Зарождение усталостных

Зарождение разрушения сколом связано с образованием в материале внутренних или наружных дефектов типа трещин, если таковых не имеется в готовом виде. Связь между длиной дефекта и разрушающим напряжением устанавливается соотношением Гриффитса (5.1). Размер дефекта — трещины, предшествующей сколу — зависит от температуры. Температурную зависимость размера с таких трещин, как показывают измерения, выполненные в работе [380], можно представить в виде

Разрушение лопатки (условный № 2) другого двигателя произошло в срединной части по ее перу на расстоянии около 90 мм от замковой части (рис. 11.26). Трещина имела многоочаговый характер зарождения. Очаги были расположены в срединной части сечения и характеризовали зарождение разрушения лопатки от дефекта материала металлургического происхождения. Распространение трещины происходило по направлению к корыту лопатки, в котором выявлено некоторое снижение скорости роста трещины за полет на основе измерения расстояний между усталостными линиями.

Протяженность области концентрации напряжений de или пластической зоны dp в слоистых композитах с упругими или пластичными матрицами определяет область влияния неоднородности напряженного состояния, вызванной разрушением одного или более находящихся рядом армирующих элементов. Как только произойдет разрушение с образованием трещины, как показано на рис. 4 и 5, напряжения в двух элементах с каждой стороны ее на длине 8 = 2d возрастут по сравнению с номинальным напряжением всюду вне этой области. Наиболее вероятно, что дальнейшие процессы разрушения будут локализованы в этой полосе длины 8 и сопровождаться развитием существующей зародышевой трещины. Следовательно, как отметили впервые Гюсер и Гурланд [12] и широко использовал Розен с соавт. [30], нагруженный слоистый композит полной длины L можно рассматривать как ряд из п = — L/8 статистически независимых соединенных звеньев, как показано на рис. 6, в каждом из которых может независимо происходить зарождение разрушения и процесс его развития.

Испытания проводили на копре с вертикально падающим грузом и запасом энергии 5 кДж. Методика испытаний аналогична общепринятой на трубных заводах. Результаты испытаний и характер разрушения показаны на рис. 3. При прессованном надрезе зарождение разрушения в основном хрупкое, с последующим переходом в вязкое,: а при резаном — вязкое с последующим переходом в хрупкое. С понижением температуры испытания до температуры, соответствующей 30—40 % волокна в изломах, зарождение разрушения хрупкое независимо от способа нанесения надреза.

образцов ИПГ при резаном и прессованном надрезах зависит от пластических свойств стали, их чувствительности к надрезу. Для стали 14Х2ГМР способ нанесения надреза не влияет на результаты испытаний. Зарождение разрушения хрупкое. При испытании стали 09Г2СФ прессованный надрез сдвигает сериальную кривую в область повышенных температур на 10—12 °С. Сталь 16Г2АФ занимает промежуточное положение.

Сложная конструктивная форма, неоднородность механических характеристик металла в различных зонах и наличие остаточных напряжений существенно затрудняют расчетное определение малоцикловой прочности сварных соединений. Поэтому для изучения действительной работы сварных соединений при циклическом упругопластическом деформировании и оценки их долговечности целесообразно проведение испытаний крупномасштабных фрагментов тех зон оболочки, в которых зарождение разрушения наиболее вероятно. Форма образцов и способы их нагружения должны быть максимально приближены к реальным условиям и должны

В 1960-х и 70-х гг. появились первые работы [1, 2], показавшие, что можно свести к минимуму напряжения, действующие на слабые границы зерен при повышенных температурах, если выстроить эти границы параллельно оси главного действующего напряжения; тем самым можно затормозить зарождение разрушения и увеличить долговечность сплавов в условиях ползучести. Обычно процесс направленной кристаллизации используют для того, чтобы сориентировать границы зерен параллельно направлению кристаллизации. В результате формируется микроструктура, состоящая из столбчатых зерен, и все они параллельны направлению кристаллизации (как в стойке для тростей). У каждого из этих зерен низкомодульное направление <001> ориентировано параллельно оси зерна, но в пределах зоны <001> кристаллографические направления могут меняться как угодно. Путем небольшого изменения процесс направленной кристаллизации приспособлен для получения монокристаллических изделий, вообще не содержащих границы зерен [3—5]. При таком состоянии суперсплавов их низкомодульная кристаллографическая ориентировка <001> также параллельна направлению кристаллизации, а вторичная ориентация в плоскости, перпендикулярной направлению кристаллизации, носит случайный характер. Если пользоваться затравками, возможны другие главные и вторичные ориентировки. Три вида кристаллизации — при обычном литье, при получении структуры столбчатых зерен и выращивании монокристалла — представлены на рис. 7.1 тремя турбинными лопатками, которые были подвергнуты макротравлению.

Зарождение разрушения

В некоторых методах затраты энергии на зарождение разрушения сводят к минимуму путем увеличения остроты надреза, а уменьшение полной работы разрушения обеспечивают созданием поверхностных (боковых) надрезов, чтобы устранить губы среза. Работу пластической деформации в зоне сжатия при изгибе, уменьшают вставляя в образец прочные вкладыши.

разрушения волокон. Поверхность излома бора показана на рис. 8 и 9. На рис. 8 виден типичный характер разрушения высокопрочного волокна, которое начинается в середине стержня из борида вольфрама. На рис. 9 представлены изломы волокон бора, иллюстрирующие зарождение разрушения на поверхности, которое может быть вызвано повреждениями поверхности волокна. На этих ' поверхностях изломов можно найти места зарождения трещин путем последовательного прослеживания линий распространения разрушения до точки их возникновения.

Характеры разрушения железа и малоуглеродистой стали в основном подобны. При —196 °С микротрещины скола образуются практически в любом месте структуры. При 0°С зарождение трещин происходит только на наблюдаемых дефектах структуры: включениях, границах зерен, двойниках. Развитие разрушения при указанных температурах связано с образованием полостей в зонах интенсивного растрескивания и их слияния в небольшие микротрещины. При температуре 400 °С зарождение разрушения в железе происходит на выделениях цементита, в стали Ст.З — на сульфидных включениях. Растущие повреждения имеют форму вязких микротрещин. При температуре 800 °С (см. рис. 5.11, а) трещины в железе зарождаются на выделениях и включениях в феррите, в стали Ст.З — в основном на сульфидных включениях. Процесс разрушения становится более вязким, т. е. сопровождается значительными местными пластическими деформациями. В железе начинают образовываться микроразрушения в виде сферических пор. Для стали 12Х18Н10Т при всех температурах испытания повреждения в виде пор концентрируются на карбидных включениях путем отделения матрицы материала от включения. При температуре —196 °С наблюдается (см. рис. 5.11,6) образование мартенсита во всем объеме образца. При О °С мартенситное превращение происходит лишь

В условиях циклического деформирования могут наблюдаться те же механизмы зарождения трещин, которые свойственны и другим видам нагру-жения: механизм слияния дислокаций, механизм заторможенного сдвига, механизм вскрытия полосы скольжения, механизм Коттрелла - зарождение микротрещин на пересечении полос скольжения, образование субмикротре-щин на краю субграницы, образование трещин при взаимодействии двойников, возникновение микротрещин на поверхностях раздела. Во многих случаях невозможно провести четкую грань между различными вариантами и исключить еще серии механизмов, не укладывающихся ни в один из названных. На рис. 22 - 25 представлены некоторые механизмы зарождения усталостных трещин на стадии деформационного упрочнения. В сплавах железа зарождение усталостных микротрещин часто происходит в устойчивых полосах скольжения по сдвиговому механизму (рис. 26).

г) Рис. 23. Зарождение усталостных микротрещин у неметаллических

В последние годы появилось достаточно много исследований и данных о том, что в реальных условиях эксплуатации усталостное разрушение наблюдается при базах испытания больших 108 - 1010 циклов, даже несмотря на наличие горизонтального участка на кривых усталости в интервале долговеч-ностсй от 106 - 108 циклов. Это явление называют гигаусталостью. На рис. 46 представлены кривые усталости высокопрочных легированных сталей, построенные на базе испытания 10Ш циклов. Видно, что испытания после базы 108 приводят к появлению второй ветви ограниченной долговечности и что в этом случае зарождение усталостных трещин всегда происходит под поверх-

долговечность до зарождения усталостных трещин и во взаимосвязи с деформационными характеристиками всего объема металла определяет уровень предела выносливости, а также уровень порогового коэффициента интенсивности напряжений, необходимого для старта усталостной трещины. Наличие концентраторов напряжений (например, от грубой механической обработки) и других дефектов на поверхности, остаточных напряжений растяжения, агрессивной среды и ряда других факторов приводит к снижению предела выносливости. Как правило, все виды обработки, создающие сжимающие напряжения на поверхности, такие, например, как поверхностное пластическое деформирование, различные виды химико-термических обработок и т.п., повышают предел выносливости металлических материалов, препятствуя раскрытию трещин. На рис. 48 представлены данные по влиянию дробеструйной обработки (с различным размером дроби) на усталость мартенситностарею-щей стали с 1 8%Ni в условиях кругового изгиба. Видно, что дробеструйная обработка вне зависимости от диаметра дроби существенно повышает ограниченную долговечность и предел выносливости. При больших долговсчно-стях образцов с поверхностным упрочнением зарождение усталостных трещин всегда происходит под упрочненным поверхностным слоем.

В последние годы к аналогичным выводам пришли и авторы работ [185, 186] на основании циклических испытаний образцов сплава Ti — —6 % AI—4 % V на растяжение-сжатие с частотой 10 Гц с различными долями наработки. Исследования показали, что если после циклического нагружения при а— 0,8а0 2 длительностью /7 = 0,9Л/р с поверхности образцов был снят слой всего 100 мкм, при последующих циклических испытаниях образцы вели себя так же, как и не подвергавшиеся предварительному циклическому нагружению. Исследования структуры металла позволили устанрвить, что все повреждения после циклического нагружения были ограничены поверхностным слоем толщиной около 25 мкм, т.е. повреждения накапливались в зернах, находящихся непосредственно на поверхности образцов. Максимальная плотность дислокаций и зарождение усталостных трещин происходило у межфазной границы а/0. При этом не обнаружено совместимости скольжения в а-и /3-фазах сплава. Максимальная интенсивность скольжения наблюдалась в более мягкой а-фазе. Приведенные данные показывают, что во внутренних объемах металла при циклическом нагружении по жесткому циклу не происходит заметного изменения свойств, свидетельствующих о наличии каких-либо дефектов.

Зарождение усталостных трещин в дефлекторах происходило от углов выступов в зоне их крепления к диску и далее происходило распространение трещины преимущественно вдоль поверхности, обращенной к диску, с медленным прораста-

Исследованиями изломов разрушенных образцов показано, что зарождение усталостных трещин происходит от вершин хрупких трещин, которые были первоначально сформированы в материале при нанесении повреждения при электроискровом разряде (рис. 10.15). На этапе роста трещины в изломе были сформированы преимущественно усталостные бороздки. В результате измерений шага усталостных бороздок по длине установлено, что период роста усталостной трещины зависит от геометрии образца. В образцах сечением 14 х 8 мм и 20 х 14 мм период роста трещины составил 10000 и 30000 циклов соответственно (рис. 10.16). Геометрия диска в большей мере соответствует большему сечению образцов. Поэтому есть основания считать, что при существенно меньшем уровне эксплуатационного напряжения в диске период роста усталостной трещины по числу циклов нагружения будет более чем в (700/500)2 = 2 раза превышать период роста трещины в образцах с максимальной площадью сечения. Использована вторая степень зависимости числа циклов нагружения от уровня напряжения для кривой Веллера.

Зарождение усталостных трещин в эксплуата- ции в лонжеронах происходило от производственных дефектов материала и механических эксплуатационных повреждений. Места расположения по- j вреждений были случайными в пределах сечения лонжерона, и для каждой лопасти сечение разру- ' шения располагалось на разной длине от ее основания. В лонжеронах из алюминиевого сплава АВТ-1 усталостными повреждениями в эксплуатации были охвачены почти все возможные сечения по длине лопасти от R = 0,085 до R = 0,71.

согласуется с результатами определения длительности роста усталостных трещин (см. § 12.4, стр. 643) и расчетными данными по напряженности лонжеронов лопастей. При сопоставлении уровня эквивалентного напряжения для близких сечений с относительным радиусом 0,7 и 0,71 видно, что отличие уровня напряжений для верхней и нижней стенок лонжерона, где реализован рост трещин, составляет почти 1,5 раза. Причем оба разрушения были реализованы от концентраторов напряжения. Если же зарождение трещин будет происходить без вносимых концентраторов напряжения, то тогда следует ожидать опережающего зарождения усталостной трещины в нижней стенке лонжерона, где реализуется большая напряженность. Так же, как и применительно к другим сечениям лонжерона, расположенным на других относительных радиусах, зарождение усталостных трещин в рассматриваемых сечениях происходит в процессе эксплуатации только потому, что в них возникли дополнительные (непредусмотренные расчетом на прочность) концентраторы напряжения. Все это позволяет дать общее представление о нагруженное™ и повреждаемости лонжеронов лопастей в эксплуатации.

В обоих случаях зарождение усталостных трещин произошло от дефектов. В лонжероне № 1 имело место эксплуатационное повреждение в виде углубления диаметром 2,85 мм и глубиной 1,25 мм, залитого клеевой композицией (рис. 12.15). Сечение разрушения расположено на

В эксплуатации вертолета Ка-32А11ВС имели место различные по интенсивности разрушения ведомого конического зубчатого колеса, изготовленного из стали 12Х2Н4АШ. Разрушения имели усталостный характер, и очаги разрушения располагались недалеко от основания зуба. Первоначально по поверхности зуба возникало интенсивное выкрашивание материала, а затем от зон выкрашивания происходило зарождение усталостных трещин, что приводило к образованию и одно-