Файл: Физические основы электротермического упрочнения стали..pdf
ВУЗ: Не указан
Категория: Не указан
Дисциплина: Не указана
Добавлен: 09.04.2024
Просмотров: 246
Скачиваний: 0
зарождения и роста трещин, возникающих в результате пласти ческой деформации (рис. 148), весьма велико. Сложная последова тельность изменения состояния и структуры металла под действием внешних сил, которая включает зарождение трещин, их рост и раз рушение, предопределяется процессами пластической деформации под нагрузкой. Это принципиальное положение физики прочности, сформулированное впервые А. В. Степановым [462], является основой правильного понимания процессов разрушения.
Степень пластической деформации, предшествующая разруше нию, колеблется в чрезвычайно широких пределах: от едва фикси руемых ее признаков в квазихрупких состояниях до тысяч процен тов в сверхпластических состояниях металлов и сплавов. Этим объясняется обилие дислокационных и дислокационно-вакансион- ных механизмов зарождения и роста трещин.
На рис. 148 показаны механизмы зарождения микротрещин, основанные на взаимодействии дислокаций (вакансионные механиз мы не рассматриваются, так как они играют существенную роль лишь при высоких температурах): слияние дислокаций по Эшелби, Франку, Набарро [464, 465]; заторможенный сдвиг по Мотту и Стро [382, 466] (см. также рис. 134); вскрытие полосы скольжения по В. Н. Рожанскому и Гилману [467, 468]; зарождение трещины около малоподвижных дислокаций а (100), возникающих на пересекаю щихся плоскостях скольжения в металлах с ОЦК решеткой по Коттреллу [469, 470]; зарождение микротрещин на пересечении полос скольжения [471, 472]; сдвиг субграниц по Стро и Гилману [473, 474]; зарождение микротрещин при пересечении двойников [321, 475]; образование микротрещин на поверхностях раздела [456, 476— 479], в том числе на поверхности раздела фаз у включений. Более детальное описание этих механизмов можно найти в обзорах и мо нографиях В. М. Финкеля [457, 463], Б. И. Смирнова и В. Д. Ярошевича [480], В. С. Ивановой [481, 482], В. И. Трефилова [330, 355], Екобори [456] и др.
Макмагон и Коэн [483], тщательно изучив возможные механиз
мы зарождения |
трещин в малоуглеродистых сталях при —195° С, |
е = Ю - 2 мин~х, |
пришли к выводу что преобладающим при указан |
ных условиях механизмом зарождения микротрещин является меха низм раскрытия их в карбидных частицах под влиянием поля напря жений нагромождений дислокаций в феррите. В дисперсионно-упроч- ненных системах типа сплавов железо — углерод зарождение тре щины во второй фазе может произойти либо на поверхности раздела феррит — карбид, либо внутри карбидной частицы. В первом случае решающую роль играют силы связи на межфазной границе, во вто ром — прочность (в конечном итоге, модуль упругости и структура) самой частицы. Если размер частицы достаточно большой, чтобы ее прочность значительно отличалась от теоретической, и температу ра деформации системы — ниже порога хладноломкости материала частицы, то образование трещины хрупкого скола в частице происхо дит сравнительно легко. Так как трещина зарождается в очень
хрупком материале, то она быстро прорастает всю частицу (при этом эффективная поверхностная энергия трещины равна поверхностной энергии упов частицы) и может выйти в матрицу. Такой пе реход сопряжен с увеличением эффективной поверхностной энергии пл
от упов У вещества частицы до у п о в у матрицы, поскольку движение трещины внутри матрицы уже будет сопровождаться локальной пла стической деформацией, но при дальнейшем повышении внешних напряжений может быть достигнуто значение о*, рассчитанное по формуле (108), и произойдет разрушение. Размеры частиц могут быть столь большими, что С > С* еще в пределах частицы. При наличии таких частиц сразу произойдет хрупкое разрушение мате риала. Форма и размеры частиц имеют очень важное значение. В дисперсных сферических частицах может произойти только зарож дение трещины скола, а в больших плоских частицах трещина сра зу может достигнуть критической по Гриффитсу длины. Большое расстояние между частицами способствует зарождению трещин в частицах при меньших значениях внешнего напряжения, так как и в этом случае важна не абсолютная величина действующих в пло скости скольжения напряжений, а фактор о УL (см. стр. 203). По этому наиболее опасны пластинчатые выделения хрупких частиц на границах зерен при свободном от частиц теле зерна: L оказыва ется максимальным, трещина зарождается при малых а, размер ее (ограниченный размером частицы на стадии роста трещины) может быть больше критического и произойдет хрупкое интеркристаллитное разрушение всего образца.
Рассмотрим кратко условия квазихрупкого разрушения в метал
лах. Если |
возникло нагромождение дислокаций 6 около |
границы |
|||||
в однофазном |
или около частицы в двухфазном материале (см. |
||||||
рис. 148), то в |
соответствии с механизмом Мотта — Стро |
образу |
|||||
ется трещина при условии, что в соседнем зерне затруднена |
пласти |
||||||
ческая деформация любого вида. На N0 |
источниках |
дислокаций |
в |
||||
соседнем |
зерне |
(см. рис. 134) действует |
напряжение |
сдвига х, |
да |
||
• / L |
\V« |
|
|
|
|
|
|
« xs I-у— I |
, где т5 — напряжение сдвига от внешних сил в плоскос |
ти скольжения (сопротивление движению дислокаций не учтено). Изменение числа сорванных за время dx дислокаций dn = —dN про-
|
|
|
% |
порционально |
вероятности их старта |
N0tye к т , где г|) — час |
|
тотный |
фактор, |
QA — энергия активации старта дислокаций в со |
|
седнем |
зерне. Значит, |
|
|
|
|
— dN = CN0e k T |
dx, |
8 Движение дислокаций, необходимое для небольшого количества дислока ционных нагромождений, происходит при небольших напряжениях, меньших предела упругости. Так, в работе [484] наблюдалась микропластическая дефор мация в железе при напряжениях, составляющих 1/10 предела текучести, а в ра ботах [485, 486] зафиксировано движение дислокаций на фольге чистого ниобия при напряжениях, существенно меньших предела пропорциональности.
откуда
N = exp |
j ) e x p |
( - ^ ) |
. (109) |
c |
d T |
Обозначив In д, - = а и определив время ^ как время ожида ния сдвига первых дислокаций t* до момента образования хрупкой трещины, уравнение (109) можно записать в виде [487]
кТ |
dx = а. |
(110) |
|
Как видно из этих уравнений, переход в хрупкое состояние сильно зависит от вероятности срыва (двойная экспонента) и совершается скачком, резко, в узком температурном интервале. Одно из реше ний уравнения (110) приводит [487] к явному выражению для тем пературы перехода в хрупкое состояние Т.х , полученному Стро [382]:
Т = |
|
Од |
( Ш ) |
feln |
N' |
||
|
EL1'* |
|
|
|
|
|
|
где N' — параметр, k — постоянная Больцмана. |
|
||
Для «жестких» металлов (хрома, молибдена, вольфрама, |
возмож |
но бериллия) условие зарождения трещин является необходимым и достаточным условием хладноломкости, и поэтому уравнение (111) действительно описывает условия перехода в хрупкое состояние при транскристаллитном разрушении.
В общем виде вопрос о достаточности выполнения условия за рождения трещин для охрупчивания был решен (при континуальном описании скоплений) в работе В. Л. Инденбома [488]. Показано, что
у лидирующей дислокации в скоплении у барьера |
возникает |
||||||
особенность поля напряжений типа х~а |
(где х — координата |
вдоль |
|||||
оси трещины). Если a >-j . то трещина достигает некоторой |
мак |
||||||
симальной длины и останавливается. При |
а < - у - |
конфигурацион |
|||||
ная (по Ирвину |
[489]) |
сила, определяющая движение |
трещины, |
||||
увеличивается по |
мере |
роста трещины, |
в |
этом |
случае |
наиболее |
|
Трудным этапом является зарождение трещины. |
|
|
|
||||
Уравнение Стро (111) |
было подвергнуто |
всесторонней |
экспери |
||||
ментальной проверке. Например, его можно записать в форме |
|
||||||
|
|
*=A-B\gd, |
|
|
|
|
(112) |
|
|
X |
|
|
|
|
|
где А и В — параметры, не зависящие от d. На рис. 149 видно/что оно хорошо согласуется с экспериментом. Можно представить
уравнение (111) |
также в виде |
|
|
|
|
|
1 = |
A-Blgk, |
(113) |
|
|
7-х |
|
|
и соответствие |
его с |
экспериментом также |
удовлетворительное |
|
(рис. 150). |
|
|
|
|
Из уравнения (111) |
следует, |
что температура хладноломкости |
должна зависеть от модуля. Определенная корреляция между из менением упругих характеристик и изменением температуры хлад
ноломкости |
|
действительно |
наблюдалась экспериментально [4951. |
|||||||||||||||
|
10 |
|
|
|
|
-5 |
|
мин' |
|
\ |
|
1 |
|
" |
|
|
|
|
|
9 |
|
|
|
|
|
4 |
Am • |
|
|
|
|
|
|
||||
|
|
|
|
|
•<• |
|
|
|
У А W |
|
\ |
|
|
|||||
|
8 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||||
|
7 |
« |
А |
|
|
|
|
|
|
>\\\ |
|
|
|
|||||
|
6 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||||||
|
|
|
|
|
|
\ |
|
|
|
|
|
|||||||
|
Б\ |
|
|
Л |
|
|
|
|
|
|
|
[ А |
|
|
|
|
||
|
4\ |
|
|
2- |
• |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||
|
3 |
|
|
|
|
-2 |
|
|
° |
|
|
|
||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
V |
1 |
|
|
|
|
||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
•Л |
|
|
|
|
||
|
|
|
|
< |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
0 |
0,4 0,8 12 1,6 1дЮЧ,Ш |
|
0 |
|
2 |
|
|
4 |
|
fx1 |
|
||||||
Рис. 149. Влияние |
размера |
Рис. |
150. |
Влияние |
скорости |
|
||||||||||||
зерна на 1/Тх |
для / — вольф |
деформации на 1/Тх |
для воль |
|
||||||||||||||
рама [490], 2— Fe4-0,09%C |
фрама, |
молибдена |
и |
хрома |
|
|||||||||||||
[491], 3 — Fe + 0,17%C [491], |
[494]: |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||||||||
4 — молибдена |
[492], 5 — |
1,2 |
— соответственно |
|
дл я де |
|
||||||||||||
ниобия |
[493]. |
|
|
|
|
формированного и р е к р и с т а л л и - |
|
|||||||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
з о в а н н о г о |
(70 |
зерен |
в |
1 л * ' ) |
|
|||||
С увеличением атермической компо |
вольфрама, |
3 |
—• для деформиро |
|
||||||||||||||
ванного |
хрома,- |
4 |
|
6 |
— для мо |
|
||||||||||||
либдена |
с |
|
разным |
размером |
|
|||||||||||||
ненты |
сопротивления |
движению |
|
|
||||||||||||||
зерна . |
|
|
|
|
— |
|
|
|
|
|||||||||
дислокаций, связанной |
с загрязне |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Тк. |
||||||
нием |
матрицы |
примесями |
внедрения, |
также |
увеличивается |
|||||||||||||
Об этом свидетельствуют многочисленные экспериментальные |
дан |
ные 7 .
При движении трещины в кристалле или поликристаллическом материале может происходить частичная релаксация «сгустка» на пряжений у ее вершины вследствие пластической деформации. Еще Инглис (см. обзор [461]) показал, что для трещин эллиптической формы коэффициент концентрации напряжений около вершины
трещины составляет 1 + 2 | / ^- , где С — длина трещины, г0 —
радиус кривизны ее конца 8 . У вершины трещины, длина которой составляет, например, 2 мк, а радиус кривизны на конце — 1 А,
7 Выражение для Тх в виде (111) не позволяет в явном виде выделить атермическую компоненту, но в других известных формах уравнения Стро это воз можно.
8 Более точные решения получены советскими учеными (см. обзор [496]).