием примесей

1475) еще больше убеждает в справедливости описанного здесь метода анализа. Попытки авторов дать анализ с позиций теории Гилмана не привели к успеху, показав необходимость предполо­ жения существенной зависимости плотности подвижных дисло­ каций на фронте волны от состава материала. Кроме того, согла­ сование с экспериментом достигалось при нереально больших значениях плотности подвижных дислокаций (в отдельных слу­ чаях более 1014 м—2). Обработка этих результатов по предложенной методике, как видно из рис. 98, приводит к разумным значениям плотности подвижных дислокаций N, показывая в то же время хорошее соответствие экспериментальных результатов предсказа­ ниям уравнения (3.75). Эта методика изложена в работах [97, 981.

8. Динамика пластического течения и акустическая эмиссия

Одним из немногих экспериментальных ме­ тодов, позволяющих получать информацию о динамике развития элементарных актов пластического течения материалов, является метод акустической эмиссии (АЭ). Значительные трудности исполь­ зования этого метода связаны как с измерительными процедурами, так и с интерпретацией полученных результатов. Одно из главных его преимуществ — применимость к образцам различной формы и размеров, изготовленных практически из любых материалов. В противоположность этому упоминавшийся ранее метод прямого изучения динамики развития дислокационной структуры в высо­ ковольтном трансмиссионном электронном микроскопе в процессе нагружения образца применим лишь к объектам, толщина кото­ рых в лучшем случае составляет несколько микрон.

Исторически начало исследований материалов методом АЭ в процессе их деформации связывают с работами Кайзера [386]. Со времени их опубликования были выполнены новые исследова­ ния [238, 408, 409, 459], в которых показаны возможности метода АЭ как эффективного и перспективного способа иеразрушающего контроля изделий. По мнению Джиллиса [238], состояние разра­ боток по методу АЭ в настоящее время характеризуется двумя осо­ бенностями: отсутствием удовлетворительной математической мо­ дели для широкого класса материалов, с одной стороны, и суще­ ственной зависимостью экспериментальных данных от используе­ мой регистрирующей аппаратуры — с другой. Можно указать и другие направления практического приложения метода АЭ, однако успех каждого из них зависит от того, насколько безошибочно и однозначно удается идентифицировать элементарные процессы в материале, ответственные за регистрируемые сигналы АЭ. В этой связи существенный интерес приобретают исследования па модель­ ных материалах, позволяющих в более чистом виде разобраться в сложцом явлении АЭ и использовать данные АЭ для получения

рами АЭ в достаточно широком ин­ тервале температур и скоростей деформирования, а также струк­ турного состояния материала. Эксперименты выполнены на высо­ кочистом железе зонной плавки (0,005% С) и железе технической чистоты (0,05% С). В настоящем параграфе приведены данные ис­ следования пластического течения гладких образцов. Образцы с различной величиной зерна (0,03; 0,08; 1,5 мм) деформировали до разрушения с одновременной регистрацией АЭ. Подробности методики измерения параметров АЭ (суммарное количество им­

пульсов Sjy, интенсивность N и амплитуда А) описаны в работе [109]. Некоторые первичные результаты в виде кривых деформи­ рования указанных материалов для комнатной температуры и

скорости е = 2,38 • 10-2 с—1 приведены на рис. 99, из которого видно, что с ростом размера зерна регистрируемое количество импульсов резко убывает. Для всех трех размеров зерен суммар­ ное количество импульсов к моменту разрушения было выше для более загрязненного материала, что частично можно объяснить большей пластичностью технического железа. Следует отметить, что применявшийся в схеме амплитудный дискриминатор! позволял

производить регистрацию сигналов, амплитуда которых превыша­ ла 5 мкВ.

Рост скорости деформации приводит к увеличению суммарного количества импульсов (рис. 100), что можно связать с особенностью регистрирующей аппаратуры (дискриминатор): увеличение ско­ рости дополнительно переводит ряд нерегистрируемых сигналов в разряд регистрируемых в связи с возрастанием их амплитуды. Кривые 2 JV — время показывают, что максимальная скорость уве­ личения 2 JV относится к области микротекучести, начиная с (0,8— 0,9) ат, и к площадке текучести.

На рис. 101 приведены данные интенсивности сигналов АЭ. Характерным для всех образцов является резко выраженный мак­ симум интенсивности АЭ в области «зуба» и площадки текучести. Оказалось, что в железе технической чистоты характер изменения во времени интенсивности и амплитуды сигналов АЭ качественно не отличается от поведения железа зонной плавки, но пиковые значения N ш А в нем несколько выше.

Характер влияния размера зерна на параметры АЭ можно объяснить, базируясь па предположении, что основным источни­ ком регистрируемых сигналов АЭ является пластическая деформа­ ция и зависимость напряжений течения от размера зерна опреде­ ляется моделью Конрада [82]. Последняя предполагает, что при данной степени деформации из-за различия длины свободного про­ бега плотность подвижных дислокаций в образце с мелким зерном должна быть выше, чем в крупнозернистом, и это в конечном счете приводит к большей интенсивности сигналов АЭ вследствие боль-

Рис. iO i. Изменение напряжений течения (1— 5) и интенсив­ ности сигналов АЭ (6—10) во времени нри комнатной температуре

личия пика интенсивности сигна­ лов АЭ в области зуба и площадки текучести может быть частично-

связан с неоднородностью протекания пластической деформации по длине рабочей части образца. Известно, что в железе в области зуба и площадки текучести деформация происходит путем распро­ странения полос Чернова — Людерса. В такой полосе процессдеформации концентрируется только в узкой зоне ее фронта тол­ щиной несколько десятков микрон. Поэтому фактическая скорость деформации здесь на несколько порядков (по данным работы [79],— на пять-шесть) превышает номинальную. С понижением темпера­ туры до 77 К интенсивность сигналов АЭ возрастает в два-три ра­ за, что связано, очевидно, как с повышением напряжений течения,, так и с увеличением склонности материала к еще большей неодно­ родности деформации по длине образца.

ГЛАВА 4

ПЛАСТИЧЕСКОЕ ТЕЧЕНИЕ В ВЕРШИНЕ ТРЕЩИНЫ

Материал в вершине трещины в процессе нагружения пребывает в специфических условиях, влияние кото­ рых должно учитываться при рассмотрении явления хрупкого разрушения металлов. Это прежде всего напряженное состояние в вершине трещины, скорость деформации на перемещающейся в процессе нагружения или движения трещины упруго-пластиче­ ской границе, структурные факторы, наконец температура. Ука­ занные условия могут влиять на основные закономерности теку­ чести, деформационного упрочнения и разрушения металла, по­ этому явились объектом исследования, обсуждаемого в настоящей главе. Ниже описаны результаты экспериментов на трубчатых образцах из малоуглеродистой стали (0,05% С) плавки, которая была использована для установления на сплошных цилиндриче­ ских образцах при растяжении термоактивационных параметров пластического течения, а также некоторые результаты аналитиче­ ской обработки полученных данных. Основное достоинство пред­ ставленного в главе экспериментального материала заключается в его сопоставимости с результатами экспериментов, проведенных на гладких образцах при одноосном растяжении (см. главу третью) и образцах с трещинами (см. главу пятую), поскольку все резуль­ таты получены на одном и том же материале.

1. Механические свойства технического железа при плоском напряженном состоянии в условиях низких температур

В соответствии с изложенным выше напря­ женное состояние в вершине трещины нормального отрыва является двухили трехосным растяжением в зависимости от того, выпол­ няются ли в вершине условия плоского напряженного состояния или плоской деформации. Поскольку экспериментальное исследо­

вание трехосного растяжения отличается большими методическими трудностями, изучались механические свойства технического же­ леза в условиях контролируемого плоского напряженного состоя­ ния [34, 35, 100, 102, 103, 106, 419, 422]. Эти испытания позволили установить закономерности пластического течения и разрушения материала при различных напряженных состояниях, проверить основные предпосылки, используемые при выводе условий (2.66) и (2.72), а также исследовать вопрос применимости формулы Хол­ ла — Петча (3.29) для случая плоского напряженного состояния. Поскольку далее пластическая зона в вершине трещины и условия разрушения изучались на тонких листовых образцах с надрезами, когда почти во всем изученном температурном диапазоне разруше­ ния происходили при соблюдении плоского напряженного состояния в вершине трещины, эти результаты и данные, полученные на труб­ чатых образцах, сопоставимы с точки зрения идентичности на­ пряженного состояния.

Излагаемые в настоящем параграфе результаты исследований получены на трубчатых образцах, форма и размеры которых вы­ браны в соответствии с требованиями однородности напряженного состояния в рабочей части образца, а также равномерности рас­ пределения температуры по ее длине в процессе испытаний. При­ менялись образцы с внутренним диаметром D = 24 мм и толщиной стенки Ô = 0,8 мм (Did = 30). При таком соотношении размеров неоднородность напряжений по толщине стенки не превышает 1 %. Длина рабочей части образца 65 мм достаточна для исключения влияния концентрации напряжений в галтелях на центральную область образца длиной 20 мм, являющуюся базой измерения де­ формаций. Для изготовления образцов использовалось железо той же плавки* из которого сделаны образцы, описанные в главе третьей. Исследовался материал с двумя средними размерами зерен — 0,03 и 1,7 мм.

Подробности методики подготовки образцов, контроля их раз­ меров и термообработки содержатся в работах [34, 100], описание методики эксперимента и испытательной установки — в работах [34, 35, 130]. В процессе испытаний фиксировались следующие

параметры: деформации в диапазоне 10 fi — 2 • 10~9 с помощью теизорезисторов, наклеенных вдоль траекторий главных нормаль­

ных напряжений, а в диапазоне 0,5 • 10~2 — 0,3 с помощью спе­ циального тензометра, позволявшего регистрировать осевые, ра­ диальные и угловые перемещения с относительной погрешностью, не превышавшей 3,5% ; осевое усилие iV, крутящий момент Л/кр

и внутреннее давление р (относительные погрешности соответствен­ но ± 0 ,1 ; ± 0 ,3 и ± 0 ,4 % верхнего предела измерения); температу­ ра испытания, которая в течепие опыта поддерживалась постоян­ ной с точностью ± 2 К. Соответствующими комбинациями осевого усилия, крутящего момента и внутреннего давления достигались необходимые соотношения главных нормальных напряжений к —

= G J G X (или G 3!G {, радиальное напряжение на наружной поверх­ ности образца всегда равно нулю). Главные нормальные напря­ жения обозначены таким образом, чтобы выполнялось неравенство

с одноосным растяжением в окружном (тангенциальном) направ­ лении при комнатной температуре. Полученные данные показали достаточно высокую изотропность материала. Если индексом z обозначить результаты измерений при растяжении вдоль оси об­ разца, а индексом 0 — при растяжении в окружном направлении, то в принятых обозначениях отношения соответствующих вели­

делалась выдержка для записи на измерительные приборы всех определяемых параметров. Учитывая среднюю продолжительность опыта (600— 720 с) и максимальную деформацию (примерно 30% ), можно оценить среднюю скорость деформации в 0,5 • 10 с , хотя очевидно, что могут происходить отклонения от этой вели­ чины как в пределах одной ступени нагружения, так и на различ­ ных стадиях нагружения. Программа нагружения задавалась по условным напряжениям. В результате изменения размеров образца в процессе деформирования путь нагружения (в истинных напря­ жениях) отклонялся от пропорционального на величину Дк!к — = 4% для напряженного состояния к = 1 в момент разрушения. Следовательно, нагружение мало отличалось от простого.

мации; 10 и D 0, AZ и ДD — соответственно база измерений и сред­ ний диаметр, их приращения.