книги / Структура и усталостное разрушение металлов

дит при сколь угодно большом числе циклов, так как для начала распространения усталостной трещины ста­ дии II необходима трещина размером больше, чем вели­ чина зерна.

Серия экспериментов, выполненных на поликристаллическом армко-железе [80], молибдене [40], высоко­ прочной термоулучшенной стали 14Х2ГМР [83], под­ тверждают, что в поверхностном слое толщиной менее чем размер зерна образуется повышенная по сравнению с остальными слоями плотность дислокаций. В армкожелезе (d3= 70 мкм) наибольшая плотность дислокаций отмечается в поверхностном слое толщиной до 5 мкм, и по крайней мере, до глубины 30 мкм оказывается все еще заметно более высокой, чем в остальном сечении.

Тип образующейся в поверхностном слое при аа^ ^ 0™мелкоячеистой структуры в большей степени по­ хож на дислокационную структуру, возникшую при больших степенях пластической деформации. Следова­ тельно, поверхностные слои оказываются пластически деформированными на большую степень, чем внутрен­ ние объемы.

Следует отметить, что упрочненный поверхностный слой может быть создан и искусственным путем, на­ пример, поверхностным пластическим деформировани­ ем или нанесением покрытия. Гроскрейтц и Бенсон (1968 г.) наблюдали появление отчетливо выраженного физического предела усталости у образцов чистого алю­ миния, если их поверхность на глубину 100 мк упрочне­ на путем диффузии атомов меди.

Предел усталости как	результат формирования
в материале устойчивой	дислокационной структуры

Моделью, в которой предпринята попытка связать физический предел усталости с характерными особен­ ностями дислокационной структуры циклически нагру­ жаемого материала, является модель Бергстрема, Вингсбоу и Лагерберга [194]. При амплитуде напряжения, соответствующей физическому пределу усталости, не происходит пересечения скользящими дислокациями сгущений и скоплений дислокаций. Последнее предот­ вращает зарождение усталостных трещин [195].

В работах [75, 107], выполненных па армко-железе, предпринята попытка объяснить появление физического предела усталости как следствие формирования в ме­

талле устойчивой субструктуры, прежде всего в поверх­ ностном слое толщиной порядка размера зерна. Под устойчивой субструктурой понимается ячеистая струк­ тура, которая в процессе нагружения не испытывает трансформации в полосовую. На уровне aw ячейки при­ обретают равноосную форму, их внутренние объемы практически свободны от дислокаций. Как уже отмеча­ ли ранее, деформационное старение способствует созда­ нию в металле устойчивой субструктуры. Авторы при­ шли к выводу, что при условии формирования в образ­ це устойчивой дислокационной структуры типа ячеистой она не разрушается даже в том случае, когда в поверх­ ностном слое присутствуют трещины. Однако размер этих трещин не должен превышать размера одного зер­ на (критического).

По Кеттунену [95, с. 195], формирование предела усталости обусловлено интенсивным циклическим де­ формационным упрочнением в процессе усталости. В экспериментах, выполненных на меди, алюминии, ни­ келе, нержавеющей стали, чистом железе, углеродистых сталях и некоторых других сплавах, циклическое дефор­ мационное упрочнение при амплитудах напряжения сга меньших, чем <гт, достигает величины ста/сгт=0,б4-0,7. Кеттунен считает, что при <та/сгт=1 средняя область свободного скольжения подвижной дислокации практи­ чески бесконечна. По мере уменьшения сга/стт область свободного скольжения дислокаций сокращается и при ста/<тт=0,6-=-0,7 равна области скольжения, приходя­ щейся на одно препятствие. В этом случае циклическое деформационное упрочнение создает условие, когда подвижная дислокация в состоянии только выгибаться между препятствиями, т. е. не в состоянии преодолеть их. Следовательно, циклирование на стадии насыщения при <та/а т=0,64-0,7 допускает некоторую диссипацию энергии, хотя и предотвращает изменение структуры, а соответственно и усталостную повреждаемость. Таким образом, циклическое деформационное упрочнение соз­ дает условия для существования предела усталости.

Поперечное скольжение дислокаций

ипредел усталости

Влитературе неоднократно отмечали сходство ха­ рактера деформирования металлов в миогоцикловой об­ ласти усталости и на стадиях I и II статического де­

формационного упрочнения. В. В. Шевеля и А. Н. Гладченко [196] выявили хорошее совпадение значения уровня предела усталости монокристаллов кремнистого железа различных ориентаций и значений напряжения а3, соответствующих переходу от стадии II к стадии III деформационного упрочнения при статическом растяже­

нии. В	области напряжений больших критического
( с г з < а а )	наблюдается резкое увеличение скорости пла­

стической деформации. Переход от стадии II к стадии III деформационного упрочнения связан с активацией скольжения винтовых дислокаций и размножения их по механизму поперечного скольжения. Уровень предела усталости определяется соотношением между напряже­ нием старта винтовых дислокаций и величиной макси­ мального напряжения в цикле на стадии устойчивого развития усталостного повреждения, т. е. условие неразрушаемости можно представить в виде ат ах^<тз. При амплитудах деформации еа, меньших, чем амплитуда деформации на пределе усталости ew, происходит упроч­ нение локальных объемов поверхностного слоя. При еа> е ш динамическое деформационное старение не обеспечивает полного закрепления дислокаций. В связи с рассматриваемым влиянием роли винтовых дислока­ ций, а также их склонности к поперечному скольжению и развитием усталостной повреждаемости интерес пред­ ставляет сообщение Е. Б. Лейко и Э. М. Надгорного [197]. С помощью методики избирательного травления авторы обнаружили, что перемена знака нагружения способствует размножению дислокаций в монокристал­ лах молибдена; причем этот процесс асимметричен. Интенсивность размножения дислокаций возрастает с увеличением напряжения второго нагружения и еще более резко зависит от амплитуды первого нагружения.

Е. Б. Лейко и Э. М. Надгорным высказано предпо­ ложение, что движущиеся при первом нагружении дис­ локации создают источники размножения дислокаций,

которые срабатывают	при изменении знака нагрузки.
В качестве источника	дислокаций предлагаются петли

дислокаций, образующиеся при движении дислокаций с порогами. Размножение дислокаций предполагает ак­ тивное протекание процесса поперечного скольжения дислокаций. Можно предположить, что подобный меха­ низм размножения дислокаций играет большую роль в условиях циклического нагружения. Экспериментально

наблюдаемое снижение уровня напряжений, вызываю­ щих начало пластического течения, и развитие устало­ стной повреждаемости (и предела усталости материа­ лов) с увеличением асимметрии цикла нагружения до­ пускают возможность реализации в процессе усталости предложенного [197] механизма размножения дислока­ ций. Этот подход предполагает существование крити­ ческого напряжения размножения дислокаций при зна­ копеременном нагружении, зависящего от асимметрии цикла нагружения. Используя рассматриваемые в рабо­ тах [196, 197] представления о роли механизма по­ перечного скольжения дислокаций, можно прогнозиро­ вать нижний уровень предела усталости пластичных металлов. В таких материалах, как показано в гл. III, развитие усталостной повреждаемости связано с эволю­ цией дислокационной структуры.

В качестве критического условия, определяющего возможность появления предела усталости, предлагает­ ся также использовать напряжения (или деформацию) зарождения устойчивых полос скольжения [198]. Эта гипотеза вызывает особый интерес, поскольку для ши­ рокого круга металлов и сплавов зарождение и разви­ тие усталостных трещин связаны прежде всего с устой­ чивыми полосами скольжения. По Фелтнеру и Лэйрду, Лукашу и Клеснилу, в меди и ее сплаве с 31% Zn устойчивые полосы скольжения образуются при дости­ жении обратимой пластической деформации 8-10-5. При испытании на усталость в условиях постоянной ампли­ туды напряжения моменту появления устойчивых полос скольжения соответствует пороговая амплитуда напря­ жения. Этому состоянию соответствует трансформация метастабильной дипольной структуры в лестницеподоб­ ную дислокационную структуру устойчивых полос скольжения.

Вуд с сотр. [95, с. 402] считают, что напряжение на­ сыщения характеризует специфическое строение устой­

чивых полос скольжения. При	этом кривые а — е (пет­
ли гистерезиса), наблюдаемые	при усталостных испыта­

ниях, отражают механические свойства структуры стенок. Напряжения насыщения в монокристаллах чис­ той меди и меди, упрочненной дисперсными частицами

Si02 и А120 3, в интервале Дер от 0,1 до 0,9%		не зависят
от Дер (рис. 69,а). В работе	[104], также выполненной
на монокристаллах меди,	с увеличением	амплитуды

деформирования Дер отмечен рост объема металла, за­ нятого устойчивыми полосами скольжения; при Дер= =0,014-0,02 устойчивые полосы скольжения занимают весь объем металла. Высказано предположение [95, с. 402], что объемная доля устойчивых полос скольже­ ния должна быть пропорциональна Дер. Последнее в монокристаллах меди подтверждается эксперименталь­ но (рис. 69,6). Отсюда вытекает важное следствие. Если легирующая добавка в металле не изменяет структуры дислокационных границ устойчивых полос скольжения, то циклическая прочность сплава опреде­ ляется уровнем напряжения насыщения.

Для дисперсноупрочняемых сплавов справедливо выражение Тн = то + тм где т° — напряжение течения сплава, тм — напряжение насыщения матрицы и тн — напряжение насыщения сплава. Если тн меньше некото­ рого критического порога напряжения, то устойчивые полосы скольжения возникать не будут. Материал упрочняется до тех пор, пока в нем не исчерпывается возможность для пластической деформации. В этом случае следует ожидать появления физического предела усталости:

Предварительная пластическая деформация, форми­ рующая в материале развитую субструктуру, в состоя­ нии снизить уровень порогового напряжения, необходи­ мого для развития устойчивых полос скольжения [198]. В углеродистых сталях устойчивые полосы скольжения

к гст м 2

Sync/So6m

Рис. 69. Изменение напряжения насыщения (а&) в монокристаллах чистой

меди и днсперсио-упрочиенной меди (а)	и доли	поверхности	образца мо­
нокристалла меди, занятой устойчивыми	полосами	скольжения	З у п с ^ о б ш

(б) в зависимости от амплитуды пластической деформации (Лвр) [95]

появляются ниже ow- Это не противоречит высказанным выше положениям. Интенсивная блокировка дислока­ ций примесями внедрения в состоянии затормозить даль­ нейшее развитие устойчивых полос скольжения. В об­ щем случае предел усталости, связанный с развитием устойчивых полос скольжения, может быть выше или ниже порогового напряжения, необходимого для рас­ пространения усталостной трещины.

Для многих металлов и сплавов появление предела усталости тесно связано с условием распространения усталостных трещин. Так, в высокопрочных материалах зарождение усталостных трещин от неметаллических включений, частиц дисперсной фазы и от других фак­ торов по времени опережает время, необходимое для зарождения трещин в пределах устойчивых полос скольжения. В связи с этим возникает вопрос об усло­ виях появления в материалах нераспространяющихся устдлостных трещин.

ВЛИЯНИЕ РАЗМЕРА ЗЕРНД НА ЦИКЛИЧЕСКУЮ ПРОЧНОСТЬ

Исключительно велико влияние размера зерна на статические механические свойства (предел текучести, разрушающее напряжение и т. д.) металлов и сплавов. Зависимость между пределом текучести ат и средним размером зерна d хорошо описывается уравнением Хол­ ла — Петча:

*т = *| + Х*<Г1/2.

(26)

где <т/ имеет смысл напряжения трения, необходимого для движения дислокаций в кристаллической решетке; Ку — параметр, учитывающий прочность блокирования дислокаций.

Аналогичная зависимость была успешно применена Армстронгом для описания зависимости aw от величины зерна латуни 70/30. Подвергнув математической обра­ ботке имеющиеся экспериментальные данные по значе­ ниям aw и d латуни, Томпсон нашел, что /(„=1,34 кгс/

/мм ^ и K F = 0 , 7 0	к г с / м м 3^2 (K F д л я	усталости). Сле­
довательно, K V > K	F . Однако величина	at в выражении

(26) для статической деформации существенно меньше, чем а,- для циклической деформации (3,75 кгс/мм2 про­ тив 6,26 кгс/мм2). Таким образом, зависимости <хт=

[199]. При одинаковом уровне 0в= 95ч-1ОО кгс/мм2 уро­ вень сг_1 стали 40ПП с 0,6% V (отпуск 600° С) составля­ ет 64 кгс/мм2 против 0_i = 37 кгс/мм2 у стали 40ПП без V (отпуск 450° С).

На	рис.	70 на примере		нержавеющей стали
типа	316, упрочненной		2—3%	(объемн.)	карбидов
<(Сг, Ре)гзСб		толщиной	~ 1 мкм, показано		влияние

.амплитуды пластической деформации Аер на число цик­ лов, при которых происходит разрушение карбида, за­ рождение трещины и окончательное разрушение образ­ ца [42]. Интересно, что в условиях циклической дефор­ мации при Дер=1,0% отдельные случаи разрушения частиц отмечены при истинных напряжениях ~42 кгс/

/мм2, тогда как в условиях	одноосного растяжения —
при 52,5 кгс/мм2. Уравнение	Мэнсона — Коффина для
этой стали принимает вид
№f'45Дер = 0,39,

где Nf — число циклов до разрушения.

По данным [200], живучесть (N p), соответствующая числу циклов от момента зарождения усталостной тре­ щины площадью 0,5 мм2 в сечении образца углероди­ стой стали размером 7'ХЮ мм до момента долома, за­ висит не от размера аустенитного и ферритного зерен, а определяется формой, количеством и размером карбидов. С уменьшением межпластиночных расстояний Дф в пер­

лите и межкарбидных расстояний йф в зернистом эвтек-

тоиде (а соответственно с увеличением межфазной по­ верхности и уменьшением размера карбидных частиц) при постоянной объемной доле цементита в стали 75ХГСТ значения 0-i и Np повышаются. В зернистой структуре скорость распространения усталостной тре­ щины при Аф= й ф заметно ниже, чем в пластинчатой

структуре.

Екобори [174] одним из первых предложил модель теоретического расчета предела усталости по парамет­ рам структуры стали. В основу теории положены пред­ ставления о концентрации напряжений от скопления дислокаций у частиц карбидов. Эти напряжения скла­ дываются с напряжениями, обусловленными наличием в матрице жестких частиц выделений. Возникшие таким образом избыточные напряжения при дальнейшей цик­ лической деформации вызывают разрушение стали.

НЕРЛСПРОСТРАНЯЮЩИЕСЯ УСТАЛОСТНЫЕ ТРЕЩИНЫ

Прогнозирование условий появления нераспространяющихся трещин по существу также важно, как и опреде­ ление предела усталости материала. Неразвивающиеся трещины обнаружены на гладких и надрезанных образ­ цах. Следует различать неразвивающиеся трещины в гладких образцах, в которых торможение роста трещи­ ны произошло на стадии кристаллографического роста, когда размер трещины не превышает размера одного или нескольких зерен поликристалла, т. е. меньше критиче­ ского, соответствующего достижению линии Френча на обобщенной диаграмме усталости В. С. Ивановой, а так­ же трещины в образцах с надрезом, в которых глубина надреза заведомо превышает размер критической длины трещины для гладких образцов. Для гладких образцов неразвивающиеся трещины тесно связаны с условиями зарождения усталостных трещин, например в пределах устойчивых полос скольжения.

Остановимся на нераспространяющихся усталостных трещинах в образцах с надрезом, в которых торможение трещины обусловлено их сопротивлением распростране­ нию. Размер этих трещин составляет от 0,1 до 0,5 мм, реже до 1 мм. В литературе нет достаточно точного оп­ ределения понятия нераспространяющаяся усталостная трещина. Чаще всего к нераспространяющимся относят трещины, у которых величина da/dN составляет от 1(Н до 4-10-7 мм/цикл. Этим трещинам соответствуют поро­ говые значения коэффициента интенсивности напряжения (или амплитуда коэффициента интенсивности напряже­

ния Д/Ст)-

.Прогнозирование длины нераспространяющихся уста­ лостных трещин решает сразу несколько задач. Во-пер­ вых, позволяет установить допустимый размер техноло­ гических дефектов: пор, непровара, подрезов, трещин и т. д. Во-вторых, по известным значениям вязкости разру­ шения материала определить безопасный уровень прило­ женной нагрузки. В-третьих, Определить выбор наиболее экономичного и надежного метода и техники обнаруже­ ния дефектов в эксплуатируемых конструкциях или дета­ лях машин.

Рассмотрим влияние структуры на условия развития и торможения нераспространяющихся усталостных тре