книги / Структура и усталостное разрушение металлов

я

<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