Содержание к диссертации
Введение
Глава I. СОВРЕМЕННЫЕ ПРЕДСТАВЛЕНИЯ О ФИЗИКЕ ПРОЦЕССОВ РАЗРУШЕНИЯ ЖЕЛЕЗА И СТАЛИ 12
I. I. Теория Гриффитса. Идеальная прочность 12
1.2. Дислокационные модели хрупкого разрушения 13
1.3. Влияние структуры на механические характеристики железа и стали 16
1.4. Некоторые проблемы теории хрупкого разрушения... 24
1.4.1. Теория Стро 25
1.4.2. Модель Коттрелла 27
1.4.3. Определение главного энергетического параметра процесса разрушения - эффективной поверхностной энергии металлов 30
1.5. Температурная зависимость характеристик разрушения 33
1.6. Микроскопическая модель разрушения от зародышевых субмикротрещин 40
1.7. Некоторые особенности разрушения двухфазных
сплавов 44
1.8. Постановка задачи 50
Глава П. МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ 52
2.1. Подготовка образцов 52
2.2. Оптический и электронномикроскопический анализ.. 54
2.3. Фрактографический анализ поверхности изломов... 56
2.4. Проведение механических испытаний и обработка результатов 57
2.5. Методика испытаний на ударный изгиб 60
2.6. Некоторые методические разработки 61
Глава Ш. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ПРОВЕРКА МОДЕЛИ РАЗРУШЕНИЯ
ОТ ЗАРОДЫШЕВЫХ СУБМИКРОТРЕЩИН 63
3.1. К вопросу о размере критической трещины 64
3.2. Хрупкое разрушение железа 72
3.3. Хрупкое разрушение стали 79
3.4. Анализ литературных данных по хрупкому разрушению железа и стали с позиций модели микроскола.. 94
3.5. Влияние некоторых внешних факторов нагружения и субструктуры на величину напряжения микроскола.. ЮІ
3.6. Определение сопротивления микросколу ft материалов с большим запасом вязкости Н4
Глава ІУ. РАЗРУШЕНИЕ СТАЛЕЙ С ГЕТЕРОГЕННОЙ СТРУКТУРОЙ... 119
4.1. Влияние углерода на хрупкое разрушение стали ... 119
4.2. Модель хрупкого разрушения перлита и ее экспериментальное подтверждение 130
4.3. Условие смены механизмов зарождения микроскола сталей с пластинчатым цементитом 140
4.4. Практические рекомендации по оптимизации структурного состояния сталей с целью повышения со противления хрупкому разрушению 148
ЗАКЛЮЧЕНИЕ 152
ЛИТЕРАТУРА 155
ПРИЛОЖЕНИЯ 169
- Теория Гриффитса. Идеальная прочность
- Подготовка образцов
- К вопросу о размере критической трещины
- Влияние углерода на хрупкое разрушение стали
Введение к работе
Начиная с середины прошлого столетия в истории техники зафиксирована множество случаев катастрофических хрупких разрушений стальных конструкций - нефтепроводов, газгольдеров, паровых котлов, артиллерийского оружия, кораблей, самолетов, ракет и т.д. Уже сам масштаб этого явления и тяжелый характер его последствий не мог не привлечь внимания науки к яелєнию хрупкого разрушения, но в течение длительного времени роль науки в этих вопросах сводилась фактически лишь к сбору информации. Только с появлением фундаментальной работы А.Гриффитса / I / в 1921 г. было положено начало созданию системы научных представлений о хрупком разрушении материалов. Заслуга А.Гриффитса состояла в том, что исходя из анализа энергии, требуемой для распространения трещины, он разработал теоретические основы хрупкого разрушения с точки зрения механики сплошных сред. Большой вклад в изучение природы хрупкого разрушения внесли видные советские ученые А.Ф.Иоффе, Н.П.Давиденков, Г.В.Ужик, Я.Б.Фридман, В.М.Финкель и др. С появлением дислокационных представлений теория Гриффитса получила дальнейшее развитие благодаря основополагающим работам А.Стро / 2,3 /, Н.Петча / 4 /, А.Коттрелла / 5,6 / и др. Авторы показали, что критическое соотношение Гриффитса, в принципе справедливое только для разрушения идеально хрупких тел ( стекло, слюда, кварц и т.д.), тем не менее можно применить для описания разрушения металлов, если воспользоваться понятием эффективной поверхностной энергии Ґдф вместо значения истинной поверхностной энергии h кристаллической решетки.
Следует отметить, что к концу 50-х годов завершился один из основополагающих этапов изучения хрупкого разрушения, выразившийся в создании фундаментальных основ теории разрушения кристаллических тел в виде конкретных дислокационных механизмов зарождения хрупкой трещины / 7 /. Было принято, что хрупкое разрушение металлов происходит от микротрещин, образовавшихся в результате слияния дислокаций у достаточно сильного препятствия в полосе активной линии скольжения. Из всего многообразия дислокационных моделей зарождения хрупкой трещины наиболее обоснованным в теоретическом отношении, по-видимому, следует считать механизм зарождения трещины,разработанный А.Стро, в основе которого лежит идея исваливания"дисло-каций из заблокированного границей зерна скопления в полость трещины. Согласно этой модели / 2,3 / было получено уравнение, позволяющее связать напряжение хрупкого разрушения железа с размером зерна феррита d . При этом полагалось, что в момент зарождения трещины в скоплении имеется достаточное количество дислокаций для того, чтобы образуемая ими полость по длине заведомо превышала критическую по Гриффитсу и тем самым оказалась способной к неограниченному росту при данном внешнем напряжении. Но практическая ценность теории Стро выглядела проблематичной, так как экспериментаторы столкнулись с парадоксальным фактом - теория хрупкого разрушения находилась также в согласии с опытными значениями, полученными для случаев типично вязкого разрушения с шейкой / 3,8 /. Более того, в остатках разрушенных в полухрупкой области образцов наблюдались устойчивые трещины размером, равным диаметру зерна / 9 /, тогда как по Стро полагалось, что к разрушению приводит первая же зародышевая трещина субмикроскопических размеров. Чтобы объяснить существование в разрушенном образце стабильных трещин длиной d , А.Коттрелл предложил разделить весь процесс разрушения на этапы зарождения и распространения трещины, что привело к необходимости определения энергетических затрат процесса подрастания зародышевой трещины, связанного с наличием локальной пластической деформации у ее вершины. Оказалось, что эффективная поверх- - б - ностная энергия при хрупком разрушении металлов, понятие которой было введено Е.Орованом / 10 /, Дне.Ирвином / II / и др., значительно превышает величину истинной поверхностной энергии плоскости скола. Появившиеся впоследствии выражения для прогнозирования хрупкой прочности металлов содержали неопределенную величину эффективной поверхностной энергии, превышающую значение истинной поверхностной энергии по данным разных авторов на 2-3 порядка и, следовательно, не могли служить для более или менее точного расчета уровня напряжения, при котором происходит хрупкое разрушение.
Анализ особенностей развития пластической деформации в вершине трещины представляет собой довольно сложную задачу, которая, по-видимому, в ближайшее время решена не будет» Интересно отметить, что один из авторов понятия эффективной поверхностной энергии - А.Коттрелл - на ІУ Международной конференции по разрушению в 1977 г. выразил недоумение по поводу столь затянувшегося решения одного из основных вопросов фундаментальной части проблемы разрушения: почему даже при совершенно хрупком разрушении металлов измеряемая работа разрушения по меньшей мере на порядок превышает значение поверхностной энергии кристаллов / 12 /. В настоящее время имеется несколько подходов, цель которых заключается в снижении завышенных расчетых значений поверхностной энергии, но, к сожалению, они не дают однозначного ответа на поставленные вопросы / 13 - 15 / и проблема эта на сегодня остается нерешенной.
Еще большую сложность представляет собой картина наблюдаемая при разрушении сталей гетерогенного класса с повышенным содержанием углерода, что в частности связано с отсутствием достаточно ясного понимания роли цементита в зарождении хрупкого разрушения сталей.
Из вышесказанного следует насколько актуальным было появление модели хрупкого разрушения от равновесной зародышевой субмик-ротрещины критического размера /16, 17 /. В основе этой модели лежит фундаментальное положение, согласно которому докритическая равновесная стадия развития зародыша будущего разрушения заканчивается на том этапе роста трещины, когда она еще представляет собой субмикроскопическое образование с идеально острой вершиной, т.е. радиусом вершины равным межатомному расстоянию в кристаллической решетке. При этом наличие таких субмикротрещин, возникающих уже на пределе текучести металла, является условием необходимым, но еще недостаточным, так как хрупкое распространение идеально острой субмикротрещины, так называемый микроскол, наступает только тогда, когда размер зародышевой трещины становится критическим, т.е. удовлетворяет условию Гриффитса и истинному значению поверхностной энергии h . Такой подход позволяет применить модель Гриффитса для описания разрушения обычных поликристаллических металлов и устранить из рассмотрения трудноопределимый энергетический параметр - эффективную поверхностную энергию Ґ^ф стабильно подрастающей микротрещины. Тем самым, основным преимуществом указанной модели является возможность количественной интерпретации теории хрупкого разрушения, поскольку согласно модели микроскола и теории Гриффитса h представлена как фундаментальная константа металла.
Приведенный краткий анализ проблем, сложившихся в настоящее время в области хрупкого разрушения металлов, обусловливает научные задачи данного исследования:
Экспериментальное обоснование модели внутризеренного микроскола, как критического звена в микромеханизме хрупкого разрушения металлов.
Количественное изучение влияния структурных факторов на напряжение хрупкого разрушения железа и стали.
3. Обоснование физической модели хрупкого разрушения сталей перлитного класса и исследование закономерностей влияния параметров структуры на процесс разрушения.
Первая глава работы посвящена литературному обзору, который в соответствии с поставленными задачами охватывает основные вопросы физики хрупкого разрушения.
Вторая глава содержит сведения о материалах и методике исследований.
В третьей главе изложены результаты структурных исследований и изучения температурных зависимостей ряда прочностных и пластических характеристик железа-армко и сталей: напряжения разрушения, предела прочности, условного предела текучести и относительного поперечного сужения.
Полученные экспериментальные данные позволили подтвердить предложенный ранее / 17 / механизм зарождения микроскола в однофазных поликристаллических металлах, согласно которому к разрушению приводит зародышевая субмикротрещина, которая в момент достижения своего равновесного состояния удовлетворяет условию Гриффит-са. Экспериментально обоснована теоретически рассчитанная зависимость напряжения хрупкого разрушения железа и стали как функция структурного параметра - размера зерна а :
Ямс ~Kp'd , (1) где Кр = 18 кгс/мм ' , а " мг ~ локальное напряжение, отражающее способность металла сопротивляться хрупкому сколу в областях решетки субмикроскопических размеров. Исследования показали, что в макроскопическом плане напряжению микроскола соответствует, как и следовало согласно принятой модели, внешнее растягивающее напря- - 9 -жение разрушения бкр , измеренное при температуре вязко-хрупкого перехода.
Изучено влияние структуры на критерий хрупкого разрушения (І), в результате чего введено понятие эффективного структурного параметра, под которым следует понимать структурный элемент, определяющий длину линии скольжения и, соответственно, величину критической субмикротрещины. Экспериментально установлено, что для железа-армко эффективным параметром является ферритное зерно; для отожженной, нормализованной и патентированной сталей эвтекто-идного состава - перлитная колония; для закаленной и бейнитирован-ной сталей - мартенситный и бейнитный пакеты.
Выполнено сопоставление расчета напряжения микроскола по (I) с экспериментальными данными других авторов. Показано, что развитый здесь структурный критерий хрупкого разрушения хорошо выполняется для соответствующих материалов, необходимые данные по которым приведены в опубликованных работах.
Четвертая глава посвящена изучению хрупкого разрушения сталей эвтектоидного состава с пластинчатыми выделениями цементита. При исследовании сталей перлитного класса были обнаружены отклонения от упомянутого выше зеренного механизма зарождения микроскола. Предложен иной механизм зарождения микроскола - цементит-ный, согласно которому к хрупкому разрушению приводит субмикро-трещина, образовавшаяся в результате растрескивания цементитной пластины.
Предложен критерий хрупкого разрушения сталей с пластинчатым цементитом:
Кмс ~ Кр L-и, j (2) где Ко ss 0,78 кг с/мм ^, tu, - толщина цементитной пластины (мм).
Ввиду того, что в сталях с большим количеством карбидной фазы возможна конкуренция зеренного и цементитного механизмов зарождения микроскола, было установлено условие перехода от одного механизма скола к другому в виде критического соотношения размеров зерна и толщины цементитной пластины -.^ 550.
В конце главы приведены практические рекомендации по оптимизации структурного состояния сталей с целью повышения сопротивления хрупкому разрушению.
В заключении излагаются основные результаты, выводы по работе и вытекающие из нее практические рекомендации.
Автор защищает следующие положения:
Инициирующим актом хрупкого разрушения железа и стали с ОЦК решеткой является процесс внутризеренного микроскола, заключающийся в распространении идеально острой субмикротрещины критического размера, удовлетворяющей энергетическому критерию Гриффитса, в локальной области поликристалла вблизи границы зерна, приводящей к окончательному разрушению материала по плоскостям скола.
Напряжение макрохрупкого разрушения поликристаллического железа в условиях нагружения определяется размером критической субмикротрещины, зависящей от размера зерна феррита, что позволяет количественно интерпретировать структурную чувствительность хрупкой прочности железа и стали.
Хрупкое разрушение перлитных сталей с пластинчатым цементитом контролируется двумя конкурирующими механизмами микроскола -распространением зародышевых субмикротрещин, возникающих на границах разориентированных зерен ( зеренный механизм ) или субмикротрещин, создаваемых сколом ( срезом ) цементитных пластин ( цементит-ный механизм ). Смена конкурирующих механизмов происходит при критическом соотношении величины перлитного зерна d и толщины пластин цементита t^ . - II -
По результатам работы было опубликовано 8 статей / 143-150/. Материалы исследований докладывались на УШ и IX Всесоюзных конференциях по физике прочности и пластичности сталей и сплавов в 1976 и 1979 гг. в г.Куйбышеве, на Всесоюзном семинаре " Термическое и термомеханическое упрочнение металлов" в 1978 г. в г.Москве, на Всесоюзной конференции "Физика разрушения" в 1980 г. в г.Киеве и ряде республиканских конференций.
Работа выполнялась в соответствии с основными темами отдела физики прочности и разрушения сталей Института металлофизики АН УССР в 1976 - 1983 гг.: "Разработать физические основы упрочнения и разрушения сталей перлитного класса" (1976 - 1980гг., шифр темы 1.3.2, постановление Президиума АН УССР № 398 от 20.11. 1973г.) "Влияние структуры и напряженного состояния на разрушение конструкционных сталей" (1981 - 1985 гг., шифр темы 1.3.2.5.+ +2.24.3.1., постановление Президиума АН УССР № 604 от 25.12. 1980г.), а также в соответствии с планом комплексных научных исследований по проблеме "Физико-химическая механика хрупкого разрушения конструкционных материалов" в Украинской ССР на 1980 -1985 годы, по договору о социалистическом содружестве между ИМФ АН УССР и КиАПО в рамках темы "Изучение физической природы разрушения сталей и сплавов с гетерогенной структурой с целью создания физических основ конструкционной прочности" в соответствии с планом совместных научно-исследовательских и опытно-конструкторских работ, выполняемых НИАТ Министерства авиационной промышленности и институтами Академии Наук Украинской ССР в 1977-1990 годах, по хоздоговорным работам с Московским институтом теплотехники (1977 - 1983 гг.).
Г Л А В A I
СОВРЕМЕННЫЕ ПРЕДСТАВЛЕНИЯ О ФИЗИКЕ ПРОЦЕССОВ РАЗРУШЕНИЯ ЖЕЛЕЗА И СТАЛИ
I.I. Теория Гриффитса. Идеальная прочность.
Хорошо известно, что идеальная прочность твердых тел определяется силами межатомного сцепления и составляет от 0,05 до О,IE.
Для большинства твердых тел модуль упругости Е имеет порядок
4- 2 10 кгс/мм и поэтому, очевидно, что обычно наблюдаемые значения прочности (100-300 кгс/мм ) для значительного количества металлов далеко не соответствуют идеальной прочности. Это несоответствие впервые было разрешено А.Гриффитсом / I /, который показал с чисто механических позиций, что для разрушения тела напряжения должны достигать уровня теоретической прочности не по всему объему, а лишь в вершине острой трещины. Такая трещина под нагрузкой может стать нестабильной при сравнительно низких напряжениях и, увеличиваясь в длине, приводит, по мере СЕоего роста, к разрушению материала. А.Гриффите вывел условие хрупкого разрушения из энергетических соображений, согласно которым разрушение произойдет, когда при бесконечно малом удлинении трещины будет выделяться больше упругой энергии, чем это требуется для покрытия затрат свободной энергии на образование новых поверхностей. Напряжение разрушения оказывается равным: где у~ - поверхностная энергия, Е - модуль Юнга, С - длина разрушающей трещины.
Предложенная А.Гриффитсом теория имела ряд недостатков: - ІЗ - во-первых, она была применима лишь к идеально хрупким материалам, во-вторых, не давала ответ на вопрос о природе и механизме зарождения разрушающих трещин. Дальнейшее развитие модель Гриффитса получила лишь с возникновением дислокационной теории. Но так или иначе, все современные представления о разрушении твердых тел базируются на признании основных выводов классической теории Гриффитса.
1.2. Дислокационные модели хрупкого разрушения.
В 1937 году А.В.Степанов впервые показал / 18,19 / на кристаллах поваренной соли, что разрушению предшествует пластическая деформация. Другими словами, причина разрушения заключается в образовании зародышевых микротрещин при пластической деформации, предшествующей разрушению. Этот факт получил дальнейшее развитие в работах советских - Н.Н.Давиденкова и Е.М.Шевандина / 20 /, М.В. Классен-Неклюдовой / 21 / и зарубежных - Н.Весселя / 22 /, Д.Вуда / 23 /, Д.Лоу / 24 /, В.Оуэна / 25 / исследователей. Было показано, что пластическая деформация обязательно предшествует даже типично хрупкому разрушению. Косвенным доказательством наблюдаемого явления служат эксперименты, выполненные на ряде образцов с различными размерами зерен, которые разрушались при 78 К растяжением без явных признаков пластического течения. Оказалось, что кривая значений разрушающего напряжения совпадает со значениями предела текучести при сжатии / 24 /. Эти экспериментальные данные убедительно свидетельствуют о том, что для зарождения разрушения необходимым условием является наличие пластической деформации. Правда, это утверждение было поставлено под сомнение П.Алленом / 26 /. Он отметил несколько случаев хрупкого разрушения металлов, которые нельзя объяснить с помощью вышеизложенного подхода. Если разруше- таение зарождается всегда скольжением или двойникованием, то, как предполагается, текучесть и разрушение происходят одновременно и разрушающее напряжение должно изменяться также, как и предел текучести в зависимости от температуры, размера зерна, состава и структуры / 27 /. Но П.Аллен на примерах сплавов железа отметил снижение разрушающего напряжения в таких условиях, когда следует ожидать увеличения предела текучести. Чтобы объяснить эти факты автор / 26 / предположил, что существуют такие построения дислокаций, которые могут создать очень высокие напряжения для зарождения трещины, или же благодаря примесям происходит снижение поверхностной энергии границ зерен, что дает возможность трещине расти при очень низких напряжениях. В настоящее время, на основе дислокационных представлений, вполне определенно установлено, что микротрещины возникают в результате разрывов атомных связей в тех местах кристаллической решетки, где создаются большие локальные перенапряжения, возникшие в результате блокировки линий скольжения каким-либо препятствием, например границей зерна или частицей второй фазы или двойником . Имеется большое количество литературных данных по вопросу о возможных механизмах зарождения трещины. По мнению Ивановой B.C. / 7 / все известные дислокационные механизмы можно разделить на три группы.
К первой группе относятся модели, которые основаны на концепции скопления дислокаций в отдельных плоскостях скольжения. Эти скопления возникают при втрече движущимися дислокациями достаточно прочных препятствий, которыми могут быть границы зерен с большими углами разориентировки, инородные включения и т.д. Зародышевая трещина возникает в результате взаимодействия дислокаций в данной плоскости скольжения благодаря наличию полей упругих напряжений в голове скопления. К этой группе относятся модели Зинера-Стро /3, 28, 29 /, Баллафа-Гилмана / 30 /, Орована-Стро / ЗІ / и др. Согласно / 32-34 / вблизи головы скопления И краевых дислокаций, сжатых касательным напряжением V , возникает растягивающее напряжение ftT . Так как движению дислокаций препятствует напряжение трения T>L , то результирующее эффективное напряжение, действующее на скопление дислокаций, равно (^-^), и возникающее растягивающее напряжение имеет порядок Л ( Т - V-L ). Таким образом, условие начала разрушения имеет вид / 32 /: h(T~Ti) = &Ttop. > (1.2) где 6ТСор - теоретическая прочность на разрыв.
Ко второй группе относятся модели, связывающие возникновение микротрещин с образованием скоплений в процессе развития пластической деформации и взаимодействием дислокаций, расположенных в пересекающихся системах скольжения. Примером такой модели является теоретическая модель образования микротрещин при пересечении активных плоскостей скольжения, предложенная А.Коттреллом
Третья группа включает в себя модели, согласно которым трещины образуются в результате взаимодействия дефектов кристаллической решетки при пластической деформации. К числу таких беэбарьер-ных механизмов относятся: вакансионный механизм, в соответствии с которым зарождение трещин происходит в результате объединения цепочек вакансий, образовавшихся при движении дислокаций, механизм зарождения трещин в результате слияния дислокаций противоположных знаков и др. По мнению В.С.Ивановой наиболее интересной из этой группы является модель, предложенная И.А.Одингом / 35 /. Согласно этой модели зарождение трещины является результатом взаимодействия упругих полей напряжений, образованных дислокациями, энергия которых достигает величины соответствующей скрытой теплоте плавления.
Следует отметить, что, несмотря на значительное количество механизмов зарождения трещин, при изучении явления разрушения железа и стали наибольшее предпочтение получили модели возникновения разрушающих микротрещин, относящиеся к первой группе.
1.3. Влияние структуры на механические характеристики железа и стали.
Цель настоящего параграфа - осветить влияние, оказываемое структурой на характеристики прочности и пластичности железа и стали. Актуальность этого вопроса заключается в том, что при исследовании связи между структурой и свойствами имеют место затруднения при объяснении наблюдаемых фактов.
Не вызывает сомнений тот факт, что размер зерна является одной из наиболее важных характеристик, определяющих сопротивление металлов хрупкому разрупіению, температуру хладноломкости и условия текучести. Было показано, что с увеличением среднего диаметра зерна феррита от 100 до 400 мкм, температура, при которой наступает хрупкое разрушение малоуглеродистой стали, повышается от -125 до -60С / 9 /. Зависимость предела текучести металла от размера зерна выражается известным соотношением Холла-Петча / 65 /: &т = &І 4 КТ'^ Z (1.3) где G>t - предел текучести, Ьі - напряжение трения, Кг- постоянная, зависящая от типа и состояния границ - их "проницаемости" для дислокаций. Эта постоянная характеризует трудность передачи скольжения в соседнее зерно. Слагаемое Кт- О _ напряжение, необходимое для передачи скольжения от одного зерна к другому.
В 1946 году Е.М.Шевандин впервые предпринял попытку доказать теоретически, что сопротивление отрыву железа, также как и его предел текучести, определяется размером ферритного зерна / 36, 37 /. Автор показал, что между сопротивлением отрыву и размером зерна d должна быть зависимость типа: S0T ~ К V d , (1.4) где К - постоянный коэффициент. Вывод этой зависимости основывался на том предположении, что образовавшаяся в одном зерне трещина, доходя до границы зерна, останавливается, и дальнейшее распространение трещины возможно только под действием концентрации напряжений у ее вершины. Но предложенная Е.М.Шевандиным теоретическая зависимость расходилась с экспериментальными данными. Я.М.Потак ввел в зависимость ряд поправок / 38 /, считая, что прочность образца определяется наиболее эффективной трещиной, которая не обязательно должна быть максимальной по длине, а должна находиться в более благоприятных условиях. Исходя из этого, Я.М.Потак вывел зависимость хрупкой прочности для железа-армко в виде: ^,.- *«><* (l-b^tHifi ~>SS)> (1.5) где Орл, - сопротивление хрупкому разрушению ( отрыву ); Q - средний размер зерна в мкм; V - объем рабочей части образца в мм3.
На рис. I.I и 1.2 / 38 / сопоставлены значения сопротивления отрыву, полученные для железа и стали экспериментально и на основе теоретически полученной формулы (1.5). Совпадение результатов достаточно удовлетворительное.
В 1949 году Р.Хейденрайх / 39 / при электронномикроскопиче-ском исследовании тонких фольг деформированного алюминия обнаружил внутри зерен группы блоков размеров 1-2 мкм разориентирован-ных на малые углы ( такая структура называется ячеистой ). Ряд исследователей / 40-43 / обнаружили аналогичные образования при pasnep зерна ,пкп
Рис. I.I. Влияние размера зерна на прочность железа при хрупком разрушении. Сравнение экспериментальных ( точки ) и расчетных ( кривая ) данных /38/.
Рис. 1.2. Сравнение экспериментальных (точки) и расчетных (кривая) значений прочности различных сталей при хрупком разрушении после отжига, нормализации и неполной закалки с температуры ниже Ас^ / 38 /:
1 - закалка 730 в масло + отпуск 200;
2 - нормализация;
3 - закалка 780 в масло + отпуск 200;
4 - отжиг. деформации железа. Было показано, что уже на ранних стадиях де-' формации образуются ячейки, размер которых при дальнейшей деформации не изменяется, но плотность дислокаций при этом в границах ячеек возрастает, что сопровождается увеличением разориентации соседних фрагментов. В то же время внутренняя область ячеек характеризуется отсутствием дислокаций. При достаточно высоких степенях пластической деформации ( > 80% ) разориентация соседних ячеек достигает 2-4. При таких углах разориентировки, как показано в работах /44, 45 /, границы ячеек становятся такими же эффективными барьерами для передачи скольжения, как и границы зерен. Это обстоятельство позволило авторам / 46 - 48 / установить, что для деформированного металла удовлетворительно выполняется соотношение Холла-Петча, если вместо размера зерна в него подставить размер ячеек: бт = 4 + к-6 + *v4 ! (і.б) где К^* и./ - вклад субструктуры ( 0^- размер ячейки ); величина К^ зависит от степени разориентировки между субзернами.
Итак, можно отметить, что в разрушении железа важную роль играет не только размер зерна, но и размер субзерен, влияние которых заключается в повышении напряжения трения ( О і ) при движении дислокаций внутри кристалла.
Более сложно выглядит картина влияния структуры на хрупкое разрушение в случае гетерогенных структур. В работах /49, 50 / было установлено, что с повышением температуры изотермического превращения переохлажденного аустенита наблюдается изменение характеристик прочности и пластичности. Авторы предположили, что прочность и пластичность образующегося перлита зависит от величины межпластиночного расстояния Л . Это предположение было экспериментально подтверждено / 50 /. Далее было показано / 51 /, что прочность пластинчатого перлита определяется длиной линии скольжения Лс = 4,75 4 :
Другими словами, размер ферритного промежутка ^ , который ограничивает длину заблокированной линии скольжения, играет ту же роль, что и размер зерна в чистом металле ( рис. 1.3 ). Но изложенное выше положение хорошо выполняется для сталей эвтектоидно-го состава, когда имеется однородная структура пластинчатого цементита. В случае ферритно-перлитной смеси свойства такого материала зависят аддитивно от свойств феррита и перлита / 52 /:
При содержании небольшого количества перлита ( до 20 -30%) свойства стали ( с 0,2% С ) будут определяться величиной и субструктурой ферритного зерна / 50 /, С повышением содержания углерода ( а следовательно, увеличением доли перлитной составляющей) прочностные характеристики растут / 53 /, но вместе с тем повышается температура хладноломкости 7~х . Поэтому приходится ограничивать содержание углерода минимумом, который необходим для достижения определенного уровня прочности.
Несмотря на то, что морфология структур с пластинчатым и сфероидизированным цементитом резко отличается, тем не менее в механизмах упрочнения этих структур есть много общего. Косовский и Браун / 54 / изучая прочность предварительно деформированных ефероидизированных сталей пришли к выводу, что прочность обратно пропорциональна среднему расстоянию между карбидными частицами и диаметру ячеек дислокационной структуры. Зная это, Лиу и Гурланд
Оз9 кГ/ммг
МО /60
0 12 3 4- Ь~,мк
Рис. 1.3. Зависимость предела прочности перлитной стали и железа от длины эффективной линии скольжения /53/: - железо-армко, отжиг; - ст. 65, изотермическая закалка (патентирование); - ст. 70, электроотпуск; - сталь с 0,93%G, патентирование. /55, 56 / поставили перед собой задачу установить геометриче- ' ский параметр структуры, величина которого определяет прочность сфероидизированной стали. Они выбрали два параметра, характеризующие дисперсность стали со структурой сфероидизированного цементита: где А - среднее свободное расстояние между частицами карбидов с учетом границ зерен; (*% - средний размер карбидной частицы; N* - число пересечений на единицу длины секущей как с частицами, так и с границами зерен; N^K - число карбидных частиц, пересекаемых единицей длины, секущей; f - объемное содержание частиц, определяемое по составу стали. Было обнаружено, что зависимость прочностных характеристик от межкарбидного расстояния в стали со сфе-роидизированным цементитом такая же, как и в пластинчатом перлите. Эти работы еще раз подчеркивают решающее влияние на прочность стали параметров, характеризующих длину пути межбарьерного скольжения дислокаций.
При высоких скоростях охлаждения распад переохлажденного аустенита сопровождается мартенситным или бейнитным превращением. Продукты превращения аустенита в промежуточной области состоят в основном из -фазы, пересыщенной углеродом, карбидов различной формы и остаточного аустенита. Авторы / 57 / установили, что прочность бейнита определяется величиной кристаллов cL - фазы, формой, размерами и распределением карбидных частиц и обнаружили линейную зависимость предела текучести г от размера зерна JL -фазы О . Однако в последнее время исследователи склоняются к тому, что прочность бейнита определяется не столько величиной кристаллов Л - фазы, сколько величиной бейнитных пакетов /58, 59 /.
Превращение аустенита с формированием субструктуры верхнего бей-нита, по сравнению с нижним, приводит, как правило, к резкому понижению механических свойств и особенно сопротивления хрупкому разрушению. Это вызвано образованием грубой структуры верхнего бейнита и неполнотой этого превращения / 60, 61 /.
В настоящее время имеются экспериментальные данные, которые дают основание считать, что структурным фактором, определяющим склонность стали со структурой мартенсита к хрупкому разрушению, является мартенситный пакет, образованный почти одинаково ориентированными мартенситными "рейками" / 62 /. В закаленной и отпущенной стали имеется еще ряд факторов, способствующих повышению склонности к хрупкому разрушению, и они требуют к себе пристального внимания: природа, морфология и величина частиц второй фазы / 60, 63 /; образование немартенситных продуктов превращения / 63 /; повышенное содержание вредных примесей / 64 / и др.
Анализируя приведенные выше сведения о структурной зависимости прочностных характеристик, можно отметить, что вопрос роли зерен феррита, ячеек, перлитных колоний, мартенситных и бейнитных пакетов, частиц цементита в формировании этих свойств железа и стали сводится в конечном итоге к определению длины линии свободного скольжения дислокаций, ограниченной границами этих структурных элементов.
1.4. Некоторые проблемы теории хрупкого разрушения.
Несмотря на многообразие механизмов возникновения хрупкой трещины большинство авторов /2, 17 и др./ считают, что выбор той или иной модели не имеет решающего значения, так как почти все модели приводят к аналогичной зависимости критического напряжения зарождения трещины от длины линии скольжения ос ТИПа ( ^/" ) ' / 17 /, где Й - модуль сдвига, J поверхностная- энергия кристалла. Суть дела заключается не в механизме зарождения трещины, а в характере ее дальнейшего поведения, т.е., будет ли трещина оставаться стабильной, начнет ли постепенно подрастать или же в момент своего зарождения сразу же устремится в неограниченный рост, приводя к разрушению.
1.4.I. Теория Стро.
До настоящего времени не существует единого мнения о том, как ведет себя трещина в металлах после зарождения. А.Стро, являющийся автором наиболее полно математически обоснованной теории хрупкого разрушения / 2,3 /, полагал ( рис. 1.4 ), что в момент зарождения трещины в дислокационном скоплении всегда имеется достаточное количество дислокаций для того, чтобы образуемая ими трещина длиной С, заведомо превышала критическую длину СКр и тем самым оказывалась способной к неограниченному росту по гриф-фитсовскому механизму при данном напряжении е> . Таким образом, А.Стро считал, что разрушение должно контролироваться процессом зарождения трещины, появление которой сразу же ведет к разрушению, что для случая хрупкого разрушения можно признать приемлемым. На основе своей теории Стро получил соотношение между разрушающим напряжением скола и размером зерна / 3 /: где б - сопротивление движению дислокаций, зависящее от температуры, количества примесей, несовершенств кристаллической решетки, но не зависящее от размера зерна; (Г - коэффициент Пуассона. И хотя полученное уравнение хорошо согласуется с экспериментальными зависимостями Петча / 8 / между напряжением хрупкого
Рис. 1.4. Схема раскрытия зародышевой трещины по Стро / 2 /. М -Ы - граница зерен, S -Р - линия скольжения дислокаций в зерне I, А' - 8' и А" - В'1 -возможные линии скольжения в зерне П, <&х9 <&г , «<%-источники дислокаций, 6$ - касательное напряжение, под действием которого происходит движение дислокаций. скола малоуглеродистой стали и размером зерна феррита, все же теория Стро не лишена недостатков. Оказалось, что расчетное значение коэффициента К по (I.10) для хрупкого разрушения охватывает также данные, относящиеся к вязкому разрушению железа и малоуглеродистой стали / 16 /. Второе противоречие теории и эксперимента заключается в том, что если первая же зародившаяся микротрещина приводит к разрушению, то не находит объяснения в теории Стро тот факт, что образцы из малоуглеродистой стали, разрушенные в полухрупкой области, содержат значительное количество стабильных микротрещин размером порядка величины зерна, не участвовавших в разрушении / 9 /.
1.4.2. Модель Коттрелла.
Для того, чтобы преодолеть указанные трудности, А.Коттрелл / 5,6 / и Н.Петч / 4, 65-67 / независимо друг от друга предложили дислокационный механизм разрушения сколом, который допускает в качестве контролирующего фактора рост трещины. Сущность идеи заключается в том, что процесс разрушения подразделяется на две части: а) образование трещины путем слияния дислокаций и б) распространение трещины. Первая стадия зависит от величины критического касательного напряжения, действующего на свободные дислокации, а вторая - от величины приложенного растягивающего напряжения. Различие между этими двумя типами напряжений имеет важное значение. Коттрелл и Петч полагают, что хрупкое разрушение происходит, когда приложенные растягивающие напряжения приводят к подрастанию возникших трещин до гриффитсовских размеров. В случае же вязкого разрушения считается, что трещины не могут распространяться таким способом, но ряд таких трещин, в конце концов, сливаются в одну главную трещину, которая при дальнейшем росте прило- женного внешнего растягивающего напряжения подрастает до гриффит-совского уровня.
А.Коттрелл считает, что в железе может произойти дислокационная реакция ( рис. 1.5 ): а/г Діі/аоІ) + а/гЛіі/(Ї0І)—-afioi/(m) , при этом образуется результирующая сидячая краевая дислокация, которая обладает пониженной энергией. Если для образования зародышевой трещины требуется Ґ) дислокаций / 2 /, то величина hO. определит относительное смещение поверхностей дислокационной трещины, где (X - межатомное расстояние в плоскости трещины, и формула: <-/7-а ~ <*<р (ІЛІ) выражает собой условие перехода от устойчивого зародыша трещины к непрерывно растущей трещине / 5 /. Вместо смещения hO. можно подставить сумму смещений скольжения на конце каждой полосы скольжения, состоящей из дислокаций, нормаль к которым лежит в направлении / 001 /. Если полоса скольжения имеет длину равную диаметру зерна О и эффективное напряжение сдвига на пределе текучести равно разности Тт - Xі , где Тг - приложенное напряжение сдвига, Т'і - сопротивление решетки пластической деформации, то сдвиговая деформация составляет (7-- ) /G » а сдвиговое смещение равно О ( fT - Т^ ) / & , где Q - модуль сдвига.
Использовав условие Холла-Петча в виде соотношения {VT-T^) = / 65 /, смещение h Ol можно записать ^шКт.^Л-.и^, (1Л2) >*frw jr /м/;
Рис. 1.5. Схема разрушения сколом, ( модель Коттрелла ) /5/, - ЗО - тогда величина растягивающего напряжения, необходимого для роста зародыша, описывается выражением: <* > Я 4Г*9> . Ґ1г (і.із)
Аналогичная формула была получена Хоникомбом / 68 /: <^ = Ч}іГтП'' d ' *я0'5*- (I.I4)
Следует отметить, что модель Коттрелла, несмотря на объяс- ) в разрушении, что позволяет рассматривать ее как основу для создания требуемых структур сталей с повышенным сопротивлением разрушению сколом, не учитывает одно важное обстоятельство. Мак-Магон и Коэн / 69 /, исследуя разрушение сталей с цементитом различной дисперсности, но с одинаковыми параметрами текучести, показали, что модель Коттрелла не может быть применена в случае структур с грубыми выделениями цементита, так как опытные значения величины напряжения хрупкого разрушения значительно ниже напряжений, предсказанных по (I.I3). Причина этого, по-видимому, заключается в преобладающем влиянии растрескивания цементитных частиц на процесс хрупкого разрушения материалов, рассматриваемых / 69 /.
1.4.3, Определение главного энергетического параметра процесса разрушения - эффективной поверхностной энергии металлов.
Стадия подрастания стабильных трещин, предложенная Коттрел-лом / 5,6 /, представляет собой наиболее неясную часть физической теории разрушения / 16 /, так как в зоне концентрации напряжений у острия трещины неизбежно развивается пластическая деформация, и поэтому исчезает определенность главного энергетического пара- - ЗІ - метра, которым в случае идеально хрупкого разрушения служит поверхностная энергия /~ . Для квазихрупкого разрушения металлов Е.Орован / 10 / предложил ввести некую эффективную поверхностную энергию h3Cp , которая бы учитывала работу пластической деформации у вершины трещины. Однако все попытки использовать модифицированное уравнение Гриффитса, в котором длина трещины равна величине ферритного зерна и для теоретического расчета работы пластической деформации у вершины трещины не увенчались успехом, несмотря на целый ряд упрощений для облегчения решения задачи.
Поскольку, параметр /^ широко используется всеми исследователями, которые так или иначе занимались проблемами хрупкого разрушения / б, 68, 70, 71 /, возникла настоятельная необходимость в достаточно точном определении значения эффективной поверхностной энергии, особенно в связи с задачей прогнозирования ожидаемого напряжения хрупкого разрушения. Полученные описанным выше способом значения Ґ$ф на один-два порядка превышали значение величины истинной поверхностной энергии. Этот результат оказался довольно неожиданным - такое высокое значение /"э&э ^ Ґзоз ^^ У^с7.) должно свидетельствовать о наличии следов сильной пластической деформации в явно хрупком изломе, что противоречит экспериментальным наблюдениям. В связи с этим, был выдвинут целый ряд предположений, объясняющих непомерно высокие значения величины /^оо * А.Коттрелл связал полученное им значение /j^ равное 2* 10 эрг/см ( что на порядок больше значения /Т,ег ) с дополнительной работой, совершаемой при создании речного узора или при пересечении трещиной границ зерен / 5 /. Дж.Гилман /72/ и В.И, Трефилов с сотрудниками / 73 / исходя из того факта, что при разрушении трещина предпочтительно распространяется по границам ячеистой структуры, пришли к выводу, что выделяющаяся при этом упругая энергия дислокаций должна полностью погашать затраты на работу пластической деформации в вершине трещины. На этом основании авторы /72, 73 / предлагают использовать для расчета напряжения хрупкого разрушения значение истинной поверхностной энергии /Y,CT . Если же подставить значение^,- = КЯэрг/см , предлагаемое авторами /72, 73 / в формулу Гриффитса-Орована (I.I5), то оказывается, что экспериментально определенной величине dp должен соответствовать размер разрушающей трещины значительно меньший ( на один-два порядка ) размера зерна О , в то время как в работе / 9 / наблюдались стабильные трещины соизмеримые с размером зерна.
При исследовании хрупкого разрушения малоуглеродистых сталей с пограничными /74, 75 / и сфероидизированными / 76 / выделениями цементита Дж.Нотт обнаружил / 70 /, что расчет дает одинаковые значения А_ = 1,4 "10 эрг/см в обоих случаях, выполненный им же теоретический расчет растяжения связей в вершине трещины при ее распространении, который связан с образованием и ограниченным движением дислокаций в вершине, дал почти ту же ВЄЛИ-чину /^ = 1,0 -1,1 10 эрг/см . Это позволило Дж.Нотту предположить, что образовавшиеся и продвинувшиеся на ограниченное расстояние ( на 3 периода решетки ) дислокации совершают работу пластической деформации такой величины, которая достаточна для объяснения различия между ^ЭСр и А^ / 14 /. Между тем, не получило объяснения отмечаемое в / 14 / довольно высокое значе-ние h ** 10эрг/см для сталей с бейнитной структурой, хотя разрушения их были вполне хрупкими, если судить по характеру излома.
Итак, можно сделать еывод о том, что в настоящее время имеется несколько подходов, цель которых - либо с помощью разных предположений снизить чрезмерно высокие значения эффективной поверхностной энергии, вытекающие из расчетов по данным эксперимента, либо найти более или менее приемлемое объяснение этому факту. Но, к сожалению, в рамках традиционных подходов физики разрушения, где критическая стадия усматривается в росте микротрещин размером С = о не удается получить однозначного ответа, способного облегчить задачу прогнозирования напряжения, при котором происходит хрупкое разрушение. Устранить эти принципиальные противоречия удалось лишь на основе модели микроскола, инициируемого зародышевыми субмикротрещинами / 17 /, структурным аспектам которой посвящена настоящая работа.
1.5. Температурная зависимость характеристик разрушения.
Наиболее простая и ясная классическая схема, объясняющая переход различных материалов из пластического состояния в хрупкое, была предложена А.Ф.Иоффе / 77 /. Согласно этой схеме (рис. 1.6 ), материал ( у А.Ф.Иоффе это была каменная соль) имеет независящее от температуры сопротивление отрыву оот и сильно увеличивающийся с понижением температуры предел текучести о? Точка пересечения при температуре TV линий > от и от делит схему на две температурные области. При нагружении левее Тх напряжение в образце достигнет сопротивления отрыву раньше предела текучести, и поэтому разрушение будет хрупким. Правее температуры вязко-хрупкого перехода вначале будет достигнут предел текучести, что приведет к пластической деформации, а затем уже к разрушению. Температура вязко-хрупкого перехода не является фиксиро-
Тх Тк" Тх*
Температура
Рис. 1.6. Схема перехода от вязкого к хрупкому разрушению / ?? /: 6Т - предел текучести; 60Т- сопротивление отрыву. ( Тх< Тх# < Т^ ). ванной. Имеется много факторов - вид напряженного состояния, наличие примесей, радиационное повреждение, изменение размера зерна и другие, которые приводят к изменению предела текучести ё>г и сопротивления отрыву о от Положение кривых на схеме изменяется, и, следовательно, температура вязко-хрупкого перехода также будет изменяться ( рис. 1.6). Схема Иоффе сыграла важную роль в понимании механических свойств материалов, особенно при изучении хладноломкости металлов. Кроме того, она представляет собой первую попытку вывести температурную зависимость прочности металлов. Но вместе с этим схема Иоффе имеет и ряд недостатков:
Она относится только к однородному напряженному состоянию и не учитывает вид напряженного состояния.
Схема признает существование двух видов разрушения, но указывает, что хрупкое и пластичное разрушение материала происходит от преодоления одного и того же сопротивления разрушению и сводит, таким образом, различие лишь к разной деформации, предшествующей разрушению. Н.Н.Давиденков предложил учитывать не только два вида разрушения, но и два сопротивления разрушению: вязкий и хрупкий отрыв / 78 /. Это положило начало разграничению двух характеристик разрушения - сопротивление отрыву и сопротивление срезу. Оказалось, что каждая характеристика связана с различными по характеру напряжениями: сопротивление отрыву с растягивающими, а сопротивление срезу с касательными / 79 /.
Схема Иоффе не может претендовать на роль всеобъемлющей. Г.В.Ужик в 1950 году отметил, что результаты, полученные А.Ф.Иоффе на таком хрупком материале как каменная соль, не могут характеризовать поведение пластичного металла при снижении температуры / 80 /, и считал, что снижение температуры вызывает различные процессы и реакцию у каменной соли или любого другого материала, хрупкого или пластичного при комнатной температуре. Следовательно, результаты А.Ф.Иоффе не дают оснований утверждать, что сопротивление отрыву у пластичных металлов с понижением температуры должно оставаться постоянным. По мнению Г.В.Ужика концепция А.Ф. Иоффе о независимости сопротивления отрыву от температуры занимала лидирующую позицию из-за отсутствия надежного метода определения этой характеристики металлов при комнатной и повышенных температурах.
Сравнительно недавние работы /9, 81, 82 / свидетельствуют о более сложном, чем в схеме Иоффе, характере поведения разрушающего напряжения при испытании железа или малоуглеродистой стали в широком интервале температур. В начале шестидесятых годов Дж. Хан с сотрудниками / 9 / выполнили очень интересные эксперименты на малоуглеродистой стали, ставшие сегодня уже классическими для понимания важнейших закономерностей хрупкого разрушения. В этой работе был изучен целый спектр механических характеристик железа и малоуглеродистой стали с различным размером зерна в широком интервале температур ( -273. ..20С). Авторы обнаружили немонотонный характер разрушающего напряжения S% при понижении температуры ( рис. 1.7 )„ В зоне А образцы разрушаются вязко с характерным изломом "конус-чашечка". В области Б наблюдается заметный подъем Sk , причину которого авторы не объясняют и резкий подъем предела текучести г » обусловленный температурной зависимостью ос В то же время в области Б происходит изменение вида излома: появляются участки хрупкого скола, количество которых возрастает при приближении к границе областей Б - В. На границе Б- В происходит резкое падение разрушающего напряжения S к и относительного сужения Ц/ . Эту границу назвали температурой перехода из вязкого состояния в хрупкое Tj , но авторами не приводится объяснение физического смысла наблюдаемого спада Sr при температуре вязко-
Напряжение, к Г/мм
Относительное сушение,%
Доля волокнис- Количество растрескавшихся того излома//, зерен феррита, % хрупкого перехода. Как видно из рис. 1.7, характерной особенностью зоны В является высокая плотность микротрещин, причем большинство микротрещин имеют длину порядка диаметра зерна феррита. При температурах ниже Tj разрушение происходит целиком за счет скола, тем не менее в этой области образцы еще не вполне хрупкие - относительное сужение достигает 10-15%, наблюдается значительная разница между напряжением течения и напряжением раз рушения. В области Г напряжение разрушения и течения совпадают. Разрушение происходит при напряжении нижнего предела текучести, но не является достаточно хрупким, у/ составляет несколько процентов. В зоне Д разрушение происходит при напряжении верхнего предела текучести. Стабильные микротрещины здесь не наблюдаются, так как первая же из них приводит к сколу. И, наконец, в самой нижней температурной зоне Е, разрушение происходит при напряжениях ниже предела текучести. Авторы ряда работ / 9, 83,84/ считают, что скол здесь вызван не скольжением, а двойникованием, для которого критическое напряжение сдвига при таких низких температурах оказывается ниже, чем для скольжения.
Впервые этот эффект отметил О-Нейл / 85 / в 1926 году. Он показал, что для многих металлов причиной низкотемпературной хрупкости является двойникование. С этого времени было проведено много исследований по данному вопросу, но наибольший вклад, по-видимому, внесли Д.Халл / 86 / и Р.Хонда / 87 /, исследуя монокристаллы кремнистого железа. По мнению этих авторов некоторые типы двойных пересечений могут служить источником образования раскалывающих трещин. Д.Халл считает, что трещина образуется при пересечении только тех двойников, для которых линия двойниковых плоскостей лежит в плоскости раскола, перпендикулярной к оси растяжения. Кроме того, Р.Хонда показал, что при определенных условиях пересекающиеся двойники не могут проникать друг в друга эффективными барьерами, и один из двойников при столкновении с другим может создать высокое растягивающее напряжение перпендикулярно плоскости раскола, включающей пересечение. Но поскольку разрушение двойникованием является довольно редким случаем в сравнении с разрушением путем скольжения, так как реализуется при высокой скорости деформирования достаточно низкой температуре испытания и др., то более подробно на механизмах двойнико-вания останавливаться не будем.
Результаты, полученные в экспериментах Хана и сотрудников, позволяют сделать следующие выводы: условие зарождения микротрещины не обязательно удовлетворяет и требованиям процесса ее распространения; микротрещины зарождаются главным образом в плоскости, перпендикулярной оси растяжения, что хорошо согласуется с моделью Коттрелла; с увеличением размера зерна феррита температура вязко-хрупкого перехода Tj ( 7~х ) повышается, величина всех прочностных характеристик уменьшается, а характер поведения температурных зависимостей напряжения разрушения Sк > предела текучести от и относительного сужения У остается неизменным.
Подытоживая вышеизложенное необходимо отметить одну важную особенность - двойственный характер поведения температурной зависимости разрушающего напряжения о к . G одной стороны - слабая чувствительность S% к изменению температуры ( i> от по схеме Иоффе, рис. 1.6 ), а с другой - довольно сложный, пороговый характер изменения Sk в области Тх при снижении температуры испытаний. Попытка объяснить это кажущееся на первый взгляд противоречие будет предпринята ниже ( гл.Ш) при анализе процесса хрупкого разрушения на основе модели микроскола.
1.6. Микроскопическая модель разрушения от зародышевых субмикротрещин.
Невозможность использования рассмотренных выше моделей для количественных расчетов даже в случае хрупкого разрушения наряду с неясностью конкретных знаний величины /^лр объясняется незнанием величины разрушающей трещины С. Авторы ряда работ /6, 10, 91 / предложили несколько выражений для определения размера микротрещины, ответственной за хрупкое разрушение. Согласно этим выражениям критическая длина трещины составляет либо определенную часть величины зерна, либо равна диаметру зерна. Но это не привело к решению проблемы, так как для согласия с опытными значениями напряжения разрушения размер критической трещины должен быть на один-два порядка меньше размера зерна.
В работе / 17 / была предпринята попытка количественного описания процесса хрупкого разрушения железа на основе оригинального микромеханизма - микроскола. Суть этого механизма состоит в гриффитсовеком распространении зародышевой идеально острой еуб-микротрещины. Правомерность применения теории Гриффитса при рассмотрении разрушения металлов в рамках такой модели можно объяснить следующим образом. Зародышевая субмикротрещина представляет собой идеально острый концентратор напряжений (дефект) в кристаллическом материале. Радиус кривизны у вершины такого концентратора сопоставим с периодом решетки, а длина упруго-равновесной суб-микротрещины на два порядка меньше длины заблокированной линии скольжения / 17 /. Так как размер пластической зоны у вершины концентратора на порядок меньше размера трещины, трудно ожидать, что в таком объеме решетки встретится достаточное количество источников дислокаций, обеспечивающих возможность релаксации напряжений, создаваемых субмикротрещиной, путем пластической деформа- ции у ее вершины. Это обстоятельство обеспечивает лишь одну возможность для ее распространения - идеально хрупкий скол в микрообласти решетки. Таким образом, имеются все основания использовать уравнение Гриффитса (I.I) с истинным значением /huer для описания начальной сталий разрушения и таких материалов, как реальные металлы. При этом за ненадобностью исключается из рассмотрения малоизвестный энергетический параметр У* , что дает возможность практического расчета напряжений хрупкой прочности. В предложенной модели микроскола, в отличие от модели Стро / 2 /, процесс зарождения субмикротрещины является необходимым, но недостаточным условием разрушения. Возникновение субмикротрещин представляет собой процесс, постоянно происходящий на всех стадиях пластической деформации, и не связан с разрушением до тех пор, пока уровень внешнего растягивающего напряжения не поднимется до такой величины, при которой размер возникающей зародышевой субмикротрещины С$ будет соответствовать гриффитсовскому. Было показано, что зародышевые субмикротрещины на разных стадиях текучести ведут себя по-разному / 88 /. Вначале трещинки зарождаются как стабильные и по мере роста нагрузки растут, находясь в упругом равновесии с матрицей ( рис. 1.8, кривые I и 2 ). Но эти трещины еще не могут привести к разрушению, т.к. Cj < С^ и поэтому они находятся в стадии равновесного докритического роста. Такое зарождение субмикротрещин происходит при возрастании внешнего напряжения до некоторого критического значения RMC . Возникающая при этом напряжении субмикротрещина по своим размерам удовлетворяет условию Гриффитса и в силу этого начинает катастрофически распространяться. Таким образом, условием хрупкого разрушения является равенство зародышевой и гриффитсовской трещин С3 = 0/ / 17 Л Следовательно, чтобы получить аналитическое выражение критерия хрупкого разрушения необходимо установить Размер треицини, С
Рис. 1.8. Изменение энергии зародышевых трещин на стадии докритического зарождения и роста ( 1,2 ) и зарождение разрушающей субмикротрещины ( 3 ); <Ьу> - энергетическая кривая Гриффитса / 17 /. зависимость типа С3^/(б), поскольку зависимость Срр от внешнего напряжения < известна из формулы Гриффитса (I.I). Такой расчет был сделан в монографии / 17 /. Показано, что длина зародышевой субмикротрещины зависит от квадрата эффективного напряжения сдвига Тэ<р и квадрата длины линии скольжения X следующим образом: г - *гТТг«-П1*СлГФ2 (I.I6) где d Л 0,2,Гзд=-%, т.е. эффективное напряжение сдвига, действующее на дислокационное скопление, задержанное границей зерна, представляет собой разность между приложенным внешним касательным напряжением ^* и сопротивлением движению дислокаций Ті , * -длина линии скольжения, в случае равновесных зерен принимается равной размеру зерна d . Исходя из того, что при одноосном растяжении Г=т^ » <зоз=^-<» Поскольку своей максимальной вели-чины *э(ъ достигает на пределе текучести oT-^i+ KfO , то выражение для эффективного напряжения приобретает вид ощг ^-- і і-- К -О В соответствии с этим величина зародышевой субмикротрещины на пределе текучести будет иметь размер:
Подставив размер зародышевой субмикротрещины С$г в условие Гриффитса находим напряжение R мс , приводящее к ее лавинному росту: 4. .. *мс % ч( ТГ J *ЯН-Г)КГ u '
После подстановки в формулу (I.I8 ) известных значений / 16 / { - 1800 эрг/см2, і - 2,5 -КГмм, =2- ІО4 кгс/мм2, = 8 'Ю3 кгс/мм2, еС «0,2, f =0,25, 1СТ « 2кгс/мм2 критерий разрушения примет вид / 17 /: кмс Кри, (I.I9) где Кр » 18 кгс/мм ', а - в мм.
Интересно отметить, что в работе / 17 / проведена количественная оценка аналогичной зависимости, полученной Микином и принимает значение равное 16. Также приведены данные Лоу / 90 / экспериментальной зависимости в виде &р^ 20 и ~ ' .
На этом исчерпываются все экспериментальные данные, которые могли быть привлечены для компетентной проверки модели микроскола к моменту постановки задачи настоящей диссертации.
1.7. Некоторые особенности разрушения двухфазных сплавов.
Вопрос о природе разрушения гетерогенных сплавов, в частности перлитных сталей, в литературе изучен еще в меньшей степени, чем в случае железа или малоуглеродистых сталей.
Ряд работ Барнса и Пиккеринга / 92 /, Розенфельда, Хана и Эмбари / 52 /, Мак-Магона и Коэна / 69 / и другие, указывают на то, что сталь, содержащая цементитные включения пластинчатой формы, расположенные по границам зерен или в перлитных колониях, разрушается по механизму, отличному от механизма разрушения железа. Было показано, что наличие углерода оказывает существенное влияние на хрупкое разрушение стали: грубые карбиды облегчают скол, а дисперсные - способствуют вязкому поведению материала. Имеются данные, которые свидетельствуют о том, что уровень разрушающего напряжения в стали зависит от формы и распределения частиц цементита. Выделение цементита по границам зерна приводит к снижению сопротивления разрушению сколом, а в сфероидизированной структуре зарождение и распространение трещины оказывается затрудненным /55, 76 /. Упомянутые выше сведения о несомненном влиянии углерода на разрушение стали вызвали непосредственный интерес к процессу разрушения двухфазных сплавов. Появились различные модели разрушения сталей, в основе которых лежит растрескивание цемен-титных частиц. В работе / 93 / была предложена модель разрушения ферритно-карбидных структур. Согласно этой модели цементитные частицы ведут себя как недеформируемые длинные тонкие волокна, в то время как окружающая ферритная матрица пластически деформируется. Когда деформация достигает критической величины, цементит-ная частица разрывается, и количество высвобождаемой при этом энергии настолько велико, что зародыш трещины вонзается в матрицу и проникает на некоторое расстояние. Окончательное же разрушение контролируется ростом трещины и происходит при достижении критического значения приложенного растягивающего напряжения. Эта модель получила в литературе название "модель нагруженных волокон" .
Инициирующая роль растрескивания цементита в разрушении малоуглеродистой стали была также представлена в теории, предложенной Е.Смитом / 75 /. По Смиту карбидная прослойка шириной Со » расположенная на границе зерна, подвергается воздействию напряжения, вызванного скоплением дислокаций длиной а . В карбиде возникает трещина, если выполняется соотношение ** = (*'*0*Ніїїіт-Ґ' а-20) где h - поверхностная энергия карбидной частицы.
Если предположить, что работа, требуемая для распространения трещины из карбида в ферритную матрицу недеформированного -зерна ( эффективная поверхностная энергия /^ ), превышает величину h , то разрушение при напряжении, равном пределу текучести, контролируется зарождением трещины при условии: ^=ft-n;>(^r^/V (I.2I)
Смит показал, что если *дф при достижении предела текучести лежит между предельными значениями, определяемыми формулами (1.20) и (I.2I), то критерий для контролируемого ростом трещины разрушения принимает вид:
Если вклад дислокаций (второе слагаемое) отсутствует, то уравнение (1.22) преобразуется в следующее: что аналогично уравнению Гриффитса (I.I).
Количественные предсказания модели Смита были подтверждены результатами Г.Оутса / 74 /, полученными при испытании углеродистой и марганцевой сталей, имеющих одинаковые размеры зерен, но разную толщину межзеренных карбидных прослоек. В работе делается вывод о том, что наличие грубых карбидов приводит к низким уровням разрушающих напряжений.
Как уже отмечалось, самым проблематичным моментом в любой теории разрушения является правильный выбор размера трещины, приводящей к разрушению. Знание ее величины, а также величины поверхностной энергии h дает возможность количественно проверить любую модель. В качестве такой трещины, как правило, выби- _ 47 - рают наибольшую из имеющихся или возникающих в металле трещин. Удвоенная толщина цементитной пластины по Коэну и Вуцкевичу /94/ не вызывает возражений, но требует по мнению авторов / 95 /, некоторого уточнения. Было отмечено, что цементитные частицы в тонкопластинчатом перлите деформируются совместно с ферритом, и испытывают срезы и сдвиги вдоль линий скольжения в перлите (рис. 1.9) / 52, 96 /. Поэтому величина трещины в цементите должна соответствовать не толщине самой пластины 1ц, , а ее размеру в направлении сдвига под некоторым углом ( рис. 1.10). Поскольку известно, что эффективная плоскость скольжения в феррите в 4,75 раза больше ферритного промежутка ^ / 51 /, длину косого среза в цементите следует представить в таком же соотношении с его толщиной t и, . Таким образом, величина наибольшей трещины, которую образуют две половины срезанной пластины цементита, должна составить 2 4,75 fa, или С и, Л ЮІЦ .
Рассмотренные выше модели, в основе которых лежит растрескивание цементитных частиц, не могут быть использованы для корректного расчета напряжения хрупкого разрушения, так как они предполагают стадию подрастания микротрещины до критического размера, что неизбежно приводит к определению работы пластической деформации у ее вершины, т.е. к введению трудноопределимого энергетического параметра /? . Более того, указанные модели используются, как правило, для описания хрупкой прочности малоуглеродистых сталей, в то время как в литературе отсутствуют сведения о механизмах хрупкого разрушения сталей эвтектоидного состава, имеющих широкое промышленное применение.
Таковы литературные сведения о проблемах, сложившихся при изучении процессов хрупкого разрушения железа и стали.
Рис. 1.9. Растрескивание (срез) цементитных частиц под действием пластической деформации /52/.
Рис. I.10. Схема соотношения между толщиной цементитной пластины Іи, и величиной гриффитсовской трещины С г в перлите / 51 /.
1.8. Постановка задачи.
Как следует из анализа литературных данных, к настоящему времени накоплен большой экспериментальный и теоретический материал в области хрупкого разрушения железа и сталей. Весьма подробно исследованы механизмы зарождения хрупкой трещины. Значительное количество работ посвящено моделям хрупкого разрушения железа и малоуглеродистых сталей. В то же время следует отметить, что абсолютное большинство моделей охрупчивания материала предполагают стадию подрастания зародышевых трещин до критического размера. Принято считать, что в основе хрупкого разрушения лежит нестабильный рост микротрещин, соизмеримых с размером зерна, но такой подход приводит к введению энергетического параметра А^ » который связан с учетом пластической деформации у вершины подрастающей микротрещины. Тем не менее до настоящего времени отсутствует единое мнение исследователей о величине эффективной поверхностной энергии /рф » поэтому модели хрупкого разрушения, содержащие трудноопределимый параметр А^ , не могут быть использованы для корректного расчета хрупкой прочности материалов. Поскольку выбор корректно сформулированной модели может иметь решающее значение для выяснения физической природы разрушения металлов, то становится ясной необходимость и целесообразность постановки систематических экспериментов по изучению влияния структуры на сопротивление хрупкому разрушению поликристаллических материалов. В то же время в понятие структуры стали, наряду с зерном, входят и такие эксперименты, как количество, размеры и форма карбидных частиц, роль которых в хрупком разрушении оказывается неясной. Практика показала, что повышенное содержание углерода в сталях оказывает отрицательное воздействие на характеристики разрушения материалов, в частности, на напряжение хрупкого разрушения. Известно, что источником разрушения сталей эвтектоидного состава в ряде случаев служит цементитная фаза, но в литературе совершенно неосвещен вопрос каким образом протекает процесс хрупкого разрушения таких материалов. Решение этого вопроса оказало бы большое влияние на прикладные стороны использования сталей перлитного класса, имеющих широкое промышленное применение. В связи с необходимостью получить ответы на все эти вопросы была осуществлена постановка систематических экспериментов по количественной проверке и обоснованию модели микроскола, как ключевого звена в микромеханизме такого сложного явления, каким является хрупкое, или точнее говоря, квазихрупкое разрушение углеродистой стали.
Учитывая состояние изучаемого вопроса в литературе и актуальность проблемы в части количественного описания процесса хрупкого разрушения в связи со структурой стали цель диссертационной работы можно сформулировать следующим образом: исследование закономерностей структурной зависимости хрупкого разрушения железа и стали, обеспечивающих возможность количественного прогнозирования величины сопротивления хрупкому разрушению в рамках модели внутризеренного микроскола.
В соответствии с целью настоящего исследования был поставлен ряд научных задач, которые изложены во введении.
Теория Гриффитса. Идеальная прочность
Хорошо известно, что идеальная прочность твердых тел определяется силами межатомного сцепления и составляет от 0,05 до О,IE.
Для большинства твердых тел модуль упругости Е имеет порядок 4- 2 10 кгс/мм и поэтому, очевидно, что обычно наблюдаемые значения о прочности (100-300 кгс/мм ) для значительного количества металлов далеко не соответствуют идеальной прочности. Это несоответствие впервые было разрешено А.Гриффитсом / I /, который показал с чисто механических позиций, что для разрушения тела напряжения должны достигать уровня теоретической прочности не по всему объему, а лишь в вершине острой трещины. Такая трещина под нагрузкой может стать нестабильной при сравнительно низких напряжениях и, увеличиваясь в длине, приводит, по мере СЕоего роста, к разрушению материала. А.Гриффите вывел условие хрупкого разрушения из энергетических соображений, согласно которым разрушение произойдет, когда при бесконечно малом удлинении трещины будет выделяться больше упругой энергии, чем это требуется для покрытия затрат свободной энергии на образование новых поверхностей. Напряжение разрушения оказывается равным: где у - поверхностная энергия, Е - модуль Юнга, С - длина разрушающей трещины.
Предложенная А.Гриффитсом теория имела ряд недостатков:во-первых, она была применима лишь к идеально хрупким материалам, во-вторых, не давала ответ на вопрос о природе и механизме зарождения разрушающих трещин. Дальнейшее развитие модель Гриффитса получила лишь с возникновением дислокационной теории. Но так или иначе, все современные представления о разрушении твердых тел базируются на признании основных выводов классической теории Гриффитса.
Подготовка образцов
Исследуемые стали поступали в виде катанки диаметром 4,0-8,0 мм. Далее заготовки подвергались скоростной нормализации для облегчения последующей деформации волочением ( со скоростью 2 м/мин) до исходного размера (3,0 мм) на волочильном стане.
Форма и размеры образцов, предназначенных для испытаний на ударный изгиб и растяжение до разрушения в широком температурном интервале ( от комнатной до температуры кипения жидкого гелия ) на машине УН-2,5, представлены на рис. 2.1. При проведении сравнительных экспериментов, с целью исключения влияния масштабного фактора, образцы изготавливались одинакового размера. И завершал стадию подготовки образцов к исследованиям тот или иной вид термообработки, определяемый целями эксперимента. Так, для получения набора состояний, отличающихся размерами зерен феррита, исследуемые материалы подвергались отжигу в интервале температур, при различных временах выдержки в защитной среде аргона. Различная степень дисперсности перлита достигалась нормализацией или патентированием ( изотермической закалкой ). Закалкой с отпуском и бейнитированием варьировался размер мартенситных и бейнитных пакетов.
class3 ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ПРОВЕРКА МОДЕЛИ РАЗРУШЕНИЯ
ОТ ЗАРОДЫШЕВЫХ СУБМИКРОТРЕЩИН class3
К вопросу о размере критической трещины
Каждая из упомянутых ранее моделей хрупкого разрушения (A.GTpo /3/, А.Коттрелла /5/, Н.Петча /4/ и др.) предполагает то или иное выражение для определения размера гриффитсовской трещины Срр . Но все они, как мы уже отмечали в 1.6, больше пригодны лишь для оценки, а не для количественных расчетов напряжения хрупкой прочности. В последнее время широкое распространение получило представление о том, что хрупкое разрушение инициируют микротрещины, длина которых соизмерима с размером зерна феррита d / 9, 71, 90, 91, 102 /. Впервые такие микротрещины были обнаружены Д.Лоу / 90 / в хрупко разрушенных образцах железа. Затем Дж.Хан с соавторами / 9 / показал, что количество зерен феррита с микротрещинами, размер которых близок к размеру ферритных зерен, достигает максимума при температуре 7 и составляет примерно 2% от общего числа зерен ( рис.3.1). При дальнейшем снижении температуры до Т количество зерен с микротрещинами уменьшалось до нуля. Авторы / 9 / полагают, что вблизи температуры Тх когда напряжение разрушения &р и предел текучести э7 практически совпадают, скол возникает от одной из имеющихся микротрещин, соизмеримых с диаметром зерна феррита d . При температурах ниже Т микротрещины не наблюдались и, следовательно, как считают авторы / 9 /, к разрушению приводит первая же возникающая на пределе текучести и подрастающая до размера d трещина, что находится в полном соответствии с теорией Стро / 3 /.
Влияние углерода на хрупкое разрушение стали
Исследуя хрупкое разрушение нормализованных сталей с содержанием углерода от 0,11 до 0,9%, К.Варне и Ф.Пиккеринг / 92 / показали, что с увеличением количества перлитной составляющей температура хладноломкости Тх повышается, температурный интервал перехода от вязкого к хрупкому разрушению расширяется, а работа разрушения уменьшается (рис.4.I). Несмотря на исключительно большое внимание, проявляемое в литературе к вопросу о неблагоприятном влиянии углерода на пластические свойства стали, до сих пор нет однозначного объяснения вредному воздействию углерода на хладноломкость стали. Дело значительно усложняется в случае неоднородных структур, если наряду с пластинчатыми выделениями цементита имеются поля свободного феррита, так как до настоящего времени еще нельзя сказать достаточно уверенно - какая структурная составляющая несет ответственность за хрупкое разрушение "смешанных" структур. Так, К.Варне и Ф.Пик-керинг обнаружил / 92 /, что фасетки хрупкого скола в изломах феррито-перлитных сталей всегда соответствовали размерам областей свободного феррита, а не перлитной колонии, в то время как В.П.Лазько / 128 / утверждает, что с увеличением количества перлитной составляющей в сталях с аналогичным составом по углероду, влияние ферритного зерна на разрушение значительно уменьшается. Дж.Хан, А.Розенфельд и Д.Эмбари в обзоре, посвященном разрушению перлитных сталей / 52 /, также склонны считать, что величину напряжения скола определяет размер зерна феррита. К этому выводу авторов побудили результаты экспериментов Д.Увира и др. / 129 /, изучавших влияние содержания углерода и морфологии карбидов на напряжение хрупкого разрушения (рис.4.2). Анализируя данные, представленные на рис. 4.2, нетрудно прийти к выводу, что количество цементитной фазы само по себе не является причиной охрупчивания стали, т.к. с изменением содержания углерода от 0,2 до 1,0% напряжение хрупкого разрушения остается неизменным. Кроме того, следует отметить (рис. 4.2), что перевод цементитных частиц из пластинчатой формы в сфероидизиро-ванную приводит к значительному повышению сопротивления отрыву, о чем свидетельствуют эксперименты Д.Ходгсона и А.Тетельмана / 130 /, С.Лиу и Д.Гурланда / 55, 58 /.
