Классификационные признаки хрупкого и вязкого разрушения

Для конкретизации понятия хрупкого и вязкого разрушения известным механиком Я.Б. Фридманом предложена классификация, включающая следующие признаки:

- характер силового воздействия (постоянная нагрузка, монотонно возрастающая, знакопеременная);

- ориентировка макроскопической поверхности разрушения – под прямым углом к действующей силе или под углом 45°;

- величина пластической деформации, предшествующая разрушению;

- структурное расположение поверхности разрушения – внутрикристаллитное, меж-кристаллитное, смешанное;

- степень развития разрушения – начальное (трещина меньше площади сечения тела), развитое, полное.

В дополнение к этим классификационным признакам В.М. Финкелем сделан акцент на энергетический аспект хрупкого разрушения, которое

- характеризуется малой энергоемкостью

- развивается автокаталитически при достижении определенного напряжения

- не требует дополнительного подвода энергии извне

. В настоящее время общепринятым является предложенное им определение: разрушение называется хрупким, если для его развития и завершения достаточно упругой энергии разрушаемой конструкции, т.е. энергоснабжение процесса обеспечивается за счет упругой разгрузки самого тела. Величина напряжения ниже макроскопического предела упругости, как правило, намного меньше расчетных. При этом суммарное удлинение не превышает 1-2 %, поверхность разрушения (излома) перпендикулярна действующей силе, трещина распространяется по границам зерен, излом блестящий. Рост хрупкой трещины на определенной стадии становится неуправляемым, ее распространение невозможно остановить, разрушение носит катастрофический характер.

Вязкое разрушение с этой точки зрения отличается от хрупкого тем, что для роста "вязкой" трещины требуется подвод энергии извне, т.е. необходимо непрерывное повышение действующего напряжения. При этом за счет уменьшения сечения тело теряет устойчивость, его несущая способность падает, и нагрузка снижается, но медленнее, чем площадь неповрежденного сечения. На этой стадии вязкое разрушение также может перейти в нестабильный, неуправляемый процесс, особенно при большом запасе упругой энергии системы. Однако ему предшествует значительная макропластическая деформация, так как оно развивается при напряжениях, превышающих предел текучести, и суммарная энергоемкость процесса велика. Скорость распространения "вязкой" трещины незначительна и сопоставима со скоростью деформации, а сам процесс роста невозможен без пластической деформации, которая достигает значительной величины. В результате вязкого разрушения образуется "косой" излом – его поверхность в макромасштабе наклонена под углом 45° к направлению действия максимального растягивающего напряжения, что указывает на решающую роль в этом виде разрушения касательных напряжений. Трещина распространяется по телу зерна, излом матовый.

Несмотря на классификационное разделение хрупкого и вязкого разрушений. необходимо помнить, что большинство металлов и сплавов (за исключением г.ц.к. металлов) могут разрушаться и тем и другим способом в зависимости от их структурного состояния и комбинации внешних условий, среди которых наиболее важными являются температура и скорость нагружения, схема напряженного состояния, свойства нагружающей системы и окружающей среды. В то же время с физической точки зрения потеря прочности материалом связывается с хрупким разрушением. Поэтому физической стороне хрупкого разрушения уделяется особое внимание как в теоретическом, так и прикладном аспектах.

Билет 12

1.

Ползучесть – пластическая деформация, медленно протекаю­щая при постоянном напряжении ниже предела текучести, – на­блюдается в широком интервале температур – от близких к абсолютному нулю до температур плавления. Наибольший прак­тический интерес представляет ползучесть при температурах ~ 0,4 – 0,75 Т _пл. Протекание ползучести при столь низких напряжениях (ниже предела текучести) следует из функциональной зависимости σ_т от скорости деформации, установленной Котреллом:

σ_т = k (έ)ⁿ (8. 1),

где έ – скорость деформации; k, n – константы, зависящие от прочности материала.

Зависимость деформации образца от времени испытания в условиях ползучести описывается кривой ползучести (рисунок 8.1). Кривая в классическом случае состоит из трех участков, соответ­ствующих трем стадиям ползучести.

На первой стадии (1) ско­рость деформации убывает со временем (неустановившаяся ползучесть),

на второй стадии (2) деформация протекает с постоянной скоростью (установившаяся ползучесть)

и начиная с третьей стадии (3) деформация идет с нарастающей скоростью (ускоренная ползучесть), и процесс заканчивается разрушением.

Относительное развитие каждой стадии для данного материала зависит от внешних условий -температуры и величины напряжений. В случае пол­зучести в отличие от обычной де­формации определяющее значе­ние приобретают термически ак­тивируемые процессы. В зависи­мости от температуры можно схе­матически рассмотреть три типа ползучести:

1) ползучесть при относитель­но низких температурах (Т ≤ 0,4 Т_пл), когда не реализуют­ся процессы возврата (перепол­зания дислокаций) и деформация пропор­циональна логарифму времени;

2) ползучесть с возвратом (переползанием дислокаций), протекающая при достаточно высоких температурах (Т ≥ 0,4 Т_пл)

3) диффузионная ползучесть, протекающая при высоких тем­пературах, близких к температурам плавления, и непосредствен­но связанная с диффузией.

1 – 3 – стадии ползучести Рисунок – 8.1Характерный вид кривой ползучести	Q1, Q2, Q3 – значения энергии для различных этапов. Пунктирная кривая соответствует большей деформа-ции, чем сплошная. Рисунок – 8.2 Зависимость энергии активации ползучести алюминия от температуры

Исследование энергии активации ползучести при различных температурах и напряжениях на монокристалле алюминия при­вело к результатам, представленным графически на рисунке 8.2 При температурах до 400°С развивается низкотемпературная или логарифмическая ползучесть. Она наблюдается при напряжениях, превышающих критические напряжения сдвига, и описывается соотношением

ε_л = ε₀ + α [ln (γt + 1)] ^s, (8 .2)

.где α, γ, s – постоянные;

t - время (для чистых металлов s = 1).

По сравнению с другими видами ползучести она характеризуется наиболее низ­ким значением энергии активации Q₁ (ордината ОАВ) на рисунке 8.2. Это объясняется тем, что в данном случае деформация практи­чески связана только с перемещением дислокаций в исходной плоскости скольжения (процесс переползания не реализуется).

При более высоких температурах (400-600 °С) ползучесть сопровождается возвратом (переползанием), в результате которого часть упроч­нения снимается. Первая стадия ползучести, протекающая с убывающей скоростью, аналогична логарифмической, но отли­чается количественно.

Постоянная скорость деформации на второй стадии объяс­няется тем, что упрочнение компенсируется возвратом. Это зна­чит, что по мере увеличения внутренних напряжений они релаксируют за счет прорыва (или обхода) дислокациями барьеров за счет переполза­ния дислокаций. Скорость установившейся ползучести, контролируемая пере­ползанием, может быть описана выражением

, (8.3)

где с - постоянная;

σ - приложенное напряжение;

Q - энергия активации самодиффузии;

n - в зависимости от структуры меняется от 3 до 4.

Накопление дефектов при ползучести

Если деформация в условиях ползучести происходит под действием даже очень небольших напряжений, на поверхности образца наблюдаются полосы скольжения (т. е. происходит перемещение дислокаций).

εск и εгр – деформации, связанные с границами зерен; εх – скрытые деформации Рисунок – 8.3 Общая деформация ползучести никеля

На рисунке 8.3 на примере никеля показаны временные зависимости вкладов различных видов деформации в общее удлинение, а именно: за счет образования ступенек вдоль границ зерен ε_гр, скольжения в зернах ε_ск и скрытой деформации, следы которой металлографически не выявляются. Полученные опытные данные удовлетворяли уравнению (8.3). Общее удлинение, по-видимому, является суммой удлинения, связанного с кристаллографическим (т. е. внутри зерна) скольжением и смещением по границам.

Одним из определяющих процессов ползучести является образование и развитие трещин. Исследования алюминия и его сплавов привели к выводу о том, что линии сдвигов могут представлять собой зародыши микротрещин. При этом. большую роль следует отвести границам зерен - их строению и протяженности, поскольку свойства границ зерен определяются в значительной степени также наличием по границам примесей и выделений второй фазы. Обычно именно здесь и происходит разрушение. Исходя из этого, можно было бы предположить, что монокри­сталлы должны иметь более высокое сопротивление ползучести, чем поликристаллы. однако, пока нет достаточно обоснованной модели зависимости сопротивления ползучести от размера зерна. Известно, что в мелкозернистом материале скорость ползучести растет с уменьшением размеров зерен. Вместе с тем, скорость диффузии по грани­цам зерен возрастает с укрупнением зерен. Разрушение при высоких температурах

Предполагается, что в основе разрушения при ползучести лежит зарождение и постепенный рост микротрещин (при низких и средних темпе­ратурах) или микропор (при высоких температурах) задолго до того, как ускоренный, лавинообразный рост их приведет мате­риал к полному разрушению.

Для описания механизма зарождения трещин при низких и средних температурах предложен ряд дислокационных моделей, в некоторых случаях дислокационные модели могут быть применены для объяснения зарождения трещин и при высоких температурах (рисунки 8.4, 8.5). Предполагается, что поры в условиях ползучести растут за счет диффузии вакансий и их конденсации на зародышевых микродефектах, а когда микро­трещина или пора путем постепенного роста или соединения с соседними становится достаточно большой (чтобы расти как трещина Гриффитса), образец разрушается.

Рисунок – 8.4 Последовательные стадии образования клиновидных трещин	Рисунок – 8.5 Развитие внутризеренной пористости

Характерной чертой высокотемпературного разрушения является то, что с повышением температуры и понижением скорости деформирования возрастает склонность металла к межзеренному разрушению. Разрушению в условиях ползучести часто предшествуют образование и рост по границам зерен мелких овальных поло­стей – пор. Поры располагаются на некотором расстоянии одна от другой или, сливаясь, образуют цепочку (рисунок 8.5). В ряде случаев имеют место образование и рост клиновидных трещин в местах встречи трех зерен. Трещины и поры наблюдаются на шлифе в основном по границам зерен, составляющим большие углы с осью растяжения (приблизительно 90°).

Принято считать, что рост пор в условиях ползучести связан с диффузией вакансий, а имеющиеся в материале микропоры могут служить стоками для них. Все вакансии не успевают диффундировать в окружающий объем металла и пора будет расти в длину, превращаясь в трещину. По этому механизму будут расти только такие поры, которые определен­ным образом ориентированы относительно действующего напряжения. Для объяснения образования пор на границах, расположенных перпендикулярно оси растяжения, используют механизм проскальзывания. В его основе лежит положение о том, что при деформации под воздействием касательных напряжений происходит взаимное смещение в двух соседних зернах по определенному участку поперечной границы. В результате такого смещения раскрываются зубцы, имеющиеся на этих границах, и образовавшиеся расщелины служат зародышами пор (рисунок 8.4, 8.5). Дальнейший их рост происходит двумя путями: за счет диффузии вакансий и конденсации на зародышах или за счет продолжающегося проскальзывания.

Несмотря на достаточно наглядное описание процессов накопления дефектов при ползучести, до сих пор нет достаточно разработанной и теоретически обоснованной модели разрушения при повышенных температурах..

Рисунок – 8.6 Поры и трещины в жаропрочном никелевом сплаве ЭИ765 после растяжения в течение 4000 часов при 850 °С, ×350	1 – медь; 2 – сплавы никеля Рисунок – 8.7 Зависимость числа пор от отношения σ/σразр для различных материалов и условий растяжения

Разрыв межатомных связей происходит на границе, а не в зерне, еще потому, что тепловая энергия и энергия искажений на границе понижают прочность межатомных связей и снижают разрушающее напряжение, которое составляет определенную долю от действующего напряжения. Однако, эта модель не учитывает пластическую деформацию, предшествующую разрушению и, поэтому также не может быть теоретически законченной. В механизме зарождения пор, кроме разрыва атомных связей существенную роль могут играть коагуляция вакансий, а также дислокационные и диффузионные механизма разрушения.

Билет 13

1

Влияние скорости деформации. на сопротивление пластической деформации. С повышением скорости деформации сопротивление пластическому деформированию растет на всех этапах, при этом предел текучести растет быстрее, чем временное сопротивление. Можно различать две ориентировочные области скорости деформации, в которых действуют разные законы: έ < 10⁴ с^-1 и έ> 10⁴ c^-l. Зависимость σ = f(v) в интервале скоростей деформации 10⁴ - 10³ с^-l является достаточно слабой. При этом влияние температуры на зависимость σ = f(v) здесь не рассматривается.

Скорости деформации выше 10³ c^-1 были получены и изучены при внедрении конусного бойка в плоскую плиту изучаемого металла. Здесь следует различать два вида скоростей:

1) мгновенную скорость удара, или скорость внедрения бойка в металл v, м/с;

2) скорость деформации металла ε = v/r, где r - радиус отпечатка на металле от бойка.

Методом внедрения изучалась зависимость динамической твердости Н_к (МПа) от скорости внедрения v. При v = 10÷100 м/с эта зависимость также достаточно слабая, как и при растяжении.

При скорости внедрения бойка σ > 100 м/с резко усиливается зависимость сопротивления пластической деформации от скорости за счет появления новой силы – инерционного сопротивления материала внедряемому бойку. На рисунке 13.4 приведены кри­вые изменения сопротивления пластической деформации с уве­личением скорости внедрения недеформируемого бойка в раз­личные металлы. Виден резкий перелом кривых при έ > 10⁴ с^-l, связанный с вступлением в дей­ствие инерционного сопротив­ления. Из рисунка видно, что инерционное сопротивление тем выше, чем больше плотность металла. По этой причине проч­ность свинца при v > 100 м/с практически достигает прочности железа.

Влияние температуры. С повышением температуры сопротивление пластической деформации металлов падает. Характер этого падения зависит от следующих факторов:

- типа кристаллической решетки,

- температуры плавления металлов,

- структурных превращений, инициируемых температурой.

Рисунок – 13.4	Рисунок – 13.5

Из рисунка 13.5 видно, что в области температур Т = 73÷473 К металлы с решеткой ОЦК (α-Fe, Мо, W, Та) изменяют свой предел текучести значительно резче, чем металлы с решеткой ГЦК (Cu, Ni).

На этом же рисунке можно заметить и влияние темпера­туры плавления. Падение предела текучести в металлах с решеткой ОЦК с повышением температуры тем медленнее, чем выше температура плавления металла Т_пл (для железа 1809 К; для молибдена 2895 К; для вольфрама 3668 К). По этой причине металлы Мо, W, Nb и другие широко применяют в жаропрочных сплавах. Зависи­мость сопротивления пластической деформации от температуры опре­деляется температурной зависимостью термодинамического состоя­ния сплавов (амплитуда тепловых колебаний атомов); чтобы сопо­ставить механические характеристики в одинаковых термодинамиче­ских состояниях, их надо сравнивать при одинаковых не абсолютных, а гомологических температурах.

Гомологическая температура - безразмерное от­ношение Т/Т_пл, где Т­ температура опыта. При одинаковых гомологиче­ских температурах преде­лы текучести разных ме­таллов существенно сбли­жаются.

Структурные превра­щения, инициируемые тем­пературой, такие, напри­мер, как старение, нару­шают монотонное изменение предела текучести во многих металлических материалах. Для температурных интервалов с монотонным изменением предела текучести известен ряд аналитических зависимостей, из которых заслуживает внимания, например, такая:

σ _Т = А (Е/ ρ)^1/2 Т_пл/Т, (13.5)

где Е - модуль упругости; ρ - плотность металла; А - размерная постоянная (модуль упругости и плотность с повышением температуры уменьшаются).

Хорошее совпадение с экспериментальными данными формула (13.5) дает для ниобия, железа, вольфрама, тантала, молибдена, ванадия, малоуглеродистой стали.

Билет 13