книги / Структура и усталостное разрушение металлов
..pdfя
<2
Рис. 16. Схематическое изображение профилей различных типов плас тичных усталостных микрополос [50J. Стрелками указаны неразвившиеся трещины
лах фасеток кристаллографического сдвига. Основная плоскость разрушения совпадает с плоскостью сдвига (см. рис. 9,2, область Л). Внешне, т. е. с точки зрения кристаллографичности основной плоскости разрушения, внутризеренные кристаллографические микрополосы по хожи на хрупкие микрополосы. Однако в отличие от последних основная плоскость разрушения является плоскостью сдвига, а не скола. Последовательность раз вития усталостных микрополос в пределах фасеток кри сталлографического сдвига представлена на рис. 12.
Межзеренные некристаллографические усталостные микрополосы пластичного вида обнаружены в сплаве ЦМ-10 [19] (см. рис. 13,6). Это указывает на то, что усталостный микромеханизм разрушения, связанный с образованием на поверхности разрушения усталостных микрополос, реализуется не только при распространении трещины по телу зерна, но и по границам зерен.
Хрупкие усталостные микрополосы чаще всего на блюдаются на фоне речного узора, характерного для разрушения по механизму хрупкого транскристаллитного скола (см. рис. 15). Ричардс [49], исследуя текстуро ванное кремнистое железо, обнаружил, что ступени речного узора, переходя из зоны усталостного излома в
зону долома, т. е. через переходную зону, не прерыва ются и сохраняют свою форму и направление распрост ранения (см. рис. 15,а). При этом линии речного узора ориентированы почти перпендикулярно бороздам уста лостных микрополос. Трещина распространяется вдоль плоскостей типа {100}. Хрупкие усталостные микропо лосы можно разделить на два типа: внутризеренные и межзеренные. Первый тип мы рассмотрели выше. Вто рой тип встречается относительно редко. Достаточно надежно он выявляется в молибдене [39, 40].
Между чисто хрупкими и чисто пластичными устало стными микрополосами располагается широкий спектр так называемых полухрупких и полупластичных микро полос. По существу этими субъективными критериями исследователи пытаются оценить степень кристаллогра-
фичности |
топографических |
элементов |
рельефа |
изло |
||||||
ма. Этим |
усталостным микрополосам |
соответствуют |
||||||||
б |
|
относительно |
протяженные |
|||||||
|
|
впадины и в целом кристал |
||||||||
|
|
лографический |
внешний вид |
|||||||
|
|
элементов |
рельефа, |
не |
об |
|||||
|
|
наруживающий, |
однако, |
на |
||||||
|
|
поверхности |
|
разрушения |
||||||
|
|
ручьистого узора. Такие, ми |
||||||||
|
|
крополосы чаще всего встре |
||||||||
|
|
чаются |
в |
|
высокопрочных |
|||||
|
|
алюминиевых сплавах. |
|
|
||||||
|
|
Многообразие |
видов и |
|||||||
|
|
типов усталостных микропо |
||||||||
|
|
лос предполагает, что |
их по |
|||||||
|
|
явление |
|
обусловлено |
|
не |
||||
|
|
сколькими |
|
механизмами. |
||||||
|
|
Предложено |
не менее |
двух |
||||||
|
|
десятков |
моделей образова |
|||||||
|
|
ния |
бороздчатого |
рельефа |
||||||
|
|
усталостных |
|
микрополое. |
||||||
|
|
Применительно |
к |
пластич |
||||||
|
|
ным микрополосам наиболь |
||||||||
|
|
шее |
распространение |
полу |
||||||
|
|
чила |
модель |
«пластическо |
||||||
|
|
го |
притупления |
вершины |
||||||
|
|
трещины» |
Лэйрда |
и Смита |
||||||
Рис. 17. Рост усталостной трещины |
[50, |
51] |
(рИС. |
17). В |
ЦИКЛе |
|||||
лсиия Лэйрда и Смита I51J |
раСТЯЖСИИЯ у ВСрШИНЫ |
ТрО- |
щины по плоскостям максимального сдвига происходит большая пластическая деформация. При максимальном напряжении размер пластической зоны достигает вели чины гр. Перемена направления нагружения вызывает сближение стенок трещины. Новая поверхность трещи ны, возникшая в цикле растяжения, не полностью за лечивается при обратном скольжении. (Следует ожи дать, что степень обратимости пластического скольже ния в значительной степени будет зависеть от окисли тельной активности среды.) В цикле сжатия обратимое скольжение протекает по новым плоскостям скольже ния. Достижение максимальной амплитуды сжатия при водит к максимальному заострению вершины трещины.
Модель Лэйрда и Смита применима прежде всего к пластичным материалам при умеренных и больших амплитудах циклического напряжения. Однако она с успехом может быть использована для анализа раз рушения при различных условиях и режимах нагруже ния. В рамках этой модели не приняты какие-либо кон кретные дислокационные механизмы. В работе [52] ее использовали для объяснения роста усталостной трещи ны по границам зерен поликристаллического молибде на. Впереди основной трещины при достижении опре деленной концентрации напряжений возникают новые зародыши трещин, которые затем по механизму хрупко го скола соединяются с основной трещиной.
Разрыв при 100%-ном сужении площади поперечного сечения
Разрушение разрывом свойственно некоторым очень чистым металлам или сплавам в сверхпластичном со стоянии. Среди рассматриваемых механизмов разруше ния только усталостный присущ собственно усталостно му разрушению, занимая иногда большую часть поверх ности изломов пластичных материалов.
СВЯЗЬ МИКРОМЕХАНИЗМА РАЗРУШЕНИЯ СО СКОРОСТЬЮ РАСПРОСТРАНЕНИЯ УСТАЛОСТНЫХ ТРЕЩИН
В рамках линейной механики разрушения скорость распространения усталостной трещины da/dN чаще все го связывают с амплитудой коэффициента интенсивно сти напряжения Д/С уравнением (9).
Чтобы упростить расчет, Крафт и Маклинток пред ложили постоянную т принять равной 4, так как это значение часто встречается в экспериментах, а С сде лать функцией других более общих механических свойств материала.
Екобори [53], основываясь на теории зарождения усталостной трещины, предложил следующий закон рас пространения трещины:
datdN = гМ {У !йа)т, |
(13) |
где / — половина длины трещины; а — амплитуда на пряжения; е — прирост трещины за цикл; М — постоян ная материала.
Характеристики материала здесь включены в выра жения еМ и т , при этом т определяется соотноше нием
т = |
2Р |
( И ) |
|
( 1 + Р ) п К Т |
’ |
где р — показатель степени деформационного упроч
нения; п — константа, зависящая |
от других констант, |
|||
|
таких, как коэффициент Пуас- |
|||
бв> кгс/пп2 |
сона и поверхностная энергия; |
|||
К—константа Больцмана; Т— |
||||
|
||||
|
абсолютная температура. |
|||
|
Следовательно, |
в зависимо |
||
|
сти от п и р параметр m при |
|||
|
нимает |
различные |
значения. |
da/dN, пн/цикл
Рис. 18. Зависимость твердо сти (HV), временного сопротив ления <ов) и постоянной струк
Рис. 19. Зависимость da/dN |
от размаха |
|
коэффициента |
интенсивности |
напряжении |
Кт — пороговое |
ЛК: |
|
значение коэффициента |
интенсивности напряжения начала р0стп трещины; К — коэффициент интенсивно
туры (т ) от температуры от |
сти напряжения при окончательном разру |
пуска сталей 44А1 (/), 44Si (2) и |
шении. Цифрами 1—3 обозначены стадии |
44Са (3) [55] |
роста трещины / —/// |
Екобори показано, что величина т из выражения (14) равна ~ 4 . По Екобори [54], т уменьшается с увеличе нием сгв. Однако этот вывод не всегда согласуется с экс периментом. На рис. 18 приведены данные [55] по из менению (Тв, твердости и т (постоянной структуры) в зависимости от температуры отпуска для углеродистых сталей, химический состав которых представлен в табл. 4. Видно, что т не является линейной функцией ав или твердости по Виккерсу.
ТАБЛИЦА 4. ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ СТАЛЕЙ, % [55]
Обозначе ние ста лей
С |
S1 Мп |
Р |
S |
Си |
Са Р*.% Примечание |
38DN |
0,38 |
0,25 |
0,69 |
0,008 |
0,015 |
0,04 |
|
0,14 |
Вакуумирование |
|
38ND |
0,39 |
0,26 |
0,66 |
0,080 |
0,021 |
0,10 |
— |
0,25 |
Обычная техно |
|
44А1 |
|
|
|
|
|
|
|
|
логия |
|
0,44 |
0,19 |
0,65 |
0,022 |
0,026 |
0,22 |
— |
0,26 |
Раскисление |
А1 |
|
44Si |
0,45 |
0,33 |
0,73 |
0,023 |
0,013 |
0,12 0,0007 |
0,29 |
Раскисление Si |
||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
и Мп |
|
44Са |
0,44 |
0,29 |
0,65 |
0,011 |
0,015 |
0,11 |
0,0072 |
0,20 |
Раскисление |
Са |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
и Si |
|
* Р — площадь шлифа, занимаемая включениями при Х400.
Уравнение (9) обычно хорошо описывает изменение da/dN в интервале средних скоростей роста трещины обычно 10~5—10_6-М0_3 мм/цикл. Изменение log da/ /dN в зависимости от log А/С в более широком диапазо не скоростей роста трещины имеет а-образную форму [56, 57], ограничиваясь сверху и снизу значениями Кс и /Ст» соответствующих коэффициенту интенсивности на пряжения при окончательном разрушении и пороговому значению интенсивности напряжения, необходимом для начала роста трещины. На рис. 19 приведена схема из менения log (da/dN) в зависимости от log Д/С. Отчет ливо выявляются три области изменения da/dN, харак теризуемые различными значениями показателя степени т. В области da/dN от /Ст до 10-5—10_6 мм/цикл вели чина т в значительной степени зависит от состава и микроструктуры материала, среднего напряжения и сре ды испытания. Распространение трещины в этой обла-
сти значений da/dN соответствует стадии кристаллогра фического роста трещины (стадия /). Данных по зна чениям т в литературе для этой области явно недостаточно. По данным С. Е. Гуревич и Л. Д. Едидович [39, с. 36], т на участке I изменяется от 1 до 12. ■Величина da/dN на этом участке зависит не только от АК, но И ОТ /Стах [57].
Для области III (см. рис. 19) характерно разрушение со значительным вкладом микромеханизма хрупкого скола или вязкого чашечного разрушения, свойственных статическому виду разрушения. Какой из этих микро механизмов будет преобладать в зоне долома, зависит, главным образом, от положения порога хладноломкости по отношению к температуре испытания. С приближе нием /Стах к Кс скорость роста трещины становится все более чувствительной к микроструктуре и средним на пряжениям цикла [57]. Величина т для стали изменя ется от 1 до 11, а для алюминиевых сплавов от 5 до 12 (С. Е. Гуревич, Л. Д. Едидович) [39, с. 36].
В промежуточной области II распространение уста лостной трещины происходит главным образом по ме ханизму роста усталостных микрополос [57]. В сталях величина da/dN мало чувствительна к микроструктуре, внешней среде и средним напряжениям цикла. В этой области изменение log (da/dN) от log АТС остается ли нейным с т в уравнении (9) обычно от 2 до 3, по дан ным [57], и 4, по данным С. Е. Гуревич, Л. Д. Едидович [39, с. 36] и работы [54]. В литературе приводятся сведения о более широком диапазоне изменения т (от 2 до 6).
Представляется весьма полезной попытка связать величину т с микростроением усталостных изломов в зоне стабильного роста трещин. Изучению скорости рос та усталостной трещины в различных материалах, сре дах и условиях испытания посвящено значительное чис ло работ, однако большей частью эти данные не сопровождаются соответствующим анализом изломов. Следовательно, не ясно действовал один или несколько микромеханизмов разрушения. Вполне возможно, что распространение трещины на стадии стабильного роста с т в интервале от 2 до 6 происходит не только по мик ромеханизму образования усталостных микрополос. Определенная доля рассеяния данных по значениям т, по-видимому, связана с использованием исследователя
ми различных по типу образцов и схем нагружения. Это обусловливает преимущественное распространение трещин или в поверхностном, или глубинных слоях об разца. Показано [58], что отношение глубины внутрен ней трещины %к длине поверхностной трещины 2 / в за висимости от а /а т (а — амплитуда напряжения, а ат—
напряжение текучести) для сталей S 15С (0,16% |
С) |
и SCM3 (0,36% С) изменяется противоположным |
об |
разом. У стали SCM3 снижение отношения Х/2 I с уве личением о/от приводит к относительному повышению значений m для поверхностных усталостных трещин по сравнению с внутренними. В зависимости от формы об разца (корсетная или цилиндрическая с V-образным надрезом) величина пг для сталей S СМ3, S 15С и алю
миниевого |
сплава |
соответственно |
равна: 6,6; |
5,0; 4,6 |
|
(корсетная) |
и 3,6; |
6,3; 4,0 |
(V-образный надрез) [58]. |
||
Слабое |
влияние а /а т на |
отношение %/21 у |
алюми |
||
ниевого сплава согласуется |
с тем, |
что значения |
m для |
внутренних и поверхностных трещин близки. Вероятно, поверхностные и внутренние усталостные трещины рас пространяются по различным механизмам. Последнее обусловлено не только различием в напряженном со стоянии (плосконапряженное состояние или плоская деформация) между поверхностным слоем и внутрен ними слоями образца, но и различиями в структуре материала и механизме зарождения усталостных тре щин.
О. Н. Романив с сотрудниками [59] установили, что на стадии II роста трещины в низкоотпущенных сталях 50ХН и ШХ15 показатель степени m в уравнении Пэри
са составляет 2,8 и 3,6 соответственно. Рассмотрим дан ные этой работы более подробно, поскольку это одна из немногих работ, анализирующих микромеханизм разру шения в зависимости от скорости роста трещины. Обна ружена тесная связь между изменением микростроения излома по мере продвижения трещины и скоростью рас пространения трещины. Кинетические диаграммы уста лости (консольный изгиб, R = —0,33) низкоотпущенных сталей 50ХН и ШХ15 представлены на рис. 20, а. Иссле дуемые стали заметно различаются по содержанию углерода, однако скорость роста трещины в пределах значительного участка стадии I практически не разли чается. Микроструктура излома на участках, соответ ствующих этой стадии роста трещины, представлена
квазисколом. Только при достижении d a /d N = 6 -10_6 мм/ /цикл по мере увеличения Д/С темп нарастания da/dN в стали ШХ15 больше, чем в стали 50ХН. При этом на поверхности излома появляется первая отчетливо выра женная микрополоса. Ее появление связано с заметным развитием рельефа излома. Впереди фронта магист ральной трещины образуются небольшие (сепаратные по О. Н. Романиву) микротрещины, ориентированные в плоскости максимальных нормальных напряжений. Отмечено также укрупнение фасеток квазискола и уве личение размера и числа участков межзеренного разру шения. Считается, что частично траектория трещины проходит по границам кристаллов реечного и пластин чатого мартенсита.
При анализе диаграмм индивидуальных образцов сталей 50ХН и ШХ15 в координатах log (da/dN) — Д/С
обнаружено существование |
неравномерной |
скорости |
|||||||
роста трещины |
(на |
рис. 20, б |
эти |
участки |
отмечены |
||||
кружками А и Б) |
[59]. Немонотонность роста трещины |
||||||||
связана с тем, что |
транскристаллитная |
трещина при |
|||||||
|
выходе на границу зерна, ориенти |
||||||||
|
рованную под большим углом к |
||||||||
|
плоскости |
трещины, тормозится. Ее |
|||||||
|
торможение |
обусловлено |
притупле |
||||||
|
нием трещины в результате образо |
||||||||
|
вания мелких межзеренных |
микро |
|||||||
|
трещин. Дальнейший рост трещины |
||||||||
|
возможен лишь |
при возникновении |
|||||||
|
небольших по размеру лидирующих |
||||||||
|
нормальных |
микротрещин |
в теле |
||||||
АК, кгс/ммзь |
ближайшего зерна и их |
последую |
|||||||
щей коалесценции с магистральной. |
|||||||||
|
|||||||||
2 3 4 5 6 7 |
8 |
9 С(,пм |
2 |
3 4 |
5 |
6 |
|
8а, мм |
Подобный характер роста трещины сохраняется в интер вале daJdN от 6-10~в до 10-5 мм/цикл. При этом в свя зи с монотонным повышением Д/С фиксируется более легкое зарождение и развитие трещины, что проявляет ся в непрерывном увеличении скорости ее роста. Нали чие удлиненных чашек на отдельных участках излома свидетельствует о протекании в некоторых объемах коалесценции лидирующих трещин в условиях интенсив ного сдвига.
На начальном участке II стадии роста трещины мик ромеханизм роста трещины аналогичен механизму, присущему участку II неравномерного роста. Однако заметно дальнейшее огрубление рельефа излома в связи с увеличением доли межзеренного разрушения. В пре делах стадии II роста трещины наблюдается скачкооб разное увеличение процесса ветвления конца трещины, происходящее путем образования лидирующих зерно граничных микротрещин, расположенных преимуще ственно в плоскости максимальных касательных на пряжений. Дальнейший рост Д/С в пределах второго участка зависимости da/dN=f(hK) не связан с качест венным изменением микромеханизма роста, а связан лишь с более четким проявлением участия компоненты сдвига в образовании межзеренного чашечного излома.
При da/dN=lO-A мм/цикл начинается стадия III роста трещины. Ведущим микромеханизмом разруше ния на этой стадии продолжает оставаться вязкое зер нограничное разрушение. Наблюдается существенное увеличение пластически деформированного объема у вершины трещины, в пределах которого наблюдается ветвление конца трещины с помощью лидирующих мик ротрещин. Конец стадии II совпадает с началом мно жественного вязкого ветвления, распространяющегося уже на конгломераты зерен. Проведенный выше анализ позволил О. Н. Романиву сделать некоторые обобщаю щие выводы о кинетике и микромеханизме роста уста лостных трещин в низкоотпущенных сталях. Для низкоотпущенных сталей ветвление является энергети чески наиболее выгодным способом релаксации напря жений в вершине трещины. По мере роста трещины ветвление у ее вершины охватывает все более увеличи вающийся объем материала. Таким образом, в основе рассмотренных изменений микромехаиизма роста тре щины лежит наблюдаемое по мере повышения Д/С дис
кретное увеличение активационных объемов в вершине трещины, размер которых контролируется размером структурных элементов (ячейка дислокаций, мартен ситный кристалл, аустенитное зерно, конгломерат зе рен) [59].
Трактовка роста трещины как дискретного процесса, теснейшим образом связанного с параметрами структу ры и субструктуры, предполагает различную степень и уровень структурной чувствительности скорости рас пространения трещины. В связи с этим изменение ско рости распространения трещины в связи с микромеха низмом разрушения в дальнейшем будет рассмотрено более подробно.
Скорость распространения трещины существенно возрастает по сравнению с прогнозируемыми значе ниями по соотношению Пэриса (9) в случае приближе ния /Стах к критическому коэффициенту интенсивности напряжения при статическом растяжении /Сс. Для инерт ной среды Мак Ивли [14] предложил выражение, связы вающее dajdN не только с /Сс, но и с А/Ст и А/Сшах:
da __ 8 |
(д/с2—д/с?) (i + |
(15) |
dN |
|
|
Поскольку Ко является функцией состава сплава, структуры и вида разрушения, зависимость типа (15) предполагает изменение dajdN от этих характеристик.
Лол и Вейс [61, с. 61] предложили аналитическое выражение, связывающее изменение dajdN на всех трех участках распространения усталостных трещин:
(16)
где ON — максимальное напряжение в нетто-сечении; GFI<— критическое напряжение разрушения при устало сти, близкое временному сопротивлению при растяже нии или пределу усталости гладких образцов; п — пока затель циклического деформационного упрочнения; р*— постоянная Нейбера.
Величина р*, входящая в выражение (16), позволя ет объяснить существование пороговых условий при распространении усталостных трещин, что не удается сделать при использовании уравнения Пэриса. Кроме того, р*, по-видимому, отражает реальную неоднород ность структуры материала. Рассматриваемая модель