Разрушения проводили

ной формы и др.). Таким образом, сопротивление деформированию носит устойчивый или неустойчивый характер. Устойчивое сопротивление деформированию обычно сопровождается с ростом внешней нагрузки (например, при нагружении монотонно возрастающей силой). Переход из устойчивого в неустойчивое состояние сопровождается снижением интенсивности роста или спадом внешней нагрузки и называется предельным состоянием, а параметры, соответствующие ему, - критическими (критическая сила, деформация, напряжение, энергия). Формы потери устойчивости сопротивления деформации разнообразны, например, переход металла из упругого в пластическое состояние, локализация деформаций (шейко-образование) при растяжении, потеря устойчивости первоначальной формы при действии напряжений сжатия и др. Разрушение нередко происходит при нормальных условиях эксплуатации конструкций, когда в целом металл испытывает макроупругие деформации. Такие разрушения, как правило, реализуются при наличии дефектов и конструктивных концентраторов. Последние вызывают локальные перенапряжения и образование микротрещин. Трещины в металле могут существовать и до эксплуатации конструкции, например, холодные и горячие трещины в сварном соединении. При рабочих нагрузках, вследствие действия временных факторов разрушения, происходит медленный, устойчивый рост исходных трещин и при определенных условиях наступает период неустойчивого (быстрого) распространения и окончательного разрушения. Определение критических параметров неустойчивости росту трещин является основной задачей механики разрушения. Критерии механики разрушения, как и феноменологические теории прочности, постулируются на основании какого-либо силового, деформационного или энергетического параметра R (рис.2.7). Условием неустойчивости тела с трещиной является (быстрое распространение трещины).

Переменные напряжения не вызывают усиления общей коррозии. Ускорение разрушения происходит в результате образований трещин коррозионной усталости, развитие которых происходит аналогично коррозионному растрескиванию, но приходится на периоды растогийающих напряжений.

Значительное докрнтическое подрастание трещины возможно только в том случае, если толщина образца достаточно мала по сравнению с его шириной, деформация но толщине не запрещена полностью и в процессе докритического разрушения происходит усиленная пластическая деформация приповерхностных слоев плоского образца. Интенсивность и область распространения этой деформации существенно меняются с толщиной материала, вследствие чего даже для данной среды и температуры величина Кс, определенная па образцах различной толщины, будет существенно различной.

Кривые контактной усталости при пульсирующем контакте строятся для партии одинаковых образцов, испытанных при одинаковых средних напряжениях цикла (crzmax)m- За критерий разрушения при испытаниях по схеме «пульсирующий контакт» принимается интервал времени до образования микротрещин в зоне контакта. Но так как фиксация первой микротрещины затруднительна и при исследовательских испытаниях допустимы иные критерии разрушения, то нами рекомендуется использовать момент образования пит-тингов по контуру пятна контакта. Для более точного определения числа циклов нагружения, при котором образуются первые питтин-ги, в процессе испытания образца строится график Dn = /C/Vii)> где Dn — диаметр пятна контакта (мкм), измеряемый с помощью микроскопа, NH — число циклов нагружения (рис. 3.16). В момент ускорения питтингообразования (начало третьей стадии развития разрушения) происходит резкое увеличение пятна контакта, что означает начало разрушения при заданном уровне напряжения цикла. Определив таким образом количество циклов нагружения, при которых происходит контактно-усталостное разрушение на различных уровнях напряжений, строится график контактной усталости в координатах (Tzmax = f(Nn).

В условиях асимметричного циклического растяжения, особенно в условиях малоциклового растяжения (/? = 0), когда за счет интенсивной циклической ползучести развивается шейка, общепринято считать, что развитие разрушения происходит во внутренних объемах металла в области действия объемного напряженного состояния. В то же время в подавляющем большинстве случаев циклического нагружения, особенно при жестком нагружении, возникновение и развитие трещин происходит в поверхностных слоях. В связи с этим циклическая долговечность определяется сопротивляемостью металла возникновению трещин

Многочисленные вариации внешних воздействий на элемент конструкции с распространяющейся в нем усталостной трещиной связаны только с тремя видами напряженного состояния материала: линейным, двухосным и объемным (трехосное). Наиболее интенсивным является объемное напряженное состояние материала, когда напряжения в локальном объеме действуют по трем координатам, а развитие разрушения происходит при плоской деформации. Это ситуации минимальной затраты энергии на развитие трещины. Менее напряженное состояние материала соответствует условиям плосконапряженного состояния, когда по одной из координат материал может свободно деформироваться при его нагружении по двум другим координатам. Возможен еще случай одноосного напряженного состояния материала, когда только по одной координате действует напряжение, а вдоль двух других координат материал может свободно деформироваться.

Фрактальная размерность вошла во все константы единой кинетической кривой, которая описывает развитие усталостных трещин в металлах с учетом дискретных переходов через точки бифуркации при смене механизма разрушения в момент достижения пороговых КИН Ki_tt и Кц_щ. При смене ведущего механизма разрушения происходит смена фрактальной размерности формируемого рельефа излома. Величина фрактальной размерности для коэффициента C\s определяется

Можно полагать, что в случае разрушения матрицы от сжатия напряжения в ней достигают ее предела прочности на сжатие. В двух других случаях, как проиллюстрировано на рис. 19, на некоторых участках линии разрушения происходит расслаивание.

В работах [11, 12] описана большая программа исследования по длительной прочности прядей из монолита S-стекла и эпоксида. Испытаны по крайней мере 100 образцов при каждом из шести уровней нагрузки: 83,8; 74,5; 65,2; 50, 40 и 33% (по отношению к средней разрушающей нагрузке). Испытания оценивались полностью только при трех наиболее высоких уровнях; результаты приведены на рис. 21, где дана зависимость количества разрушенных прядей в процентах от логарифма времени. Эти данные ясно указывают на трудности, связанные с большим разбросом результатов. Например, если проследить за линией, соответствующей 50%, то можно подсчитать, что приблизительно 50% образцов разрушается через 1 ч после приложения нагрузки, составляющей 80% от максимальной разрушающей, в то время как такое же количество образцов разрушается через 55 ч при нагрузке в 70%. С другой стороны, при каждом уровне нагрузки изменение времени до разрушения происходит вплоть до трех порядков.

Анализом результатов испытаний при сложном напряженном состоянии установлено, что изменение характера разрушения происходит при разных значениях времени до разрушения: увеличение жесткости напряженного состояния ускоряет процесс' развития порообразования. В соответствии с результатами металлографического анализа характера разрушения все испытания на длительную прочность при каждом виде напряженного состояния были разделены на две группы.

Естественно предположить, что в действительности процесс разрушения происходит одновременно по трем механизмам.

В процессе испытаний на растяжение (с постоянной скоростью при комнатной температуре) через определенные промежутки времени вплоть до разрушения проводили фотосъемку деформируемого цилиндрического образца, а момент съемки фиксировали на регистрируемой диаграмме нагрузка — удлинение (рис. 4.1, а). Для всех отмеченных точек диаграммы (рис. 4.1, а) по фотографиям образца строили (рис. •*. 1, б) профилограммы (изменение диаметра образца вдоль его рабочей длины), которые затем использовались совместно с диаграммой Р — А/ для расчета распределения истинных напряжений (S) и деформаций (е) вдоль образца (рис. 4.2).

Расчет длительности разрушения проводили по полученной зависимости шага усталостных бо- i

Испытания на вязкость разрушения. Испытания на вязкость разрушения проводили при контролируемой скорости перемещения траверсы, равной 0,008 мм/с. Кривые зависимости нагрузки Р от величины смещения б были нелинейными из-за пластичности материала и стабильного роста трещины. Поэтому для построения кривых сопротивления росту трещины / и получения значений /ю был использован метод /-интеграла [6].

Определение вязкости разрушения проводили при вне-центренном растяжении на компактных образцах толщиной 12,7 мм, а скорости роста трещины усталости — на компактных образцах с боковым надрезом. Надрез на всех сварных образцах наносили по центру сварного шва в направлении ПД. Наведение предварительной усталостной трещины осуществляли при комнатной температуре и меньших нагрузках, чем в процессе последующих усталостных испытаний. Вязкость разрушения определяли методом /-интеграла [8, 9], используя методику обработки кривых сопротивления росту трещины [10]. В условиях плоской деформации вязкость разрушения /Cic подсчитывали, исходя из значений /ic, по зависимости A'lc(J)==[?/IC/(l-v2)P/2, (1)

Все испытания на вязкость разрушения проводили на компактных образцах толщиной 12,7 мм. Для испытаний использовали сервогидравлическую машину со скоростью перемещения траверсы 0,127 м/с. На всех образцах, предназначенных для испытаний, была предварительно при комнатной температуре выращена усталостная трещина при нагрузках, значительно меньших, чем используемые в процессе последующих испытаний. При испытаниях на вязкость разрушения замеряли смещение с помощью датчиков смещения с дифференциальным преобразователем, которые крепили к фронтальной поверхности образца. Все образцы, которые вырезали из круглых прутков (материал ВИ + ВД, ВД и ВИ), имели такую ориентировку, при которой трещина распространялась в радиальном направлении. В образцах, изготовленных из плоских заготовок, полученных методом ГИП, исходный надрез наносили параллельно направлению прессования.

Все испытания на вязкость разрушения проводили на компактных образцах толщиной 12,7 мм с заранее выращенной трещиной усталости. На образцах, не подвергавшихся холодной деформации, направление надреза было по возможности близким к радиальному. Направление надреза на образцах после холодной деформации было параллельно направлению деформации (ориентации образцов в соответствии со стандартом ASTM E399-74).

Испытания на вязкость разрушения проводили при 77 К на машине типа MTS, оборудованной криостатом с жидким азотом. Для испытаний использовали стандартные компактные образцы для внецентренного растяжения [4] толщиной 17,8 мм. Были испытаны: сплав Fe—12 Ni—0,25 Ti, обработанный по режимам 1 и 4 (образцы для испытаний этого сплава изготавливали из слитка II), и сталь с 9 % Ni.

Характерным примером такого подхода является проверка конструкционной прочности и оставшегося ресурса по циклической долговечности, выполненная авторами (302] применительно к аэродинамической трубе, находившейся в эксплуатации более 30 лет. Анализ работоспособности трубы с позиций механики разрушения проводили с учетом наличия в сварных швах дефектов малого размера как для мембранной части оболочки, так и для областей с высокими изгибающими напряжениями и в местах присоединения штуцеров, причем для каждой зоны определяли критический размер дефекта. На основании расчета оставшаяся циклическая долговечность этой аэродинамической трубы была оценена равной примерно 10 годам.

Как уже отмечалось, нормирование дефектов в эксплуатации не получило развития у нас в стране. Однако оценку допустимости дефектов в эксплуатации для сосудов и трубопроводов давления АЭС с использованием методов механики разрушения проводили во многих случаях.

Учитывая, что сталь 02XI8HII промышленной чистоты обладает повышенной устойчивостью к межкристаллитной коррозии в окислительных средах, изучали влияние очистки стали от марганца и серы на этот вид разрушения. Проводили коррозионные и металлографические исследования на закаленных и отпущенных образцах обычной и чистой стали 02XI8HII в кипящих растворах: 27% Ш/Ь3 + 4 г/л Сг6+, а также 70$ и 80$ НлЮ3- Не установлено заметной корреляции между склонностью стали к МКК и содержанием в ней марганца и серы.