книги / Структура и усталостное разрушение металлов

приближающихся к Кс, ответственно за ускорение роста усталостной трещины.

Для образцов толщиной 1,3 мм наблюдается менее широкий спектр микромеханизмов разрушения. Участки межзеренного разрушения видны только в закаленных ■образцах или образцах, отпущенных при 400° С. Одно­ временно существенно снижается доля участков поверх­ ности излома, образовавшаяся по чашечному микроме­ ханизму разрушения.

Из рассмотренных выше особенностей строения из­ ломов следует, что толщина образца оказывает значи­ тельное влияние на микромеханизм разрушения. Тхиелен и Файн связывают это влияние с изменением в об­ разце напряженного состояния. Увеличение толщины образца приводит к трехосному распределению напря­ жений, которое благоприятствует хрупкому и чашечному типу разрушения.

Чашечный механизм (коалесценция пор) преоблада­ ет в образцах, отпущенных при 400° С. Вполне вероятно, что это обусловлено тем, что при этой температуре от­ пуска имеет место слабая когезивная связь по межфаз­ ной границе карбид — матрица (граница мартенситного ’кристалла). Линзообразные по форме карбиды с разме­ ном большой и малой оси карбидов соответственно 0,3 и '0,08 мкм располагаются преимущественно вдоль субгра­ ниц мартенситных кристаллов. После отпуска при 550°С в структуре обнаружены как линзообразные, так и сфе­ рические карбиды. В образцах, отпущенных при 650° С, присутствуют исключительно сферические карбиды диа­ метром ~0,2 мкм.

Изменение действующего микромеханизма разруше­ ния при распространении усталостной трещины находит свое отражение в значениях основных параметров урав­ нения Пэриса (табл. 11). В образцах толщиной 3,2 мм т уменьшается с повышением температуры отпуска до 550° С и затем остается практически постоянной. Там же приведены значения порогового коэффициента интенсив­ ности напряжения Кт, рассчитанные по эмпирическому уравнению Форман—Мак Ивли. Как следует из табл. 11, какой-либо закономерности в изменении Кт от темпера­ туры отпуска и толщины образца не видно.

В дисперсионно-упрочняемой стали системы Fe— Ni—А1—Си изменение структуры при различных ре­ жимах отпуска сопровождается изменением числа цию

линии р22о. а локальные пиковые микронапряжения по изменению сопротивления малым пластическим дефор­ мациям Оо,о1б- Изменение скорости роста трещины dajdN, (То,016. Р220 и ств в зависимости от температуры отпуска в

образцах стали Н22 при АК— 130 кгс/мм3/2 представлено на рис. 48. Судя по уменьшению ширины рентгеновской линии Р220. объемные микронапряжения снимаются при температурах выше 300° С. Напротив, крутое повышение уровня 00,016, свидетельствующее о релаксации локальных пиковых микронапряжений происходит до температуры отпуска 200° С. Именно в этом интервале температур на­ блюдается резкое снижение величины dajdN. Изменение 0т в процессе отпуска лишь частично объясняет его влия­ ние на величину dajdN. Вероятно, в области, где преоб­ ладают растягивающие или сдвиговые напряжения того же знака, что и сдвиговые напряжения у вершины уста­ лостной трещины, происходит локализация пластической деформации, а следовательно, облегчается распростра­ нение трещины. Таким образом, локальные пиковые на­ пряжения облегчают распространение трещины при ци­ клической деформации, что связано с большей локали­ зацией пластической деформации у вершины трещины

ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ ИСПЫТАНИЯ

Низкотемпературная усталость. Изменение механи­ ческих свойств, связанное с повышением или понижени­ ем температуры нагружения, заметно влияет на особен­ ности развития усталостной повреждаемости и разру­ шения. Степень этого влияния зависит от материала, ве­ личины относительного изменения температуры испытав ния, режима нагружения и среды испытания. Особенно сильно влияет на усталостные свойства понижение тем­ пературы испытания для металлов, склонных к хладно­ ломкости.

Не останавливаясь на природе этого достаточно сложного явления, отметим, что в условиях низкотемпе­ ратурной усталости возможно существенное изменение характера диаграммы усталости. В частности, имеет место заметное уменьшение длительности отдельных стадий и периодов и даже отсутствие некоторых стадий процесса усталости.

Понижение температуры циклического нагружения материалов с о. ц. к. решеткой в противоположность ме­ таллам с г. ц. к. решеткой сопровождается резким повы­ шением предела усталости ow и отношения аш/сгв. В на­ ших экспериментах, выполненных на отожженном желе­ зе (0,02% С), снижение температуры испытания с 293

чился в 3,1 раза. Таким образом, интенсивность повы­ шения aw отстает от ат. При этом относительное поло­ жение От и Ow меняется. В условиях усталости (повтор­ ное растяжение, amin=0—1 кгс/мм2) при комнатной температуре уровень ow превышал ат, однако при низко­

играет значительную роль в развитии усталостных тре­ щин в металлах с г. п. у, г. ц. к. и о. ц. к. решетками. Осо­ бый интерес к двойникованию в о. ц. к. металлах возник в связи с их ограниченной пластичностью при темпера­ турах испытания ниже порога хладноломкости. Кроме того, некоторые методы обработки металла давлением (скоростная штамповка, обработка взрывом и т. д.) при­ водят к появлению двойников деформации в конструк­ циях и деталях машин, работающих при нормальных температурах эксплуатации. Применительно к условиям статического деформирования Халл еще в 1958 г. за­ рождение трещин хрупкого транскристаллитного скола связал с пересечением механических двойников.

Прежде всего следует ожидать двух явлений, сопут­ ствующих двойникованию. Во-первых, как показано в работе [152], двойники инициируют зарождение трещин. Микротрещины по границам двойников наблюдались на поликристаллическом сплаве Fe + 4% Si после цикличе­ ского нагружения при амплитудах напряжения, обеспе­ чивающих долговечность порядка 104—2-105 циклов. Во-вторых, двойникование сопровождается релаксацией напряжений с генерацией дислокаций скольжения [153], что оказывает пластифицирующее воздействие на все последующие процессы развития повреждаемости и раз­ рушения. По-видимому, наблюдаемая в некоторых зер­ нах повышенная плотность дислокаций, особенно со сто­ роны некогерентной границы, объясняется релаксацией напряжений у двойниковых прослоек.

стали 15Г2АФДпс при ‘—140° С [155] в зоне стабильно­ го роста трещины видны усталостные микрополосы. В поликристаллическом железе испытания проводили в условиях многоцикловой усталости, а в стали 15Г2АФДпс — в малоцикловой области. Как правило, усталостные микрополосы на поверхности низкотемпера­ турных изломов выражены менее отчетливо и ограничи­ ваются отдельными участками изломов. По нашему мне­ нию, это связано с меньшей высотой гребней усталост­ ных микрополос. В образцах железа в пределах зоны стабильного роста трещины длиной 0,2 мм ширина уста­ лостных микрополос изменяется в довольно широких пре­ делах (0,20—0,66 мкм). Систематического изменения ширины микрополосы от длины трещины не обнаружено. Можно предположить, что скачки трещины носят нерегу­ лярный характер. Вероятно, кроме влияния АК, другие тонкие особенности структуры определяют скорость рос­ та трещины в образцах железа, испытанных при 77 К.

Протяженность (и рельефность) усталостных микро­ полос в низкотемпературном изломе возрастает с повы­ шением степени подвижности дислокаций [28]. Пред­ варительное циклическое нагружение при комнатной температуре до различных стадий нагружения обуслов­ ливает не только изменение вклада различных микро­ механизмов разрушения в строение излома, но и воз­ можность более отчетливого выявления усталостных микрополос. Режимы предварительного циклического деформирования при 293 К приведены в гл. II.

Строение низкотемпературных изломов образцов, предварительно тренированных по режиму III, сущест­ венно отличается от изломов образцов, нагружаемых по режимам I и II (табл. 3).

Влияние температуры на скорость роста трещины по­ дробно рассмотрено в работе [156]. Исследование вы­ полнено на низкоуглеродистой стали с добавкой ниобия, используемой для магистральных трубопроводов. Пока­ затель степени т в уравнении Пэриса, изменяясь от 2 до 7, достигает максимума в интервале температур ис­ пытания —20 —0°С (рис. 52), при этом dajdN достига­ ет максимума при комнатной температуре испытания.

Два основных процесса определяют подобный харак­ тер изменения т и dajdN с температурой. Это рост пре­ дела текучести стали с понижением температуры и уве­ личение роли динамического деформационного старения

С повышением температуры испытания. Влияние этих процессов проявляется прежде всего в зоне интенсив­ ной пластической деформации у вершины трещины. По­ добный вывод подтверждается изменением размера пла­ стической зоны с температурой испытания. Циклическая пластическая зона подвергается деформации в течение значительного числа циклов нагружения. В результате в зоне происходит интенсивное динамическое деформа­ ционное старение, сопровождающееся ростом предела текучести. Таким образом, наблюдается уменьшение размера зоны с температурой.

В некоторых сталях, испытанных ниже температуры хрупкого перехода, отмечено изменение типа усталост­ ных микрополос: пластичные усталостные микрополосы, характерные для пластичного состояния, сменяются хрупкими, включающими разрушение металла между смежными бороздками по механизму хрупкого транскристаллитного скола. Поскольку разрушение сколом в отличие от механизма образования усталостных микро­ полос чувствительно к уровню растягивающих напряже­ ний, то естественно ожидать, что величина dajdN зави­

сит ОТ /С тах-

Исследования [157], выполненные на малоуглероди­ стой стали (0,07% С) с различной величиной зерна, по­ казали, что выше и ниже критической температуры хрупкости Ткр действительно наблюдается смена мик­ ромеханизма разрушения. Появление фасеток транскристаллитного скола при распространении усталостной тре­