книги / Микропластичность и усталость металлов

концентрации углерода в твердом растворе (по высоте пика Сноека) и параметров релаксации Сноекз. — Кесте­ ра от числа циклов нагружения. Кинетические зависимо­ сти для плотности дислокаций качественно аналогичны показанным на рис. 61,а для железа. Изменения парамет­ ров внутреннего трения (рис. 61,6) позволяют сделать вывод, что повышение плотности дислокаций сопровож­ дается их закреплением атомами внедрения (углеродом)

в процессе циклирования (рост Q C - K ), и твердый раст­ вор постоянно обогащается углеродом за счет растворе­ ния мелких карбидных частиц. При насыщении возника-

Рис. 61. Изменение плотности дислокаций (а), концентрации углерода в твер­ дом растворе (б) и высоты пика Сноека—Кестера (в) при циклическом нагру­

жении:

а — растяжение — с>'атне [2001; б, в — кручение

ющих дислокаций внедренными атомами при определен­ ных циклах нагружения все измеряемые характеристики стабилизируются. Процесс повышения плотности дисло­ каций и тип образующейся дислокационной структуры могут сильно различаться для сталей и сплавов.

Различия дислокационных формирований характерны и для поверхностных и для внутренних слоев образцов одного и того же металла [201]. Для металлов с г.ц.к. решеткой на рис. 62,а представлена схема образующей­ ся дислокационной субструктуры в зависимости от числа циклов нагружения и энергии дефекта упаковки во внутренних слоях материала. Энергия дефекта упа­ ковки у определяет легкость поперечного скольжения дислокаций. Общее число циклов до излома N/ опре­ деляется для каждого конкретного материала величи-

поп амплитуды напряжений или деформации. Для ме­ таллов с высокими значениями энергии дефекта упа­ ковки при малых значениях амплитуд напряжений при цитировании на фольгах выявляются полосы и от­ дельные скопления дислокаций (область Л). В скоп­ лениях обнаруживается множество дислокационных диполей и петель. При больших амплитудах для этих материалов наблюдается хорошо сформированная ячеистая структура (область В). Стенки пространст­ венных ячеек имеют высокую плотность дислокаций, большое количество диполей и петель. Для металлов с низкой энергией дефекта упаковки для всего диапа­

а) е определенными допущениями может быть исполь­ зована и для металлов с о. ц. к. решеткой. Например,

Рис. G2. Тип дислокационных структур в объеме (а) и приповерхностных слоях (6) для металлов с различной величиной энергии дефекта упаковки после их циклического нагружения ] 186. 209]:

областей А и В\ для кремнистого железа—субструк­ туры, соответствующие области С [202].

Испытания показали [186], что после быстрого увеличения амплитуды напряжения от величины, ти­ пичной для возникновения полосовой субструктуры (см. рис. 62, а, область Л), до величины, характерной

в ячеистую. Обратное изменение нагрузки на началь­ ную величину к структурным превращениям не приво­ дит. Когда изменения происходят только в пределах ■одной области, например в области ячеистой струк­ туры В, то средняя величина ячеек является функцией принятой амплитуды напряжения.

Характер циклического разупрочнения сильно за­ висит от способа предварительного упрочнения ме­ таллов. Например, при обработке давлением влияние оказывают величина предварительной деформации, температура обработки, характер скольжения в мате­

изменяет дислокационную структуру металла, которая возникла при предыдущей упрочняющей обработке l[184]; несколько уменьшается размер ячеек и снижает­

ний выделений или частиц второй фазы. Для малых плотностей выделений в твердом растворе изменения дислокационной структуры аналогичны описанным ра­ нее; для высокодисперсных структур характерно фор­ мирование относительно равномерно расположенных дислокационных линий или их редких скоплений. Цик­ лическое разупрочнение в этом случае определяется •стабильностью выделений, а влияние дислокационной структуры может быть второстепенным.

При циклическом нагружении металлов и сплавов возможны изменения химического состава фаз за счет диффузионных процессов, морфологии и их растворе­ ния [203]. В закаленных сталях при циклической деформации возможны дальнейший распад остаточно­ го аустенита [204], уменьшение тетрагоналыюсти

дых растворах циклическая деформация способствует процессам твердения [206, 207]. В стенках ячеек и местах скопления дислокаций часто возможно выя­

(по -сравнению с матрицей) включения размером око­ ло 1 мкм, трещины возникают на межфазной границе включения и матрицы. Даже для условий зарождения трещин в области границ зерен или межфазных гра­

поверхностных зернах. Циклический процесс испуска­ ния дислокаций в микрообъемах на поверхности на­ груженного тела способствует образованию специфи­ ческого поверхностного рельефа. Он характеризуется

Рис. 63. Модели развития усталостных полос скольжения, экструзии и iin.,jy-

формируются волнистые полосы скольжения, для ма­ териалов со сложным скольжением —линейные.

Модельные представления, объясняющие зарожде­ ние усталостных трещин, разрабатывают с помощью различных подходов. В работе [208] развиваются представления о том, что интрузия является готовой микротрещиной и начальный рост связан с ее углуб­ лением, повторным скольжением в одной (рис. 63, а)

•или в двух системах скольжения (рис. 63, б). Пред­ ставления об относительном движении «карточной ко­ лоды» позволяют описать процесс углубления интру­ зий до возникновения трещины. Интрузия в данном случае является концентратором напряжений, что проявляется в постепенном увеличении числа линий скольжения вплоть до образования полос скольжения (см. рис. 63, а).

Переменное скольжение по д в у м некомпланарным •системам -скольжения позволило Нейману предложить

торая, являясь концентратором напряжений, активи­ зирует в этой же половине цикла скольжение в пло­ скости 2. Нагружение в следующей половине цикла вызывает противоположное движение дислокаций по плоскостям 1 и 2, т. е. скольжение в противополож­ ном направлении. Следствием такого движения явля­

кивания в вершине интрузии [209]. Эту модель строят не на дислокационных 'представлениях о зарождении трещин; она учитывает формирование рельефа по­ верхности, упрочнение матрицы около интрузии и вы­

сий, которые при циклическом деформировании обра­ зуются в большом количестве. Зародышем трещины являются поры, возникающие вследствие конденса­ ции вакансий. Отмечено, что эти условия могут быть приняты для высоких температур испытаний, но при комнатных или более низких температурах их приме­ нение не оправда-но. Модель Фуджита [344] основана

па представлениях, что дислокационный диполь -со­ храняет несколько десятков дислокаций, которые при аннигиляции формируют трещину. Разрушение кри­ сталлов в плоскости скольжения вызвано накоплением такого типа дислокаций. Этот механизм пока экспери­ ментально не подтвержден.

И. А. Одинг [210] для оценки условий разрушения рассмотрел локальные напряжения, возникающие при взаимодействии силовых полей дислокаций противо­ положного знака. Было установлено, что в некоторых точках силового поля величина удельной энергии уп­ ругой деформации достигает, а иногда и превышает величину скрытой теплоты плавления. Это направле­ ние развивается в работах В. С. Ивановой. Она пред­ полагает [211], что упругая энергия, необходимая для разрыва межатомных связей, соответствует скры­

может происходить зарождение микротрещин за счет разрыва упругих связей, составляет примерно 1018 м-2. Такая плотность дислокаций эксперименталь­ но не наблюдалась. Трещины могут зарождаться так­ же в результате образования интрузий прямо на гра­ ницах зерен [212]. При высоких амплитудах напря­ жений происходит интенсивная циклическая и пласти­

учесть влияние структурных факторов на скорость за­ рождения трещины. Кроме того, количество циклов нагружения N0y необходимое для зарождения трещин в реальных условиях испытаний материалов, является весьма условной характеристикой, так как надежного критерия разделения стадийности процесса разрабо­ тать пока не удается. На величину N0 влияют ампли­ туда нагружения и асимметрия цикла. Концентрато­ ры разного происхождения и разного типа сокращают протяженность этого этапа. Повышение температуры способствует понижению N0 для материалов, в кото­ рых зарождение трещин происходит в полосах сколь­ жения, и повышению N0— для материалов с включе­ ниями.

На дислокационных структурах циклически дефор­

ские процессы в одной фазе, определение типовых суб­ структур возможно по диаграмме, представленной на рис. 62, б. Для области А характерно, что дислокаци­ онная структура подповерхностного слоя (полосы скольжения, экструзии и нитрузии сильно отличает­ ся от структуры остального материала, включая внут­ ренние слои образца. Области проявления полос скольжения возможно восстановить травлением даже после полирования поверхностного слоя на глубину нескольких микрон. Поэтому для них используют обо­ значение «устойчивых» полос скольжения. Дислока­ ционная структура таких полос отличается от окру­ жающей и заканчивается на поверхности металла экструзией и интрузией. Субструктуры устойчивых по­ лос скольжения имеют вид лестницы или ряда огра­ ниченных ячеек, которые располагаются в направле­ нии, перпендиклярном скольжению. В плоскости скольжения субструктура представляет собой прост­ ранственные ячейки или короткие цилиндры.

Количество и глубина проникновения устойчивых полос скольжения металлов возрастает с увеличением числа циклов нагружения и рабочей амплитуды. Устойчивые полосы на монокристаллических образцах достигают глубины 10—100 мкм, для поликристаллических материалов их проникновение ограничено по­ верхностными зернами.

Поверхностный рельеф, характерный для области А (см. рис. 62, б), возникает постепенно. Вначале за счет образования тонких линий скольжения и в по­ следующем — в результате грубого скольжения, кото­ рое приводит к появлению устойчивых полос скольже­

ния микротрещин. Систематические исследования выя­ вили кинетику формирования поверхностного рельефа [213]. Ранние стадии нагружения характеризуются процессами скольжения в поверхностном слое и внут­ ренних объемах материала. Возникают тонкие линии

скольжения, что сопровождается упрочнением матри­ цы и возникновением микронадрезов. Образуются оча­ ги концентрации напряжений и в их окрестностях; в материалах с легким поперечным скольжением возни­ кают устойчивые полосы скольжения. Повышенная пластическая деформация в полосах скольжения спо­ собствует возникновению экструзий и интрузий и рас­ пространению интрузий во внутренние области мате­ риала.

Для условий, характерных для области В, форми­

интрузий [213]. Для условий нагружения, соответст­

верхностном слое толщиной в несколько микрон плот­ ность дислокаций в два-три раза ниже, чем во внутрен­ них областях. Поверхностный рельеф имеет пилооб­ разный вид, напоминающий «карточное» скольжение; микротрещины зарождаются в вершинах интрузий.

Клеснил и Лукаш сделали анализ модельных пред­ ставлений и результатов испытаний [184]. Они счи­ тают, что местом возникновения микротрещин являют­ ся полосы скольжения. Геометрические (интрузии, экструзии) и субструктурные (плотность и распреде­ ление дислокаций) факторы определяют механизм за­ рождения микротрещин. Тот факт, что полирование поверхностного слоя повышает усталостную долговеч­ ность, позволяет сделать заключение о предпочтитель­ ности механизма возникновения трещин при образо­ вании острых поверхностных надрезов при сколь­ жении.

Распространение усталостных трещин. Образую­ щиеся мЧкротрещины располагаются в активных си­ стемах Скольжения, в которых действуют максималь­ ные сдвиговые напряжения. При дальнейшем цикличе­ ском воздействии отдельные трещины соединяются и

распространяются в глубь образца или детали. Обыч­ но большое количество микротрещин достигает глуби­

ны. Для образцов с конструкционными, технологиче­ скими, металлургическими надрезами или микрокон­ центраторами первая стадия процесса не проявляется. Если кристаллографически ориентированное распро­ странение трещин на первом этапе регулируется сдви­

поперечного сечения образца или изделия и к их раз­ рушению от перегрузки.

На поверхности излома можно выделить области зарождения трещин, их постепенного распространения