Разрушения вследствие

торов. На рис. 86 показано влияние катодной поляризации на склонность к коррозионному растрескиванию магниевого сплава МАЗ в растворе NaCl + КзС^О/. Как видно из хода кривой, с увеличением плотности тока время до разрушения возрастает, достигая наибольшего значения при плотности тока 2 а/м2.

Разрывы межатомной связи становятся необратимыми, когда объем активации достигает критической величины. В этом случае количество разорванных связей с каждым актом разрушения возрастает.

4 мкм/год при влажности 50—70 % и 90 мкм/год при влажности 100 % Наличие кислых примесей в атмосфере, особенно двуокиси серы, препятствует образованию защитных пленок на цинковом покрытии, при этом скорость разрушения возрастает с увеличением концентрации SO,, а также при совместном содержании в атмосфере сернистого газа и хлора (табл. 12).

Как показывает фрактографический анализ [426], доля межзеренного разрушения возрастает с увеличением температуры испытания', иногда вплоть до 100 %. Аналогичная зависимость наблюдается также

В частности, видно, что время до разрушения (ресурс R) может возрастать с увеличением длительности цикла, хотя число циклов при этом всегда уменьшается (кривые для значений 0<р<1— см. рис. 4,2, а и 43, а). При р^1 увеличение длительности цикла в соответствии с рис. 43, а приводит лишь к незначительному изменению времени до разрушения, а число циклов изменяется существенно. Так, для сплава ХН62ВМКЮ при испытаниях с ^тах = 900°С увеличение длительности цикла с тц=2,8 мин до тц=12 мин уменьшает Nv в 3 раза, а время до разрушения при этом увеличивается всего в 1,5 раза. На рис. 43, б приведены примеры экспериментальных зависимостей тц—R, подтверждающие данные рис. 43, а. Для сплава ХН60ВТ и стали 37Х12Н8Г8МФБ время до разрушения возрастает с увеличением длительности цикла, а для сплавов нимоник 90 и ХН77ТЮР оно изменяется несущественно. При этом, как видно из данных для сплава ХН77ТЮР, кривая тц—R может иметь минимум по оси времени.

Исследование структуры изломов с помощью сканирующего электронного микроскопа показало, что при 77 К разрушение носит характер скола при содержании никеля до 10 %, смешанный характер скольного и ямочного (крупные ямки) разрушения при 12,% Ni, а при 18 % Ni разрушение было почти полностью плоским, мелкоямочным. Максимальная вязкость разрушения, имеющая место при содержании никеля ~12% (ат.), объясняется, по-видимому, влиянием никеля, который изменяет характер разрушения и способствует сохранению большего количества остаточного аустенита. Вязкость разрушения возрастает по мере изменения характера разрушения от скольного (которое обычно характерно для хрупких материалов с низкой вязкостью разрушения) при 8—10 % Ni к преобладающему ямочному разрушению при 12 % № и выше. При содержании никеля >12% наличие остаточного аустенита приводит к снижению предела текучести, что в свою очередь снижает вязкость разрушения.

электродов при неизменных параметрах импульса (С, U = const) в интервале изменения / от 20 до 70 мм объем разрушения возрастает пропорционально I1'94, энергозатраты снижаются пропорционально I1-92, а И/1 уменьшается от 0.25 до 0.16. Зависимость у в) является

кость расплава стеклопластика становится достаточно большой, расход вещества в расплавленном виде снижается и эффективность разрушения возрастает. Это хорошо видно на рис. 9-25, где приведена зависимость доли испарения в общем количестве унесенного вещества. В отличие от кварцевого стекла параметр Г у стеклопластика с увеличением давления ре возрастает.

На рис. 8.26 показана кривая ус-талости^в координатах «напряжение — число циклов» для аморфного сплава PdsoSi2o [34]. Как видно из этого рисунка, при снижении переменного напряжения число циклов до разрушения возрастает, а примерно при 4-Ю4 циклах достигается предел усталости. Отношение предела усталости к пределу текучести в данном случае составило ~0,18 (условия испытаний были таковы, что максимальное растягивающее напряжение составляло полови-НУ от полного изменения напряжения

(/=0,68) время до разрушения возрастает с увеличением степени размерного несоответствия [55]. Как бы то ни было, теория Джеролда—Хэберкорна должна быть применима при температурах достаточно низких, чтобы рост у'-фазы оказался невозможным.

сплава, температуры и длительности испытания. С повышением температуры вероятность межзеренного разрушения возрастает (кривые 2 и 3).

Механическое истирающее воздействие на металл другого твердого тела при наличии коррозионной среды (например, зубьев шестерен, омываемых водой) или непосредственное воздействие самой жидкой или газообразной коррозионной среды (например, воды на гребные винты судов, насосы, трубы) приводит к ускорению коррозионного разрушения вследствие износа защитной пленки окислов или других соединений, образующихся на поверхности металла в результате взаимодействия со средой. К этому виду разрушения, называемого коррозией при трении, недостаточно устойчивы, например, серый чугун с повышенным содержанием углерода, оловянистые бронзы и некоторые другие материалы.

Механическое истирающее воздейсавие на металл другого твердого тела при наличии коррозионной среды или непосредственное истирающее воздействие самой жидкой среды (например, при работе греОннх винтов судов) приводит к ускорению коррозионного разрушения вследствие износа защитной окисной пленки.

В условиях жесткого нагружения образцов без концентрации напряжений процессы коррозионного и малоциклового (усталостного) разрушения идут практически независимо друг от друга, поскольку заданный цикл деформации при нагружении (рис. 6.5, а и б) сохраняется неизменным. Общее коррозионное растворение даже способствует снижению номинальных деформаций. Однако равномерное коррозионное растворение металла обычно реализуется лишь при воздействии сильно агрессивных сред. В большинстве случаев, в силу гетерогенности свойств поверхности образца, коррозия происходит локализованно. При этом в результате повышения напряжений в ослабленных коррозией участках происходит интенсификация механохимиче-ских эффектов и малоциклового разрушения вследствие повышения местных пластических деформаций.

Цель применения ингибиторов на сероводородсодержащих нефтегазовых месторождениях — обеспечение защиты оборудования и трубопроводов не только от общей коррозии, но и от наводороживания, то есть предотвращение сероводородного растрескивания и водородного расслоения металла. Именно с целью изучения защитных свойств ингибиторов от всех указанных видов разрушения вследствие сероводородной коррозии проводятся исследования в лаборатории "Надежность" Оренбургского государственного университета (ОГУ).

Вместе с тем для сварных соединений, включающих в свой состав хрупкие твердые прослойки, которые при неблагоприятном стечении обстоятельств становятся очагами разрушения вследствие исчерпания ресурса пластичности твердого металла, необходимо учитывать эффект смягчения их напряженного состояния, который приводит к вовлечению в пластическую деформацию этих прослоек при

Коррозионная эрозия и фреттинг-коррозия. Механическое истирающее или абразивное воздействие на металл другого тела при наличии коррозионной среды или непосредственное воздействие самой жидкой или газообразной коррозионной среды приводит к ускорению коррозионного разрушения вследствие износа защитной пленки продуктов коррозии. К коррозионной эрозии

Анализ данных табл. 5.17 позволяет сопоставить сопротивление материалов действию растягивающих, сжимающих и изгибающих нагрузок. При испытании на изгиб разрушение образцов происходило в зоне растягивающих напряжений. Разрушения вследствие межслойного сдвига или Концентрации напряжений в местах приложения сосредоточенных нагрузок

Аналогичное явление имело место при испытании на изгиб. Для материалов, изготовленных на основе матрицы ЛСБ, разрушение образцов происходило в растянутой зоне. Следов разрушения в сжатой зоне, как правило, не наблюдалось. Углерод-углеродные материалы на основе пека имели совершенно иной характер разрушения, который обусловлен технологическим режимом их изготовления. Для одних материалов имело место хрупкое разрушение, для других — пластическое. Материалы с углеродной матрицей не обнаруживают хрупкого разрушения вследствие постепенного расслоения волокон и микрорастрескивания матрицы [123]. Им свойственно псевдоупругопластическое поведение, что особенно наглядно проявляется в зависимости прогиб—нагрузка при трехточечном изгибе, т. е. характер разрушения углерод-углеродных материалов на сжатие и изгиб может изменяться за счет изменения исходной матрицы и технологического режима их изготовления.

Вместе с тем для сварных соединений, включающих в свой состав хрупкие твердые прослойки, которые при неблагоприятном стечении обстоятельств становятся очагами разрушения вследствие исчерпания ресурса пластичности твердого металла, необходимо учитывать эффект смягчения их напряженного состояния, который приводит к вовлечению в пластическую деформацию этих прослоек при

где В — суммарная опасность разрушения; Вх — опасность разрушения вследствие одноосного растяжения; B'v — опасность разрушения вследствие одноосного сжатия; Bxt/ — опасность разрушения от сдвига ; о*л , а'и , аху — напряжения растяжения, сжатия и сдвига; аи, а'и, о"и — нижние пределы прочности; °о> <^» °о — параметры, имеющие размерность напряжений; т — интенсивность дефектов в материале; J? — коэффициент и V — объем. Типы возможных поверхностей разрушения, соответствующие различным вероятностям разрушения, схематически представлены на рис. 5.

Известно, что вторая дисперсная фаза влияет на энергию разрушения хрупкой матрицы тремя путями. Один из них связан с пластической деформацией вследствие высоких напряжений около фронта трещины, и эта деформация поглощает энергию при развитии трещины. Явление пластической деформации обычно ассоциируется с такими вязкими материалами, как металлы и термопласты, но, поскольку энергия разрушения даже наиболее хрупких керамик и пластиков больше присущих им поверхностных энергий [2, 13], следует предположить, что развитие трещины во всех материалах сопровождается некоторой пластической деформацией. Как будет кратко показано, пластическая деформация, обусловленная ориентацией молекул, может быть в хрупких полимерах увеличена введением дисперсных частиц эластомера. Второй эффект дисперсной фазы состоит в увеличении шероховатости поверхности разрушения вследствие нерегулярной траектории продвижения трещины [37]. Поскольку при выводе уравнений для вычисления энергии разрушения предполагается, что поверхность трещины плоская, шероховатость поверхности будет увеличивать энергию разрушения. Третий эффект обусловлен взаимодействием трещины и второй дисперсной фазы и будет обсужден в первую очередь.