Зарождения микротрещин

При выходе волны нагрузки или волны разгрузки на поверхность тела или при столкновении двух волн напряжений друг с другом имеет место явление отражения, при этом зарождается отраженная волна нагрузки или разгрузки, распространяющаяся с конечной скоростью а0 или b в обратном направлении, образуя область возмущений отраженной волны. Эта область расположена внутри области возмущений соответствующей прямой волны и является вторичной. Она ограничена той частью поверхности тела, где имеется отражение, и фронтом отраженной волны (рис. 3, а) или фронтом отраженной волны и поверхностями фронтов прямых волн (рис. 3, б). Движение частиц тела в области возмущений отраженной волны описывается вектором скорости vOTp и плотностью ротр'. напряженно-деформированное состояние — тензором напряжений (а)отр и тензором деформаций (е)отр. Состояние тела в области возмущений может быть упругим, вязкоупругим, упругопластическим и другим и зависит от природы возмущения и физико-механических свойств материала. Волны напряжений различной природы, распространяясь в теле, взаимодействуют друг с другом, что приводит к образованию новых областей возмущений, перераспределению напряжений и деформаций

При выходе волны нагрузки или волны разгрузки на поверхность тела или при столкновении двух волн напряжений наблюдается явление отражения волн, при этом зарождается отраженная волна нагрузки или разгрузки, распространяющаяся с конечной скоростью в обратном направлении по предварительно напряженной области. Образуется

При выходе волны нагрузки на тыльную поверхность преграды происходит явление отражения, в результате которого зарождается отраженная волна нагрузки, распространяющаяся в обратном на-

Если преграда конечной толщины /г, то при достижении волной нагрузки тыльной поверхности в момент ?от = /i/а происходит явление отражения и зарождается отраженная волна нагрузки, которая распространяется со скоростью а в обратном направлении. Образуется

В момент t = I/a достижения волной напряжений правого торца стержня происходит отражение, зарождается отраженная волна напряжений. Для установления природы отраженной волны воспользуемся граничным условием свободного конца стержня: а = 0 при х -= = /. Если перемещение прямой волны «х = / (at + х), перемещение отраженной волны иа = Ф (at — х), то им соответствуют напряжения

В момент ^от = 1/а0 волна нагрузки достигает конца стержня (х — /) и отражается, в результате зарождается отраженная волна нагрузки, распространяющаяся в обратном направлении со скоростью а0. Образуется область возмущений отраженной волны нагрузки

Четвертый период процесса начинается с момента t™ln = (/™in — — /J!arp)/6', когда продольная волна нагрузки выходит на боковую поверхность в направлении /™'". В этот момент зарождается отраженная волна, распространяющаяся со скоростью с в обратном направлении, образуется область возмущений отраженной продольной волны нагрузки (рис. 83), которой соответствует тензор кинетических напряжений (Т?Рр), подлежащий определению.

В момент ?0т = ta — r\)la волна нагрузки достигает внешней поверхности сферы и отражается, зарождается отраженная волна нагрузки, которая распространяется со скоростью а в обратном направлении. При этом образуется область возмущений отраженной волны на-

В момент времени tOT, которому соответствует значение координаты 4т = (acq/a0) (rz — /"1), волна нагрузки достигает внешней поверхности г = г2 цилиндра и отражается. В этот момент зарождается отраженная волна нагрузки, распространяющаяся в обратном направлении со скоростью а0. Образуется область возмущений отраженной волны (рис. 94), ограниченная внешней поверхностью цилиндра и поверхностью г = г о т переднего фронта отраженной волны,

ней поверхности конуса и отражается, зарождается отраженная волна нагрузки, распространяющаяся в обратном направлении со скоростью а0.

Перейдем теперь к рассмотрению явлений отражения и взаимодействия волн напряжений при их распространении. В момент времени /„т = (га — rjo cos 8г/а, соответствующий значению 4т = = асд (г 2 — /i)0 cos fij/a, волна нагрузки достигает внутренней поверхности г = r-i конуса в точке К, координаты которой {г10 + 4- (г2 — ri)0 sin2 бь (г 2 — /1)0 cos 6Х sin 8J, и отражается. При этом зарождается отраженная волна нагрузки, которая распространяется со скоростью а в обратном направлении, образуя область возмущений

Было установлено, что основной металл разрушенной трубы по химическому составу соответствовал техническим условиям, однако имел пониженную ударную вязкость (при 0°С — 4,05 кгм/см2, а при минус 40°С — 3,3 кгм/см2, тогда как техническими условиями регламентируются значения не менее 8 и 3,5 кгм/см2 соответственно). Металл продольных заводских швов по химическому составу также соответствовал требованиям технических условий, а по механическим свойствам (особенно металл ремонтных швов) имел недопустимо высокое временное сопротивление разрыву (до 750 МПа при максимально допустимых по техническим условиям 690 МПа) и низкую пластичность (относительное удлинение для ремонтных швов составляло 2,9% при минимально допустимых 18%, а ударная вязкость при температурах 0 и минус 40°С — 1,45 и 0,69 кгм/см2 соответственно. В заводских продольных швах имелось много микропор и мелких шлаковых включений, являющихся источниками зарождения микротрещин, величина которых, однако, соответствовала техническим условиям. Металл поперечного монтажного шва содержал хрома на 0,18% больше верхнего допустимого предела и имел неудовлетворительные характеристики пластичности (ударная вязкость при температуре 0°С — 4,96 кгм/см2, а при минус 40°С — 1,36 кгм/см2). В связи с повышенной чувствительностью стали 14Г2САФ к перегреву в заводских продольных ремонтных швах и поперечных автоматических монтажных швах присутствовали участки металла с крупными ферритными зернами, а в зоне термического влияния — участки с мартенситной структурой. Эти участки металла имели низкую стойкость к коррозионному растрескиванию.

Исследования показывают, что размер микротрещин на линии Френча зависит от материала, структуры и вида нагружения. Достижение этой линии соответствует образованию устойчивых полос скольжения (УПС) и возникновению в них микрофещин. На рис. 29 представлены данные М. Хемпеля по построению линии необратимой повреждаемости на образцах из хромомо-либденовой стали ЗОСгМо 4 (0.35С; 0,32Si; 0,60Мп; 0,016Р; 0,006Si; 1,16Сг; 0,20Ni; 0,20Mo, вес. %) в условиях изгиба с вращением. Эти исследования показали, что размер микротрещин на линии Френча достигает 10-40 мкм, а переход через эту линию приводит к резкому увеличению длины трещины до 100 -300 мкм и более и сопровождается резким увеличением скорости ее роста. Таким образом, окончание периода зарождения микротрещин связано с достижением линии Френча, когда оканчивается кристаллографический рост трещин в пределах одного или нескольких зерен. Микротрещины длиной

вязко-хрупкого перехода (граница хрупкого разрушения показана на рис. 4.16 соответственно кривыми 8 и 9) наблюдается значительное уменьшение эквивалентной деформации (кривая 4), что может при учете обязательной перестройки структуры привести к формированию новых структур, потенциально опасных с точки зрения возможного зарождения микротрещин, например, плоских дислокационных скоплений в области линейного упрочнения [339]. В этом же, очевидно, и заключается объяснение механизма пластифицирующего действия предварительной деформации в ОЦК-металлах, согласно которому такая деформация задает достаточно большую начальную плотность дислокаций, в результате чего при повторном низкотемпературном деформировании удается избежать наиболее опасные в смысле хрупкого разрушения стадии упрочнения.

Низкие прочностные свойства окалиностойкого сплава Х20Н78Т [1] можно увеличить, например, путем создания композиции с более жаропрочным материалом в середине. На рис. 2 приведены микрофотографии поверхности трехслойных образцов состава Х20Н78Т + ВМ-1 + Х20Н78Т после растяжения их при 1000°С. Образцы после сварки имели характерную волнообразную границу раздела слоев. Приграничные участки явились очагами зарождения микротрещин уже на начальной стадии деформации при удлинении 2—3%. Процесс разрушения такого композиционного материала начинался с разрушения относительно малопластичного при этих температурах молибденового сплава в «дефектных» местах и зонах расположения хрупких фаз на границе раздела, что типично для соединений, полученных сваркой взрывом.

Поведение малолегированных однородных твердых растворов в основном аналогично поведению алюминия, однако в литых сплавах характер разрушения изменяется от транскристаллического на интеркристаллический. В пересыщенных твердых растворах неоднородность пластической деформации сохраняется, хотя микронеоднородность, по данным электронно-микроскопических исследований, уменьшается. Так, например, даже в таком высоколегированном сплаве, как А1—95% Mg, при 665=0,2% локальная деформация отдельных микрообъемов достигает 10—15%. Но в поведении этих сплавов отмечаются следующие особенности: при комнатной температуре в процессе деформирования происходит перераспределение участков с повышенной локальной деформацией, и локализация деформации возникает только после зарождения микротрещин. Это приводит к повышению работы зарождения трещин. Второй особенностью является то, что с увеличением степени легирования в литых сплавах имеет место увеличение разброса локальных деформаций по границам в сравнении с объемами зерен. В деформируемых сплавах наблюдается обратная картина. Литые сплавы разрушаются по границам зерен, в то время как в деформируемых сплавах разрушение преимущественно транскристаллическое, и развитие трещин происходит медленнее, чем в литом сплаве.

Разработана методика исследования неметаллических включений в сталях. Выяснено влияние вводимых добавок на температуру плавления сульфидных включений и определен механизм зарождения микротрещин в местах наличия неметаллических включений. Даны рекомендации по режимам раскисления стали, а также нагрева слитков под прокатку.

где V — объем материала, напряжения в котором постоянны и равны разрушающим напряжениям о, а дефекты можно рассматривать как потенциальные очаги зарождения микротрещин; V0 — элементарный объем, прочность которого равна ст0.

Исследование усталости монокристаллов ряда металлов показало, что большую часть их долговечности занимает процесс упрочнения и зарождения микротрещин [1]. Стадия упрочнения при усталостном нагружении связана с накоплением и перераспределением дефектов кристаллического строения, в частности дислокаций, т. е. с созданием характерной «усталостной» дислокационной структуры [1, 2 и др.]. С увеличением числа циклов наблюдается локализация микропластической деформации, приводящая к образованию и развитию очага усталости. По-видимому, это связано с тем, что в процессе усталостного нагружения, как и при однонаправленной деформации на стадии предразрушения, начинают проявляться коллективные свойства дислокаций ввиду их высокой концентрации в микрообъемах [3, 4]. Проявление коллективных мод микропластической деформации может сопровождаться возникновением локализованных в объеме упругих напряжений, сравнимых с теоретической прочностью материала [5]. Естественно, на этой стадии в участках локализации напряжений и деформаций могут возникать микротрещины.

Наряду с дисперсионным твердением (упрочнением в связи с образованием у'-фазы) при соответствующем легировании существенный вклад в упрочнение литейных жаропрочных никелевых сплавов вносят выделяющиеся при литье или термической обработке карбиды (1,5—2%) МС, М2зС6, МбС. Однако их роль в упрочнении может проявляться по-разному. Так, с одной стороны, карбиды обладают большей стабильностью, чем у'-фаза; располагаясь по границам зерен, карбиды упрочняют их. В то же время карбиды, образуя хрупкий зернограничный каркас, снижают тем самым пластичность сплава. Отсутствие смачиваемости карбидов расплавом ослабляет их связь с матрицей (у), а различие в коэффициентах линейного расширения у у-фазы и карбидов превращает последних в потенциальные концентраторы напряжений, которые в условиях циклических нагрузок могут стать местами зарождения микротрещин.

Можно отметить, что в области упругих деформаций наибольшие напряжения — касательные. Однако в этой области они не являются единственным фактором, влияющим на процесс разрушения [104, 105, 141] . Если ,§ыло бы так, то форма могла бы выдержать неограниченное число циклов до разрушения. Следовательно, на процесс зарождения микротрещин решающее влияние оказывают изменения в области пластических деформаций.

Эти данные говорят о том, что доминирующим является, по-видимому, механизм зарождения микротрещин вследствие контакта шероховатостей, хотя, вероятно, действует также и абразивный механизм [15]. В обоих случаях может играть некоторую роль и явление расслоения поверхности. Поскольку усталостные разрушения при этих испытаниях начинались в зоне фреттинга, а не в областях, примыкающих к зоне контакта, в этом конкретном случае механизм зарождения микротрещин вследствие трения затенялся, вероятно, другими механизмами фреттинга.