книги / Циклическая прочность и ползучесть металлов при малоцикловом нагружении в условиях низких и высоких температур

стабилизации, когда трещина при циклировании практически не развивается. По-видимому, наличие такой стадии стабилизации связано с упрочнением материала в устье трещины при его пласти­ ческом деформировании (сплавы Д20-1 и АМгб являются цикличе­ ски упрочняющимися). Эта стадия при циклическом нагружении практически переходит в стадию нестабильного развития трещины, которая завершается разрушением образца вследствие статического долома. При этом пластическая деформация в зоне долома достига­ ет 10% и более.

Между числом циклов до разрушения, уровнем номинальных на­

вительным к трещинам [89], а степень отклонения от линейности ха­ рактеризует способность материала к торможению трещин. Линей­ ная зависимость в виде

получена для рельсовых сталей [2351 при испытании образцов с центральной трещиной (К — коэффициент). В нашем случае зави­ симость между отах и /кр для области усталостного разрушения мож­ но аппроксимировать нелинейной функцией. Аналогичные данные для хрупкого разрушения при исследовании алюминиевых сплавов типа АК-4, Д16Т1 и В-95 приведены в работе [891. Следовательно, для алюминиевых сплавов условие (V.1) выполняется не всегда.

Диаграммы остаточной прочности (рис. 123) показали, что при разрушении циклически упрочняющихся сплавов АМгб, Д20-1 с трещинами за пределом текучести их остаточная прочность и спо­ собность сопротивляться образованию трещин находится на уровне величин, характерных для хрупкого разрушения материалов по­ добного класса АК-4 и Д16Т1 [891.

Следовательно, по результатам испытаний малых образцов с боко­ выми трещинами можно с определенной степенью приближения

предсказывать качественную способность тонколистовых материалов сопротивляться распространению трещин при хрупком разруше­ нии Приведенные результаты показывают, что даже при комнатной температуре поверхностные трещины значительно (на один поря­ док и более) снижают долговечность легких сплавов при малоцикловом нагружении. Зона перехода на кривых малоцикловой устало­ сти при наличии в материале трещин смещается в область очень малых долговечностей, и номинальные разрушающие напряжения также уменьшаются. Другими словами, способность легких сплавов с трещинами сопротивляться циклическому нагружению резко падает уже при комнатной температуре, и, учитывая приведенные выше данные о низкотемпературной прочности легких сплавов, можно ожидать, что при низкой температуре снижение сопротив­ ляемости циклированию будет еще более существенным.

§ 3. Снижение циклической прочности титановых сплавов после пескоструйной обработки

Поверхностную упрочняющую обработку применяют для увеличе­ ния статической и циклической прочности металлов [68]. Однако проведенные нами исследования [172] показали, что такая обработка не всегда сопровождается увеличением прочности. Испытания про­ водили на титановых сплавах ВТ5-1, ВТ6С и ВТ14 при комнатной температуре на плоских образцах (см. рис. 11, а) по режиму рис. 1, б. Гладкие образцы и образцы, прошедшие пескоструйную обработку, изготовляли из листа одной партии поставки и подвергали в исход­ ном состоянии одинаковой термической обработке. Пескоструйная обработка следовала за термической, так как предполагалось, что последняя может нейтрализовать влияние наклепа. Титановые лис­ ты обрабатывались пневматическим способом при давлении рабочей струи до 6 атм, размеры песчинок колебались от 0,025 до 0,2 мм. Такой способ обеспечивал эффективное деформирование поверхно­ стного слоя металла на глубину до 0,5 мм.

Так, кривые малоцикловой усталости сплава ВТ5-1 в обоих случаях имеют три характерных участка: неразрушения, квазистатического и усталостного разрушения, а на кривых сплава ВТ6С и ВТ14 уча­ сток неразрушения отсутствует.

мере сплава ВТ5-1 (рис. 126), его структура после наклепа и в ис­ ходном состоянии различается При этом обращает на себя внимание наличие рельефа в зернах материала в исходном состоянии (см. рис. 126, а), что, очевидно, связано с мартенситным механизмом превращения высокотемпературной модификации Рс ОЦК-кристал- лической решеткой в низкотемпературную a -фазу с ГПУ-решеткой [82]. Кроме того, в сплаве ВТ5-1 в исходном состоянии металлогра­ фически обнаруживается некоторое количество второй фазы. (Од­ нако фазовый анализ, проведенный рентгеноструктурным методом [19], не позволил достаточно четко выявить ее присутствие для ис­ следованных сплавов). Следует полагать, что термическая обработ­ ка сплава ВТ5-1 способствует неполному превращению р а при охлаждении на воздухе. Это, по-видимому, обусловлено присутст­ вием в материале элементов, стабилизирующих р-фазу [821.

Под влиянием пескоструйной обработки в поверхностном слое должны протекать два процесса: превращение остаточной метастабильной P-фазы в стабильную при комнатной температуре а-фазу и механический наклеп a -фазы. Первый процесс обусловливает разупрочнение материала [821 и, таким образом, вызывает сущест­ венное уменьшение микротвердости (см. рис. 125). При этом в тон­ ком поверхностном слое вследствие механического наклепа эффект разупрочнения проявляется недостаточно сильно, но по мере уда­ ления от поверхности усиливается и достигает максимума на глу­ бине 0,4 мм. Если учесть, что толщина исследованных листовых материалов равнялась 2 мм, то двусторонняя пескоструйная обра­ ботка листа вызывала значительное разупрочнение материала на 50% от размера образца по толщине. Такое разупрочнение и явля­ ется причиной снижения при малоцикловом нагружении статиче­ ской и усталостной прочности титановых сплавов, прошедших по­ верхностную пескоструйную обработку.

МАЛОЦИКЛОВАЯ УСТАЛОСТЬ II ЦИКЛИЧЕСКАЯ ПОЛЗУЧЕСТЬ ТУГОПЛАВКИХ СПЛАВОВ

ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ

К настоящему времени достаточно хорошо исследованы прочност­ ные свойства конструкционных и жаропрочных сплавов на основе железа, никеля, хрома и кобальта, разработаны методы их испыта­ ний и расчета при различных температурных и силовых воздейст­ виях, установлены основные подходы к оценке их прочности при циклическом нагружении и определены величины и характеристики, которыми оперируют при обработке результатов испытаний и уста­ новлении критериев прочности. Результаты исследования цикли­ ческой прочности тугоплавких сплавов при высоких температурах показывают, что применительно к оценке прочности таких высоко­ пластичных материалов, какими являются тугоплавкие металлы при температурах выше 0,57*™, не всегда целесообразно исполь­ зовать методы, применяемые для конструкционных и жаропрочных сплавов при умеренных температурах. Высокая пластичность обус­ ловливает аномалии в поведении тугоплавких сплавов с точки зре­ ния установившихся представлений о закономерностях цикличе­ ского деформирования и разрушения сплавов при знакопеременном нагружении. Проявление аномалий, связанных с формоизменением сплавов в высокопластичном состоянии и их локальной циклической ползучестью, требует разработки таких методов оценки долговеч­ ности, которые основывались бы на учете кинетики ведущих процес­ сов деформирования, т. е. процессов локальной циклической пол­ зучести.

В данной главе рассматриваются результаты исследования мало­ цикловой усталости тугоплавких сплавов при знакопеременном нагружении в температурной области выше 0,57пл, описываются особенности их деформирования и разрушения в этих условиях, обсуждаются возможные механизмы формоизменения и оценивают­ ся некоторые подходы к оценке их долговечности с учетом формо­ изменения и локальной ползучести.

§ 1. Малоцикловая усталость и формоизменение

Малоцикловая усталость тугоплавких сплавов исследовалась на описанной в главе I вакуумной установке (см. рис. 18) в соответст­ вии с представленными на рис. 16, а, б режимами испытаний, рас­ шифровка которых для некоторых программ изменения температу­

мируется при неизменной форме рабочего участка, и поэтому при построении кривых малоцикловой усталости и оценке его долговеч­ ности оперируют номинальными напряжениями и интегральной деформацией.

Формоизменение тугоплавких сплавов в высокопластичном со­ стоянии имеет принципиальные отличия от описанного выше, про­ исходит как при мягком, так и при жестком нагружении и начинает

в различных сечениях. Графики, иллюстрирующие такое изменение их действительных величин в наиболее характерных зонах образца— выпуклости и шейке — приведены на рис. 130. Разрушение образца произошло на 163-м цикле после полного перемещения металла из зоны наиболее ослабленной шейки в выпуклость. Аналогичная картина формоизменения наблюдается и в образцах из молибдено­ вых сплавов, испытанных при температуре выше температуры ре­ кристаллизации. При этом характер формоизменения для трубча­ тых и сплошных цилиндрических образцов не имеет принципиаль­ ного различия [196]. И в том и в другом случае на рабочей длине образцов имеются зоны, где накапливается только деформация сжатия, и зоны, где накапливается только деформация растяжения. Материал перекачивается из одних зон в другие, и разрушение на­ ступает только после полного истощения питающих зон, площадь сечения которых стремится к нулю. Установлено, что интенсив­ ность формоизменения образца в процессе испытаний не является по­