ВВЕДЕНИЕ

Инженера — металловеда и термиста — структура конструкционных сплавов всегда интересует в связи с основными служебными свойствами, которые необходи­ мо обеспечить в создаваемых технических объектах. Как показывает богатый опыт современной техники и прежде всего итоги анализа многочисленных поломок и аварий, касающихся, в частности, сварных судов, мостов, корпусов ракет, самолетных и вертолетных конструкций, газо­ проводов, сосудов под давлением и т. и., инженерно наи­ более опасными являются хрупкие разрушения, наступа­ ющие обычно внезапно и при весьма ограниченной пла­ стической деформации. Хрупкие разрушения деталей и изделий могут иметь самые разнообразные причины, обусловленные технологическими дефектами (закалочные трещины, флокены), структурными факторами (крупнозернистость, загрязненность вредными примесями, на­ личие охрупчивающих фаз), а также спецификой усло­ вий нагружения. Последние определяются разнообраз­ ными факторами, в числе которых необходимо назвать температуру и скорость нагружения, характер напря­ женного состояния, внешнюю рабочую среду и т. п.

Существующий арсенал стандартных испытаний ме­ ханических свойств не обеспечивает надлежащей оценки склонности конструкционных сплавов к хрупкому разру­ шению. Причина этого в устаревших подходах к оценке расчетных характеристик материалов, согласно которым разрушение материала, рассматриваемого в качестве бездефектного континуума, наступает при достижении определенного уровня критических напряжений.

Среди стандартных испытаний механических свойств для оценки возможных хрупких разрушений металлов и сплавов наибольшее значение имеют температурные ис­ пытания на ударную вязкость. Сущность связанного с ними метода базируется на исходных представлениях А. Ф. Иоффе о хрупко-вязком переходе, который может быть реализован при понижении температуры испытаний в процессе испытаний образцов на удар с конструктив­ ными концентраторами. Впоследствии метод испытаний на удар был развит Н. Н. Давиденковым в качестве «ре­ венного метода оценки некоторой характеристики соп­ ротивления хрупкому разрушению, .названной сопротив­ лением отрыву.

Для развития современных представлений о феноме­ нологии хрупкого разрушения большое значение имели

Я. М. Потаком. В них было досконально изучено влия­ ние различных структурных и металлургических факто­ ров, а также условий испытаний на характер разрушения деталей. Тогда для анализа влияния различных напря­ женных состояний на характер разрушения конструкци­ онных материалов Я- Б. Фридманом была предложена диаграмма механического состояния, усовершенствован­ ная затем с учетом процесса пластической деформации Н. ,Н. Давиденковым.

Центральное место в работах указанного периода за­ нимают поиски физически обоснованных критериев оцен­ ки сопротивления хрупким разрушениям материалов в широком диапазоне условий испытаний. При этом зна­ чительное внимание уделялось поискам корректного метода оценки сопротивления отрыву; важные результаты

жающегося к всестороннему (трехосному) растяжению. Такое состояние реализуется в окрестности острого над­ реза. В качестве дополнительной меры охрупчивания предлагалось снижение температуры испытаний вплоть до температуры жидкого азота.

Вместе с тем только в пятидесятых годах было осоз­ нано то важное обстоятельство, что для выявления хруп­ кости, обусловливающей аварийные разрушения многих технических объектов, необходимы испытания на об­ разцах с трещинами. Одной из первых получила рас­ пространение методика Я. Б. Фридмана и Б. А. Дроздовского [п ] . в основе которой лежат испытания образцов с надрезом, с предварительно наведенной усталостной трещиной. Необходимо отметить, что связанная с этой методикой идея разделения ударной вязкости на работу зарождения трещины а3 и работу распространения тре­

разрушению. Среди них укаже^.методику Л. С. Ливши­

ца и А. С. Рахманова, О. А. Бакши, Ныохауза, Отани и др. В ЦНИИЧМ был опробован метод оценки сопротив­ ления распространению'трещин, предложенный А. П. Гу­ ляевым [12], базирующийся на экстраполяции величины ударной вязкости образцов с различной кривизной ра­ диуса надреза на нулевой радиус.

Все вышеперечисленные методы, связанные с испы­ таниями на удар, .являются производными традицион­ ного метода испытания ударной вязкости, и они, как и последний, дают информацию о технологических харак­ теристиках сопротивления распространению трещины конкретных образцов, которая в зависимости от свойств материала и размера образца может и не распростра­ няться «хрупко» путем отрыва. Об этом со всей очевид­ ностью свидетельствуют наблюдаемые часто на изломах «губы среза». В таких случаях подобные испытания ока­ зываются непригодными даже для качественных сравни­ тельных оценок склонности материалов .к хрупкому раз­ рушению. Это и вынуждает исследователей использовать в качестве дополнительных индикаторов охрупчивания фрактографические признаки (степень волокнистости из­ лома) или прибегать к построению температурных зави­ симостей работы распространения трещины. В последнем случае целью испытаний является нахождение тем­ пературы хладноломкости образцов с трещинами по ана­ логии с подобными испытаниями стандартных образцов Менаже,

В отличие от вышерассмотренных по современным критериям линейной механики разрушения в качестве основы для оценки сопротивления хрупкому разрушению предлагаются физически обоснованные и имеющие чет­ кую (количественную интерпретацию представления о критических коэффициентах интенсивности напряжений. Линейная механика разрушения берет начало от осно­ воположной работы Гриффитса, в которой в связи с оценкой уровня технической прочности стекла рассмат­ ривалась несущая способность хрупкого тела с трещино­ видным концентратором. Для решения задачи был ис­ пользован энергетический метод, согласно которому спон­ танное распространение трещины начинается тогда, когда скорость освобождения упругой энергии будет превы­ шать приращение поверхностной энергии, необходимой для образования новых поверхностей раздела. Экспери­ ментальная пцоверка аналитических оценок показала

удовлетворительное соответствие уровню прочности и размеру дефектов в стеклах; таким образом, оказалось правомерным использование удельной поверхностной энергии в качестве расчетной характеристики процесса отрывного разрушения для стекла и других весьма хруп­ ких материалов. Вместе с тем расчеты по Гриффитсу, в которых исходили из величины истинной поверхностной энергии, показали несоответствие с экспериментом в слу­ чае хрупких разрушений поликристаллических материа­ лен, прежде всего металлов .и сплавов. Значительно поз­ же Гриффитса, только в 1948 г., Ирвин и независимо от него Орован предложили концепцию квазихрупкого разрушения, расширившую гриффитсовский подход на случай хрупких разрушений большинства высокопроч­ ных материалов и давшую значительный толчок в разви­ тии механики разрушения. Сущность их подхода заклю­ чается в том, что для достаточно пластичных материалов в Гриффитсовском уравнении энергетического баланса вместо истинной поверхностной энергии должна учиты­ ваться так называемая эффективная поверхностная энергия, включающая доминирующую по величине удельную работу пластической деформации.

Несмотря на большую эффективность, энергетиче­ ский подход к проблеме хрупкого разрушения обходит вниманием многочисленные вопросы расчетного харак­ тера, в том числе анализ поля напряжений в окрестности трещин. Эти вопросы решаются в рамках силового под­ хода к задачам теории трещин, развитого Ирвином. Ма­ тематический аппарат, необходимый для решения та­ кого рода задач, создан еще в ранних работах Г. В. Ко­ лосова и Н. И. Мусхелишвил.и. Основная заслуга Ирвина заключается во введении в механику квазихруикого разрушения понятия о критическом коэффициенте интен­ сивности напряжений Кс при достижении которого насту­ пает самоироизвольное пестабильное распространение трещины. Этот коэффициент стал своего рода расчетным показателем «технической когезии» материала, реали­ зуемой в условиях хрупкого (и точнее, квазихрупкого) разрушения в вершине трещины.

На начальном этапе разработки методов линейной механики разрушения предполагалось, что характери­ стику Ксможно рассматривать как константу материала. Однако оказалось, что эта величина зависит от степени стесненности пластической деформации в вершине трещи­

циентом интенсивности напряжений при плоской дефор­ мации. Многочисленные оценки Kic, выполненные по апробированным методикам на различных образцах, удовлетворяющих плоской деформации, подтвердили, что этот параметр можно рассматривать как константу •материала при заданных температурно-скоростных усло­ виях испытаний. Кроме силовой интерпретации вя&кости

через характеристики Gc и Gic, т. е. критический уровень интенсивности освобождаемой энергии в вершине тре­ щины.

Таким образом, с точки зрения оценки сопротивле­ ния хрупкому разрушению при кратковременном нагру­ жении наибольшее значение представляет параметр Kic (или соответственно Gic), являющийся характеристи­ кой, не зависящей от конфигурации и размеров изделия. В данных конкретных условиях испытаний (скорость и температура) Kic можно рассматривать как некоторую страховочную константу, определяющую сопротивление распространению трещины для самых жестких условий нагружения, приближающихся к трехосному растя­ жению. В настоящее время имеется много литературы, посвященной методическим основам оценки Kic, касаю­ щейся различных видов образцов, необходимых условий наведения на образцах усталостных трещин, а также построения .и интерпретации диаграмм разрушения. Степень апробации этих методик столь высока, что на их основе в США и Великобритании созданы государст­ венные стандарты на оценку вязкости разрушения кон­ струкционных сплавов. В настоящее время в СССР

также ведется обсуждение основ Государственного стан­ дарта на вязкость разрушения металлов и сплавов [1].

Из изложенного не следует, что уже устранены все препятствия к широкому использованию методик оценки вязкости разрушения и внедрению этого показателя в качестве расчетной характеристики работоспособности

материалов. Кроме инструментальных трудностей (спе­ циальные устройства для записи диаграмм разрушения), пожалуй, основное препятствие к широкому внедрению оценок материалов по Kic связано с необходимостью ис­ пользования при испытаниях средне- и ниакопрочных материалов образцов больших и зачастую огромных размеров, удовлетворяющих условиям плоской деформа­ ции. Таким образам, из-за методических сложностей из поля зрения должен выпасть ряд категорий широко распространенных сплавов, в том числе низкоуглероди­ стые стали. В связи с необходимостью максимально рас­ ширить применение методики оценки Kic на низкопроч­ ные материалы важное значение приобретает рацио­ нальный выбор образцов и способа нагружения при испытаниях. С этой точки зрения определенные преиму­ щества по сравнению с широко распространенными испы­ таниями образцов на изгиб имеет методика [2,6] оценки Kic при растяжении цилиндрических образцов с кольце­ вой осесимметричной трещиной.

Необходимость распространения методов оценки трещиностойкости на средне- и низкопрочные сплавы повы­ шенной пластичности привела к концепции критического

рокое распространение в зарубежной, прежде всего бри­

распространению трещины можно оценивать по величине ее раскрытия. Однако необходимо отметить, что пока эта перспективная методика не позволяет давать сравни­ тельную оценку материалов безотносительно к типу и размерам образцов. Кроме многих еще непреодоленных методических трудностей, касающихся прежде всего из­ мерения бк, эта характеристика остается все-таки своего рода технологической пробой трещиностойкости мате­ риалов.

Новый подход к оценке вязкости разрушения разви­ вается в работах В. С. Ивановой [15]. Исходя из пред­ ставлений теории подобия, предлагается фрактографический метод определения параметров трещиностойко­ сти сплавов. Сущность метода заключается в определении критической длины трещины, соответствую­ щей этапу стабильного ее распространения. Такой

способ обладает явными методическими преимущества­ ми, поскольку позволяет обойтись без крупногабаритных образцов, и зачастую не требует специальных устройств для наведения регламентированных трещин и аппарату­

ры для их регистрации.

Принимая во внимание ограниченные возможности использования Kic применительно к материалам низкой и средней прочности, в последние годы получает распро­ странение новый подход к оценке вязкости разрушения, развитый Г. П. Черепановым [16] и Райсом ;[17]. Он пригоден для определения вязкости разрушения как в случае линейно-упругого, так и упруго-пластического поведения материала. Согласно этому новому методу в качестве меры вязкости разрушения принимается вели­ чина /-интеграла, отражающего среднюю энергию де­ формации материала в окрестности вершины трещины. В линейно-упругой области /-интепрал характеризует удельную энергию роста трещины; в состоянии упруго­ пластической деформации он равен производной потен­ циальной энергии по длине трещины. В среде специали­ стов по механике разрушения в настоящее время возлагаются большие надежды на вышеуказанный критерий. Вместе с тем его методическая проработка находится сегодня на столь низком уровне, что широкое практическое использование /-интеграла пока затрудне­ но, а достоверность результатов значительно уступает данным, полученным с помощью апробированных мето­ дик оценки Kic.

Идеи линейной механики разрушения, давшие в руки исследователей инструмент количественной оценки трещиностойкости сплавов, получают сегодня дальнейшее плодотворное развитие применительно к различным спе­ цифическим условиям нагружения. Необходимо прежде всего указать на наблюдающееся в последние годы бур­ ное развитие представлений о закономерностях кинетики усталостных трещин. Аналогичные работы ведутся так­ же в связи с оценкой трещиностойкости сплавов при за­ медленном разрушении под воздействием активных рабочих сред. Важными расчетными характеристиками металлов и сплавов становятся пороговые значения коэффициентов интенсивности напряжений для случая циклического и длительного статического нагружений.

Анализ опубликованных за последние годы в перио­ дической печати работ, а также труды международных

конференций но проблеме разрушения свидетельствуют о широком внедрении метода вязкости разрушения для решения задач технического металловедения, касающих­ ся разработки и использования конструкционных спла­ вов. В этой связи следует отметить обзорные работы, в которых дана оценка вязкости алюминиевых [18] и тита­ новых [19] сплавов, ряд работ по высокопрочным ста­ лям [2Q]. Среди новых разработок, отражающих тенден­ цию к созданию сплавов, характеризующихся наряду с высокой прочностью и высоким ресурсом вязкости разрушения, необходимо упомянуть о новых мартенсит- но-стареющих сталях и особенно о метастабильных аустенитных сталях. Показательно, что в таких иссле­ дованиях оценки вязкости разрушения сплавов, как пра­ вило, сочетаются с микрофрактографическим анализом изломов, который становится важным .инструментом изу­ чения механизма распространения трещины и позволяет

между этим параметром и другими традиционными механическими свойствами. Такие попытки в различных случаях преследовали различные цели. С одной стороны, подобные однозначные и простые зависимости позволи­ ли бы заменить определение Kic измерением более про­

являться своего рода мерилом структурной чувствитель­ ности вя/Зкости разрушения на основе хорошо изученно­ го поведения других показателей прочности и пластич­

ности. Третий важный аспект проблемы касается возможности интерпретации сущности вязкости разру­ шения с помощью определенных механических моделей механизма распространения трещин. Пожалуй, это самый интересный и важный подход к проблеме вязкости раз­ рушения, и он должен опираться на результаты элект-

ронно-фрактографического анализа процессов разруше­ ния сплавов.

Цель настоящей работы заключается в подведении первых итогов металловедческого анализа потенциаль-

НЫх возможностей конструкционных сталей на основе критериев линейной механики разрушения. Несмотря на то что в отечественной металловедческой лите­ ратуре пока доминируют традиционные методики опен­ ки конструктивной прочности, можно не сомневаться, что развиваемые здесь подходы найдут широкоое при­ менение в практике металловедения и термической обра­ ботки сталей и других сплавов и послужат важным ин­ струментом оптимизации их служебных свойств.

ИСХОДНЫЕ ПРЕДСТАВЛЕНИЯ О ВЯЗКОСТИ РАЗРУШЕНИЯ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ

ДВА ПОДХОДА К ОЦЕНКЕ ХРУПКОСТИ. ВЯЗКОСТЬ РАЗРУШЕНИЯ ТЕРМИЧЕСКИ НЕУПРОЧНЕННЫХ СТАЛЕЙ

Традиционные представления о хрупкости сталей, а также ее количественная мера в подавляющем боль­ шинстве известных оценок базируются на испытаниях образцов типа Менаже или Шарли на удар. Для таких оценок, выполняемых обычно с целью оптимизации со­ става и термической обработки, рекомендуется прибе­ гать к сериальным испытаниям с .построением темпера­ турных зависимостей ударной вязкости. На основании таких испытаний определяется температура, соответст­ вующая резкому падению работы разрушения, именуе­ мая температурой хладноломкости. Кроме стандартных способов оценки температуры хладноломкости на образ­ цах Менаже или Шарли, существует ряд других модификаций метода испытаний образцов на удар с

.концентраторами, в которых в качестве основного крите­ рия сопротивления хрупкому разрушению также прини­ маются переходные или критические температуры. На­ ряду с температурой хладноломкости дополнительными характеристиками, вытекающими из сериальных кривых ударной вязкости, являются ширина интервала .переход­ ных температур, а также уровень работы полностью вязкого и хрупкого разрушений, определяемые по высо­ те (ординате) верхнего и нижнего порогов соответ­ ственно.

Величина температурного запаса материала изделия или конструкции в рабочих условиях по отношению к переходной температуре является основным показателем надежности при эксплуатации материала в условиях низких температур. Наряду с этим из-за отсутствия дру­ гих реалистических методически приемлемых критериев переходные температуры хрупкости остаются основным показателем сопротивления хрупкому разрушению всех низко- и среднепрочных сталей, независимо от того, ка­ кими факторами может быть обусловлено потенциальное

ветствовать свои температуры хладноломкости, (положе­ ние которых определяется характером напряженного состояния, скоростью нагружения и размером принятых образцов.

Возникновение нового подхода к оценке хрупкости, развиваемого в рамках линейной механики, объясняется прежде всего несостоятельностью традиционных методов

вустановлении меры хрупкости высокопрочных сталей. В основе этого подхода лежит представление о наличии

вматериале «готового» дефекта типа трещины, которая после вероятной стадии субкритического подрастания спонтанно развивается при достижении в окрестности ее вершины критических значений коэффициента интен­ сивности напряжений. Принципиальное отличие новой концепции в том, что она приписывает решающее значе­ ние в разрушении стадии распространения трещины и исключает из рассмотрения стадию ее зарождения. При известном уровне вязкости разрушения Kic. для рассмат­ риваемых конкретных изделий с трещиной применитель­ но к заданным конкретным условиям нагружения име­ ется возможность вычисления критического размера дефекта скр [23]:

с о

где Ют — предел текучести; ср — геометрическая функция конфигурации и размера изделия с трещиной.,

Новый подход к оценке хрупкости решает две (задачи, невыполнимые в рамках старого подхода: расчет несу­ щей способности изделия с заданным трещиновидным дефектом и сравнение кратковременной трещиностойкости различных материалов без учета геометрических размеров испытываемых образцов.

Целесообразно изучение структурных аспектов вяз­ кости разрушения конструкционных сталей начать с рас­ смотрения сталей в термически неупрочненном состоя­ нии после отжига и нормализации. К сожалению, наши сведения о вязкости разрушения таких сталей крайне ограниченны, что обусловлено большими методическими трудностями в ее оценке из-за низкого уровня прочности (оо,2 < 90 кгс/мм2) .

Пусть мы имеем плоский образец с наведенной тре­ щиной для испытаний на Kic любого рекомендованного типа, например компактный образец (рис. 1) для иепы-

таний на растяжение. Согласно общепринятым рекомен­ дациям, для достоверной оценки Kic толщина плоского образца t должна удовлетворять условию

Принимая во внимание вполне очевидную тенденцию к увеличению вязкости разрушения по мере падения пре­ дела текучести сталей из соотношения (2) следует, что переход от высокопрочных сталей (оо,2 > 140 кпс/мм2) к

t,MM

Рис. 1. Номограмма для выбора необходимой толщи­ ны образца t при определении К^с

низкопрочным (оо,2<70 кгс/мм2) сопряжен с резким уве­ личением габаритов, в том числе ширины образцов. На рис. 1 в соответствии с формулой (2) дана оценка 'ми­ нимальной ширины образца для различных 'комбинаций K i c и Оо,2- Заштрихованные поля ориентировочно описы­ вают область достижимых сочетаний упомянутых пара­ метров. Вариация сочетаний этих параметров обусловле­ на влиянием различных структурно-металлургических факторов и условий испытаний, что, кстати, является основным предметом рассмотрения в нашей работе. Из рис. 1 следует, что для достоверной оценки Kic низкопрочных сталей при сто,2 = 304-40 кгс/мм2 следует прово­ дить испытания образцов огромных размеров толщиной 300 мм и более, Такие оценки не под силу большинству

межпластинчатым расстоянием, размером перлитных ко­ лоний и размером исходного аустенитного зерна, с дру­ гой. Работами Ю. Я. Мешкова и сотрудников [29] было подтверждено наличие тесной -корреляционной связи

между 010,2 и межпластинчатым расстоянием 5 в перл-ите эвтектоидной стали, удовлетворяющее модифицирован­ ной для этого случая зависимости Петча — Холла:

Такой характер зависимости объясняется на основа­ нии представлений о длине полосы скольжения в феррит­ ной прослойке перлита и барьерной роли в движении дислокаций цементитньтх пластин.

Существенно новый результат работы заключается в установлении тесной -корреляционной связи величины исходного аустенитного зерна D с хладноломкостью и вязкостью разрушения (рис. 4). Вопреки ожиданиям оказалось, что межпластинчатое расстояние не оказы­ вает существенного влияния на тем-пературу хладнолом­ кости и Kic. Таким образом, прочность и вязкость пер­ литной стали контролируются существенно различными структурными параметрами. Следовательно, наличие независимых приемов варьирования при термической об­

работке обоих упомянутых параметров 5 .и D создает возможность комплексного улучшения конструктивной прочности перлитных сталей.

ВЯЗКОСТЬ РАЗРУШЕНИЯ ТЕРМИЧЕСКИ УПРОЧНЕННЫХ СТАЛЕЙ

Систематический анализ структурных аспектов вяз­ кости разрушения сталей начнем с рассмотрения влия­ ния термического упрочнения при закалке с отпуском. Проведен ряд исследований, касающихся прежде всего

высокопрочных сталей с повышенным содержанием уг­ лерода.

Нами [30] изучалось влияние закалки на Kic сталей 50ХН и 20Х в широком интервале температур отпуска от 100 до 650°С. Исследование проведено на цилиндриче­ ских образцах с кольцевой трещиной, полученной по методике [31] при изгибе с вращением образцов с кон­ центратором типа V-образной выточки. Оценки выпол­ нены с соблюдением апробированных рекомендаций о размере трещины и соотношении номинальных напря­ жений в нетто-сечении и а0,2.

необратимой отпускной хрупкости, фиксируемой при других видах 'механических испытаний в окрестности

300°С.

Вышеизложенные наблюдения находятся в хорошем соответствии с выводами других исследователей, сде­ ланными при оценке ряда конструкционных высокопроч­ ных сталей. Характер зависимости вязкости разрушения от температуры отпуска у никелевых сталей высокой чистоты типа Н5 с содержанием углерода от 0,4 до 0,8%. показан на рис. 5, б [32]. По мере повышения темпера­ туры отпуска первоначально вялый подъем Кю вблизи 250°С сменяется резким увеличением вязкости разруше­ ния. Повышение содержания углерода в стали обуслов­ ливает в исследованном интервале температур отпуска спад Kic, хотя в интервале 0,6—0,8%, вязкость разруше­ ния меняется несущественно.

Такой характер изменения Kic не обнаруживает кор­ реляционной связи с характеристиками прочности сть и 0 0 ,2, которые в указанном диапазоне значения содержа­ ния углерода меняются несущественно. Вместе с тем изу­ чение механических свойств исследованных сталей при растяжении позволило обнаружить при отпуске весьма специфический характер изменения коэффициента де­ формационного упрочнения п, который при вычислении истинных напряжений а оценивался по формуле

Как следует из рис. 5, б, коэффициент деформацион­ ного упрочнения резко снижается в области необратимой отпускной хрупкости. При этом большему уровню вяз­ кости разрушения соответствует меньшая скорость де­ формационного упрочнения.

Исследовали зависимость изменения Kic от темпера­ туры отпуска в различных плавках высокопрочной кон­ струкционной стали типа 40ХН2М (рис. 5, в). В то время «ак для рассмотренных никелевых сталей характерен резкий подъем Kic в окрестности температуры отпуска 275°С, для стали 40ХН2М начало такого подъема смеще­ но к 400—450°С (рис. 5, в). В области более низких тем­ ператур отпуска наблюдается вялое повышение, а для некоторых плавок, по существу, стабилизация Ки.

Проведенные параллельно оценки ударной вязкости при комнатной температуре испытаний, а также опреде­

Температуры отпуска средне- и высокоуглеродистых сталей. Видно, что по мере повышения температуры от­ пуска вялый рост вязкости разрушения в области высо­ ких значений 0^,2 сменяется резким всплеском Kic в об­ ласти высокоотпущенных состояний. Такая тенденция фиксируется обычно в логарифмических координатах в виде точки перелома, которая расположена в интервале температур отпуска 275—400°С. Образование этой точки обусловлено изменением структурного состояния стали при отпуске и микромеханизма распространения тре­ щины.

ФРАКТОГРАФИЯ РАСПРОСТРАНЕНИЯ ТРЕЩИНЫ ПРИ ОЦЕНКЕ ВЯЗКОСТИ РАЗРУШЕНИЯ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ

В последнее время придается важное значение элеК- <гронно-фракто(графическому анализу поверхностей из­ ломов образцов с предварительно наведенными трещи­ нами, как важному косвенному средству оценки трещИностойкости и микромеханизма разрушения [36—39].

Ниже приведены результаты нашего исследования сталей 20Х, 50ХН, 60ХС и 9ХС после закалки и отпуска при температурах от 100 до 650°С. Было изучено микро­ строение изломов в зависимости от типа структуры и уровня вязкости разрушения; для оценки вязкости раз­ рушения сталей использовали балочные образцы прямо­ угольного сечения для иопытаний на изгиб и цилиндри­ ческие образцы с кольцевой трещиной для испытаний на растяжение.

Электронно-фрактографичеоким анализом установлено, что в зависимости от уровня Kic, структуры сталИ и температуры иопытаний микрообразования на поверх' ности излома можно классифицировать не менее чем по 9 схемам (рис. 7).

По данным работы [36], зона усталостного распро' странения трещины чаще всего переходит непосредствен' но в гладкую зону вытяжки (рис. 8). Однако при низком уровне Kic (75 кгсДмм3^* и ниже) зона вытяжки обычно отсутствует, а раскрытие трещины осуществляется не' посредственно путем транск|ристаллитного или интер' кристаллитного скола (рис. 9, а и б). Стартовые участки изломов высокоуглеродистых сталей после низкого И

интеркристаллитного разрушения. Очевидно, это обус­ ловлено повышением скорости роста спонтанно распрост­ раняющейся трещины. Характер скола на участках долома (трансили интеркристаллитное разрушение) в значительной мере зависит от химического состава стали и режима термической обработки. В частности, распро­ странение трещины путем интеркристаллитного скола наблюдали только у высокопрочной стали 50ХН, которая склонна к отпускной хрупкости. Скол у низкоуглероди­ стой стали 20Х был всегда внутризерениым.

Рассмотрим особенности строения зоны вытяжки, ко­ торой согласно современным представлениям отводится роль барьерного участка, обеспечивающего достигаемый уровень вязкости разрушения. Обычно зона вытяжки представляет собой бесструктурную гладкую полоску, расположенную непосредственно за областью предвари­ тельного усталостного разрушения. Часто ее поверхность носит следы полосчатой фактуры, что в условиях нечет­ ко выраженной бороздчатости, характерной для высо­ копрочных сталей, затрудняет определение границ зоны вытяжки. Явно выраженные волнистые линии, которые часто наблюдаются в широких зонах вытяжки вязких сталей, служат доказательством расщепления материа­ ла путем поэтапного сдвига [40(]. Для определения гра­ ниц зоны вытяжки наибольшее значение имеют теневые эффекты на них, поскольку вследствие изменения накло­ на поверхности разрушения освещенность смежных уча­ стков заметно различается.

В рассмотренном ранее исследовании вязкости разру­ шения никелевых сталей с содержанием углерода от 0,4 до 0,8% [32] (см. рис. 5, б) сделан вывод, что в свеже­ закаленном и низкоотпущенном состояниях спонтанное развитие трещины повсеместно характеризуется интеркристаллитным разрушением по границам исходного аустенитного зерна. При температуре отпуска ~300— 360°С, которой соответствовал резкий подъем вязкости разрушения, наблюдалась полная смена межзеренного разрушения вязким, чашечным. По-видимому, недоста­ точная тщательность в проведении микрофрактографического анализа не позволила авторам работы выявить специфику поверхностей разрушения высокоуглероди­ стых сталей в диапазоне переходных температур отпуска (200—300°С). Вероятно там по мере устранения интеркристаллитности излома преобладающим в нем является

дисперсный квазиокол, который при отпуске 350—400°С трансформируется в чашечный рельеф.

Спицигом [36] была сделана попытка установить корреляционную связь между микростроением излома и Ктс высокопрочной закаленной стали типа 45Х2Н2М, от­ пущенной в интервале температур 200—500°С. Наряду с жестким -контролем за вредными примесями в четырех

Температ ура от пуска, °С

500 400 500 250

Рис 10. Диаграмма конструктивной прочности и модель раскрытия трещины в стали типа 45Х2Н2М с разным содержанием серы, %:

I — 0,008; 2 — 0,016; 3 — 0,025; 4 — 0,049

исследованных -плавках стали варьировали содержание серы, -которое соответственно составляло 0,008; 0,016; 0,025; 0,049%. Из рис. 1 0 видно явно выраженное отри­ цательное влияние серы на вязкость разрушения стали. Для всех структурных состояний, за исключением мар­ тенсита, отпущенного при 200°С, стартовые участки из­ лома представляли собой зону вытяжки, ширина которой по мере роста Kia увеличивалась. За зоной вытяжки (а в низкоотпущенной стали сразу же за линией фронта ус­ талости) следовала область чашечного излома.

-Необходимо отметить, что Спициг, как и авторы подобных работ, не обращает внимания на различия л чашечном строении, соответствующем низкоот,пущенно­ му и высокоотпущенному состояниям, когда уровни Ки существенно различаются. В первом случае имеются все основания квалифицировать незавер-

глубиной. Эти признаки обнаруживаются при профиль­ ном анализе участков излома, соответствующих коалеоценции пустот, образующихся в условиях нормального отрыва [37]. Принимая во внимание наличие в структу­ ре излома крупных чашек (диаметром в несколько мим), расположенных в поле дисперсных чашек (меньше 1 мкм в диаметре), автор работы [36] связывает зарождение первых с образованием несплошностей у частиц MnS, а вторых — с карбидными частицами. Такой вывод прежде всего вытекает из корреляции среднего расстояния меж­ ду ямками разных типоразмеров, а также расстояния между включениями и карбидными частицами.

ЗОНА ВЫТЯЖКИ КАК ХАРАКТЕРИСТИКА УРОВНЯ ВЯЗКОСТИ РАЗРУШЕНИЯ

Рассмотрим более подробно стартовые участки изломов, ха­ рактеризующие спонтанное развитие трещины, прежде всего зону вытяжки и условия ее образования.

Стереоскопический анализ поверхности разрушения дает инфор­ мацию о профиле зоны вытяжки. Из анализа многочисленных из­ ломов следует >[41], что зона вытяжки вначале располагается в

а, мкм

Рис. 11. Зависимость между шириной а зоны вытяжки и

одной плоскости с поверхностью усталостной трещины. Затем нак­ лон ее изменяется и колеблется в широких пределах, но не превы­ шает 30° (см. рис. 7).

Нами проведен прицельно-статистический анализ ширины зоны

личине к 2.

Рис. 12. Зависимость величины критического раскрытия тре­

щины 6 К от ширины а зоны

вытяжки для стали 50ХН в ин­ тервале температур отпуска 200—650°С:

1 — испытание на воздухе; 2 —

испытание в дистиллированной воде

Рис. 12 дает экспериментальное подтверждение линейного ха­

рактера зависимости бк и а, наблюдаемого в широком диапазоне температур отпуска, включая 650°С, когда использование выбран­ ных образцов не обеспечивает определения параметра /Cic Приве­ денные данные являются доказательством особой барьерной роли стартовых зон изломов образцов с трещинами в формировании уровня вязкости разрушения конструкционных сплавов.

Г л а в а II

ВЛИЯНИЕ УСЛОВИЙ ИСПЫТАНИЙ НА КРАТКОВРЕМЕННУЮ ТРЕЩИНОСТОЙКОСТЬ СТАЛЕЙ

ТЕМПЕРАТУРНЫЕ ЗАВИСИМОСТИ ВЯЗКОСТИ РАЗРУШЕНИЯ

Одним из наиболее ярко выраженных и опасных про­ явлений склонности сталей к хрупкому разрушению яв­ ляется их хладноломкость, т. е. способность хрупко раз­ рушаться при достаточно низких температурах эксплуа­ тации. Поэтому представляет значительный познава­ тельный и практический интерес изучение влияния температуры испытания на параметр Kic как характери­ стику заведомо хрупкого разрушения.

Были исследованы температурные зависимости Kic трех широко распространенных легированных сталей в термически упрочненном состоянии с разным содержа­ нием углерода: 20Х и 50ХН (закалка с отпуском при 400°С) и инструментальной стали 9ХС (закалка с отпус­ ком при 450°С). Для испытаний, проводимых в интерва­ ле температур от —195 до 350°С, использовали цилинд­ рические образцы с кольцевой трещиной.

Из рис. 13 следует, что характер температурных за­ висимостей К\с для сталей различный: сталь 9ХС во всем исследованном интервале температур обнаружила несущественный и монотонный прирост вязкости разру­

зависимости /Стс в сталях с не­ высоким содержанием углерода следует также из приве­ денных на рис. 2 данных для нормализованных сталей типа 25Г2НМ [26]. Такой характер температурных за­ висимостей дал основание некоторым авторам проводить сравнение различных сплавов по местоположению тем­ пературы резкого подъема /Cic, аналогично температуре хрупко-вязкого перехода при ударных испытаниях образ­ цов Менаже или Шарпи.

Нами был проведен микрофрактопраф|ический анализ стартовых участков изломов образцов, использованных для оценки вязкости разрушения в соответствии с рис. 13. Распространение трещин при низких темпера­ турах испытаний в стали 20Х происходит путем транс* кристаллитного скола; для стали 50ХН низкотемператур­ ный спонтанный рост трещины имел окольный интеркристаллитный характер по границам исходного аустенитного зерна. По мере повышения температуры

испытания микростроение излома приобретает смешан­ ный хрупко-вязкий характерна области верхнего порога иооледуемых кривых стартовые участки излома состоят из вязких ямочных микрообразований.

Таким образом, выраженная пороговая температур­ ная зависимость /Стс с позиций микромеханизма разру­ шения может быть интерпретирована как хрупко-вязкий переход.

Вместе с тем макростроение изломов образцов с трещинами в области верхних участков кривых Kic сви­ детельствует о несоответствии макро- и микрохарактера разрушения. Последнее обстоятельство имеет определен­ ное методическое значение в связи с тенденцией к внед­ рению в лабораторную практику микрофрактографического метода оценки температур хладноломкости по ре­ зультатам измерения ударной вязкости.

Исследовали также изменение микростроения излома выоокоуглеродистой стали 9ХС, для которой с повыше­ нием температуры испытания существенного увеличения Kic не выявлено. Несмотря на уменьшение размера квазискольных фасеток, квазискольный характер распрост­ ранения трещины, наблюдаемый в области криогенных температур испытаний, сохранялся и при повышенных температурах испытаний. Это является фрактографическим подтверждением отсутствия значительных изме­ нений энергоемкости распространения трещины такой стали в широком диапазоне низких и повышенных тем­ ператур испытаний. Вышеприведенные микрофрактографические наблюдения находятся в хорошем соответствии с приведенной в работе [2 1 ] общей схемой связи микро­ строения изломов с типом температурных зависимостей энергоемкости разрушения сталей с различной струк­ турой.

Несмотря на отмеченную ранее условность понятий о переходных температурах при анализе температурных зависимостей Ки, эти понятия могут иметь определенное практическое значение для сопоставления работоспособ­ ности сплавов (в связи с варьированием при выплавке и последующей обработке различных структурно-металлур­ гических факторов).

Как правило, стали с повышенным сопротивлением хрупкому разрушению характеризуются более крутым характером температурных зависимостей Kic и их отно­ сительным сдвигом в сторону низких температур.

Приведенные данные, а также зависимости вязкости разрушения от температуры испытаний, представленные в работах [42, 43], позволяют предложить следующую пространственную схему, иллюстрирующую температур­ ную чувствительность К \ с сталей в различном структур­ ном состоянии (рис. 14). Для низкоуглеродистых выеоко-

отпущенных и отож­ женных сталей харак­ терны высокое сопро­ тивление распростра­ нению трещины в об­ ласти комнатной и по­ вышенных температур испытаний, резко вы­ раженный пороговый характер температур­ ных кривых K ic .

Фрактографическими признаками темпе-

р атур Н О И ЧуВСТВИТеЛЬ-

ности вязкости разру­ шения этих сталей яв­ ляются транскристал-

литный скол в области низких температур и коалесценция пустот с образованием ямок (димплов) на верхнем пороге кривой. С увеличением содержания углерода в стали и снижением температуры отпуска подъем темпе­ ратурной кривой Kic становится более вялым и для об­ ласти высокоуглеродистых низкоотпущенных сталей, по существу, имеет место температурная стабилизация вязкости разрушения. Параметр K ic практически не чув­ ствителен к необратимой отпускной хрупкости в отличие от ударной вязкости, которая по шкале температур от­ пуска часто фиксирует провалы работы разрушения аи (в соответствии с пунктирной линией на рис. 14). Микрофрактографическим признаком температурной нечувст­ вительности Kic высокоуглеродистых сталей является квазискол (в редких случаях интеркристаллитный скол по границам наследственного зерна), доминирующий при всех температурах испытаний.

В завершение анализа микроструктурных данных о

характере температурных зависимостей вязкости разру­ шения необходимо остановиться на итогах работы [44], в которой аналогичные зависимости были изучены на уг­

леродистых сталях с содержанием 0,034—0,30% С после закалки материала по специальным режимам в низко­ температурном водном растворе хлористого натрия. Учи­ тывая высокую пластичность исследованных материалов, температура испытаний во всех (случаях не превышала 0°С. На основании большого числа данных был сделан вывод, что температурная зависимость Kic может быть представлена в виде

где Ко и Т0— являются константами материала; Т — аб­ солютная температура.

Согласно оценкам автора, константа Ко зависит толь­ ко от содержания углерода в стали, в то время как То зависит еще и ют величины зерна.

По данным анализа, изменение температуры испыта­ ний существенно влияет на кратковременную трещиностойкость конструкционных сталей. На основании рас­ смотренных данных и результатов работ [42, 43] были построены диаграммы конструктивной прочности Kic — <То,2 и Q — о0,2 в зависимости от температуры испытаний.

Рнс. 15. Диаграмма конструктивной прочности некоторых сталей в за­ висимости от температуры испытаний:

/ — сталь 20Х; 2 — сталь 50X11; 3 — сталь типа 20; 4—6 — вторичпотвердеющне средьеуглероднстые роторные стали; 7 — сталь типа 25Г2ПМ

Местоположения поперечных отрезков на кривых соот­ ветствуют для каждой стали температуре испытаний —70°С, которую можно, рассматривать как предельно •низкую рабочую температуру механизмов в условиях Се­ вера. Рис. 15 свидетельствует о неравноценности различ­ ных сталей с точки зрения хрупких (гриффитсовских) разрушений при низких температурах, обусловленной структурными и металлургическими факторами.

ВЛИЯНИЕ СКОРОСТИ НАГРУЖЕНИЯ НА КРАТКОВРЕМЕННУЮ ТРЕЩИНОСТОЙКОСТЬ СТАЛЕЙ

Влияние скорости нагружения на вязкость разруше­ ния сталей представляет значительный интерес, потому что диапазон скоростей, в котором происходит эксплу­ атация машин и сооружений новой техники, включая ударные и импульсные нагружения, постоянно расширя­ ется. Следует также иметь в виду, что большие запасы упругой энергии в ряде современных технических объек­ тов (сосуды под давлением, газопроводы и т. п.) препят­ ствуют релаксации напряжений при разрушении, что равноценно приложению к такого рода статическим объ­ ектам высокоскоростного нагружения. Важность испыта­ ний на удар для оценки свойств материалов была дока­ зана еще Н. Н. Давиденковым. Впоследствии методы динамических испытаний получили широкую апробацию в стандартизированном методе испытаний на ударную вязкость. Применительно к трещиностойкости сплавов в нашей стране широко попользуется методика оценки работы распространения трещины ар по данным испыта­ ний на ударный изгиб образцов Менаже с наведенной трещиной [ 1 1 ]. Основной недостаток этой методики свя­ зан с регламентацией размера образца, что препятствует реализации плоской деформации при разрушении доста­ точно вязких материалов. В то же время плоская дефор­ мация при разрушении является необходимым условием сопоставимости трещиностойкости различных материа­ лов при кратковременных разрушающих испытаниях. Эти недостатки могут быть устранены при неукоснительном выполнении двух требований при оценке вязкости разру­ шения в условиях плоской деформации: регистрации при испытаниях диаграммы разрушения с последующим рас­ четом критических коэффициентов интенсивности напря-

жений; подбора размеров образца, удовлетворяющего разрушению в условиях плоской деформации. В настоя­ щее время в ряде исследовательских лабораторий исполь­ зуются устройства, позволяющие вести запись и регистра­ цию диаграммы разрушения в широком интервале высоких скоростей нагруже­

в том числе работой [45]. По указанной причине для вяз­ кости разрушения при высокоскоростном ударном нагру­ жении введено обозначение Км вместо /<ic, используемо­ го при статических испытаниях.

Принципиальное значение для выяснения влияния скорости нагружения на вязкость разрушения сталей имели работы Шумейкера и его соавторов [46, 47]. Ими проведен сравнительный анализ чувствительности к ско­ рости нагружения сталей с различным уровнем проч­ ности, в том числе стали 20 (сто,2 = 28,5 кге/мм2); типа 5ХГН5М (ао,2 = 98,5 кге/мм2) и мартенситно-стареющей •стали типа Н18К8МТ (оо,2=176 кге/мм2). Динамические испытания 'балочных образцов на изгиб проводили при скорости деформации 40 1/с, что примерно на 6 порядков больше скорости статического нагружения. Согласно рис. 16, вязкость разрушения высокопрочной мартенсит­ но-стареющей стали линейно возрастает с увеличением температуры и в пределах 1 0 % разброса данных не за­ висит от скорости нагружения, В то же время вязкость

разрушения низкопрочной углеродистой стали 2 0 под воз­ действием динамического нагружения резко снижается, что проявляется в сдвиге-температурных зависимостей Kic в сторону высоких температур испытаний. Принимая во внимание жесткие требования, предъявляемые при ис­ пытаниях на вязкость разрушения к размерам образцов, можно констатировать, что динамические испытания рас­ ширяют диапазон температур испытаний, в котором при заданной толщине образцов можно получать достовер­ ную оценку вязкости разрушения низко- и среднеуглеро­ дистых сталей. Так, для стали 20 при толщине образцов 25 мм динамическое нагружение расширяет упомянутую температурную область более чем на 100°С (от —120 до —20°С).

Еще в работе Краффта и Ирвина [48] обращено вни­ мание на вероятное соответствие спада вязкости разру­ шения под воздействием динамической нагрузки и при­ роста предела текучести. Таким образом, ослабление чувствительности К\с к скорости нагружения по мере роста абсолютных значений предела текучести стали можно объяснить на основании достаточно хорошо про­ веренного факта, согласно которому абсолютные измене­ ния предела текучести в связи с изменением скорости нагружения практически не зависят от абсолютного уровня Go,2 - Согласно Краффту и Ирвину [48], изменение скорости деформации в 1 0 5 раз обусловило у низкопроч­ ной отожженной стали прирост а0,2 на 2 1 кгс/мм2, т. е. практически на 100%. В то же время для высокопрочной стали с пределом текучести ао,2=140 кгс/мм2 такое же изменение скорости нагружения привело к увеличению названной характеристики на 29 кгс/мм2, что составляло всего 15% от исходного уровня /Cic. Исходя из изложен­ ного, считают, что оценка вязкости разрушения при ма­ лой скорости деформации достаточна для большинства практических случаев эксплуатации, если достигнутые при термической обработке значения ао,2^140 кгс/мм2.

В связи с таким подходом к оценке влияния на Кь скорости и температуры нагружения в той же работе [48] обращается внимание на подобный характер температур­ ных зависимостей вязкости разрушения и показателя степени деформационного упрочнения, оцениваемого обычно при испытаниях гладких образцов на растяжение или сжатие. По нашему мнению, такая корреляция меж­ ду К\с и п будет иногда нарушаться, свидетельством чс-

/ — статическое нагружение; 2 — динамическое нагружение

му является указанная ранее неадекватность изменения К\с и п для стали в состоянии необратимой отпускной хрупкости (iCM. рис. 5,6).

В развитие изложенных представлений Кортен и Шу­ мейкер [46] высказали гипотезу об эквивалентности влияния температуры и скорости испытания на вязкость разрушения низкопрочных сталей, аналогично ранее установленной эквивалентности влияния этих факторов на уровень предела текучести. Такая гипотеза подтверж­ дается тождественностью диаграммы Ki — 0 0 ,2, построен­ ной для стали 2 0 в случае статического и динамического нагружений (рис. 17,а). Согласно Кортену и Шумейкеру, Kic следует рассматривать как функцию температурно­

скоростного параметра Лп(Л/е) (А — постоянная). Правомерность такого подхода подтверждается зави­

симостью, приведенной на рис. 17,6. Справедливость данной гипотезы подтверждена также при исследовании вязкости разрушения других сталей [45, 49]. Характер скоростной зависимости Kic низкоуглеродистой стали да­ ет убедительное доказательство того, что, по крайней мере, хрупкое разрушение металлов и сплавов, соответ­ ствующее спонтанному распространению трещины в ус­ ловиях плоской деформации, не может быть истолкова­ но с позиций кинетической концепции разрушения как тривиального процесса термофлуктуационного разрыва связей.

Необходимо подчеркнуть, что такая чувствительность Kic к скорости испытаний является типичной для мягких низкоуглеродистых сталей и резко ослабевает у высоко-

прочных сталей. Это касается не только упомянутых мартенситно-стареющих сталей, но и традиционных вы­ сокопрочных закаленных сталей, прежде всего высоко­ углеродистых (например, 9ХС). С этой точки зрения можно также говорить об эквивалентности влияния ско­ рости и температуры испытаний на вязкость разрушения таких материалов.

Заканчивая рассмотрение влияния скорости деформа­ ции на трещиностойкость сталей, нельзя не коснуться его специфики для материалов, для которых существует опасность охрупчивания вследствие внутренних диффу­ зионных процессов —прежде всего последствие наводороживания или деформационного старения. В работе [50] на примере мартенситно-стареющей стали и стали типа 5ХНМ показано, что водородная хрупкость и дефор­ мационное старение могут совершенно изменить привыч­ ный ход зависимостей вязкости разрушения от скорости и температуры деформации: статическое нагружение является значительно более опасным по сравнению с ударным, поскольку обусловливает существенное паде­ ние сопротивления распространению трещин. Как будет показано далее, подобные эффекты обнаруживаются в связи с воздействием на высокопрочные стали внешней среды.

ВЛИЯНИЕ ВНЕШНЕЙ РАБОЧЕЙ СРЕДЫ НА ВЯЗКОСТЬ РАЗРУШЕНИЯ

КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ

Рассмотрим влияние на сопротивление распростра­ нению трещины при кратковременном разрушении внеш­ ней среды типа воды и влаги. Еще в первых отечествен­ ных исследованиях, выполненных на пластинах с трещйновидными концентраторами напряжений, В. В. Панасюк, Г. В. Карпенко и их соавторы показали [51, 52], что полярные жидкости типа спиртов, а также вода сни­ жают сопротивление распространению трещины в усло­ виях кратковременного нагружения. Это не нашло отра­ жения в обширных зарубежных обзорах, выполненных преимущественно американскими авторами. Джонсон в работе [53], опираясь на свои опыты с Вильнером И данные Стейгервальда, делает вывод о независимости Kic сталей и других сплавов от присутствия в вершине трещины воды и влаги. Аналогичное заключение повто­ ряется и в работе [5 4 ].

В связи с наличием упомянутых неоднозначных -суж­ дений нами было 'исследовано влияние воды -и -воздуш­ ной 'влаги на трещиностойкость закаленных сталей при кратковременном нагружении [55].

Действие дистиллированной воды и влажного возду­ ха изучали на хромистых сталях 20Х, 40Х, 50Х и ШХ15 после закалки их с последующим отпуском, температуру которого варьировали в пределах от 100 до 650°С. Та­ ким образом, имелась возможность проанализировать влияние названных рабочих сред в зависимости от струк­ турного состояния, определяемого как содержанием уг­ лерода встали, так и режимом отпуска.

Величину К±с оценивали после испытаний цилиндри­ ческих образцов диаметром 1 0 мм с кольцевой трещиной. При испытании образцов на разрывной машине УМ-5А скорость нагружения меняли в соответствии с эксплуа­ тационными характеристиками машины: основой была скорость активного захвата о= 0,06 мм/с; кроме того, были проведены испытания при v = 0,12 и 0,6 мм/с. Эта­ лонными были значения Kic сталей в сухом воздухе (от­ носительная влажность 25%). Влажность воздушной атмосферы изменяли с помощью автоматической уста­ новки (пропускание сухого воздуха через двухступенча­ тую гидрокамеру), обеспечивающей стабильные уровни влажности воздуха в пределах от 25 до 95%..

Влияние воды на трещиностойкость при кратковре­ менном нагружении может быть наглядно выражено коэффициентом

$ = K \ J K к ,

где К \ с и Kic — абсолютные значения критических ко­

эффициентов интенсивности напряжений, полученные в присутствии водной среды и в сухом воздухе соответст­ венно.

По мере падения значений Kic для некоторых сталей (вследствие снижения температуры отпуска) влияние воды на вязкость разрушения усиливается (рис. 18). Так, для низкоотпущенной стали ШХ15, характеризую­ щейся самым низким уровнем Kic (60 кгс/мм3/2), падение значений Kic достигает 30%.. Из рис. 18 также следует,

да более чувствительны к воздействию среды. При K ic = = 180 кгс/мм3/ 2 сталь 20Х .практически не чувствительна к воде, в то время как у ЩХ15 при той же вязкости ко­

пуска при 100°С.

Было сделано предположение, что на снижение величи­

ды -на Kic проявляется при достаточно низкой скорости •кратков-ременното нагружения, обеспечивающей запол­ нение средой полости раскрывающейся трещины, а также протекание определенных процессов взаимо­ действия среды с вьюоконапряжеяным металлом в

вершине трещины низкоотпущениой и особенно свежеза­ каленной стали с повышенным содержанием углерода значительно, иногда на порядок, увеличивает размер области субкритического роста трещины. На этом уча­ стке разрушение имеет межзерепный характер. С ростом скорости нагружения и ослаблением влияния воды на участке субкрнтического роста трещины наблюдается пе­ реход от разрушения по границам зерен к разрушению по телу зерна. Микромеханические особенности роста трещины в закаленных сталях при воздействии воды бу­ дут рассмотрены в гл. III.

Заслуживает также внимания исследование влияния влаги на сопротивление распространению трещины в сталях. Эксперименты проводили на стали 40Х после закалки и отпуска ее при 300°С. Относительную влаж­ ность воздуха меняли в пределах от 25 до 90%. Уста­ новлено, что при v = 0,06 мм/с с повышением влажности воздуха значение Kic уменьшается, достигая при влаж­ ности 90% уровня, (который был зафиксирован в случае воздействия дистиллированной воды. Характерно, что с увеличением скорости нагружения (а = 0 ,1 2 м/с) влия­ ние влажного воздуха становится более сильным, чем действие воды. В то время как при v = 0,12 мм/с вода практически уже не оказывает влияния на Kic> в данном случае повышение v усиливает падение вязкости разру­ шения, как в в случае самой низкой скорости нагруже­ ния. Однако при у= 0,06 мм/с влияние влажного возду­ ха также ослабевает.

На основании изложенного можно сделать следую­ щие обобщения. Зависимость К\с от температуры отпус­ ка и скорости нагружения свидетельствует о том, что вывод об отсутствии влияния воды и влажной воздуш­ ной атмосферы на трещиностойкость металлических спла­ вов при кратковременном нагружении [53] носит част­ ный характер и может быть обусловлен как спецификой структурного состояния исследованных материалов, так и сравнительно высокими скоростями испытаний. Сте­ пень снижения под воздействием воды энергии разруше­ ния не определяется однозначно абсолютным ее уров­ нем, а зависит также от структуры стали. С ростом со­ держания углерода в стали и снижением температуры отпуска влияние среды усиливается.

Быстродействие воды и влаги на сопротивление рас­ пространению трещины при кратковременном нагруже­ нии дает основание считать, что реализуемый механизм взаимодействия «металла со средой отличается от меха­ низма, ответственного за коррозионное растрескивание при больших базах испытаний, когда коэффициенты ин­ тенсивности напряжений близки к пороговым. При этом изначальные акты взаимодействия среды с металлом «имеют, вероятно, адсорбциопную природу.

Вместе с тем нужно принять во внимание, что сниже­ ние эффективной поверхностной энергии под воздействи­ ем воды и влаги ослабевает или даже полностью пре­ кращается с росто!М скорости кратковременното нагруже­

трещины, с одной стороныг и необходимостью «критиче­ ской» экспозиции для проявления влияния среды — с другой. Следует отметить важную роль докритического раскрытия трещины при возрастании нагрузки как фак­ тора, способствующего миграции среды в устье трещи­ ны. С увеличением раскрытия трещины глубина проник­ новения авангардных молекул среды к геометрической вершине трещины увеличивается. Сопоставление данных, полученных при различных скоростях нагружения, дает основание предположить, что скорость миграции и глу­ бина проникновения воздушной среды больше, чем воды.

Субкритический рост трещины в хрупких закаленных сталях при воздействии воды можно рассматривать как составную часть более общего явления их замедленного разрушения на образцах с трещинами в присутствии коррозионных сред. По iMepe понижения нагрузки на таких образцах ниже Kic скорость субкритического ро­ ста трещины уменьшается, при этом живучесть образца с трещиной увеличивается. Таким образом, может быть снята диаграмма замедленного разрушения образцов с трещиной и определено минимальное (пороговое) зна­ чение коэффициента интенсивности напряжений Kiscc, ниже которого рост трещины отсутствует. Kiscc наряду с Kic является также важным критерием, который может быть использован для расчета изделий с дефектами, эксплуатируемых при воздействии длительных нагрузок и заданных сред.

ФАКТОР ЦИКЛИЧЕСКОГО НАКЛЕПА И ДЕФОРМАЦИОННОГО СТАРЕНИЯ ПРИ ОЦЕНКЕ ТРЕЩИНОСТОЙКОСТИ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ

Современная концепция вязкости разрушения конструкционных материалов базируется на представлениях о наличии в них готовых дефектов критического размера или дефектов, субкритическое подрастание которых не сопровождается изменением свойств ис­ ходного материала. Вместе с тем, принимая во внимание высокие требования, предъявляемые к современным сплавам, вряд ли мож­ но исходить из наличия в них готовых больших критических дефек­ тов. Подрастание трещин в реальных изделиях обусловливается спектром зачастую сложных эксплуатационных нагрузок, в том чис­ ле циклических, и разовых кратковременных перегрузок. Поскольку такие процессы рассредоточены во времени, необходимо наряду с

наклепом принимать во внимание влияние на вязкость разрушения процессов деформационного старения материала в окрестности тре­ щины. Ниже на примере высокопрочной хромоникелевой стали рас­ смотрено возможное отрицательное влияние циклического наклепа,

50ХН (аустенитизация и закалка от 820°С; отпуск при 300, 400 и 550°С). Для определения Ки использовали цилиндрические образ­ цы с наружной кольцевой трещиной, созданной в устье кольцевогс? концентратора при круговом изгибе на модернизированной испыта­ тельной машине НУ-5 при частоте нагружения 49 циклов/мин. На­ ружный диаметр образцов 10 мм, диаметр нетто-сечения по коль­ цевой трещине 7 мм. Число циклов нагружения N, необходимое для образования трещины заданных размеров, зависит от величины но­ минального изгибающего момента М, действующего в рабочем се­ чении образца, а также от структуры материала, обусловленной температурой отпуска.

Разрушающие нагрузки определяли при растяжении образцов на стандартной машине со скоростью 0,06 мм/с. Разовые кратковре­ менные перегрузки при растяжении создавали на той же испыта­ тельной машине путем нагружения образцов с наведенными устало­ стными трещинами до усилия, равного 0,95 от критического. Вме­ сто длительного естественного старения использовали искусственное старение при 150°С в течение 2 ч.

К1с, кес/пмУ2

Рис. 19. Влияние уровня ци­ клической нагрузки в процес­ се образования трещины и температуры старения на вязкость разрушения стали 50ХИ. При температуре от­ пуска, °С:

а — 300; б — 400; в— 550; 1 — испытание непосредственно после образования трещины; 2 — испытание после старе­ ния; 3 — испытание после об­ разования трещины при воз­ действии на нее раствора олеиновой .кислоты с после­ дующим старением

После отпуска при 300°С величина изгибающего момента М в

отпущенной при 550°С, существенно снижает Kid кратковременные разовые перегрузки приводят к дополнительному уменьшению этой характеристики. Их влияние на уровень вязкости разрушения ощу­ щается даже для низкоотпущенной стали; с повышением темпера­ туры отпуска оно усиливается.

Весьма специфичным оказалось воздействие деформационного старения (юм. рис. 19). Последнее значительно, IB некоторых слу­ чаях на 30%, снижает уровень вязкости разрушения стали. Охрупчивающее действие старения проявляется как при высоких, так и при низких циклических нагрузках, после низкого и высокого от­

*2 Образцы с трещинами, нанесенными до вакуумного отжига._____________

кости разрушения. Трещиностойкость, являющаяся весьма специфи­ ческим показателем механических свойств сплава, сложным обра­ зом зависит от других прочностно-пластических свойств, в том числе от циклической вязкости и способности к циклическому упрочнению.

Заслуживает внимания оценка вероятного эксплуатационного влияния рабочих сред на процессы наклепа и старения при разви­ тии внешних дефектов в стальных изделиях. Такой анализ проведен нами [581 на стали 50ХН с использованием описанной выше мето­ дики наведения трещины на цилиндрических образцах при круго­ вом изгибе. С целью обеспечения в вершине трещины присутствия среды в средней части цилиндрического образца, включающей кон­ центратор, крепили герметичный резервуар, наполнецный жид­ костью. Рабочими средами служили 3%-ный раствор олеиновой кислоты в вазелиновом масле и дистиллированная вода. После на­ ведения трещины в присутствии выбранной среды все образцы под­ вергали 2-ч старению при 150°С, в процессе которого полностью устранялось масло из вершины трещины. Последующие испытания на кратковременную трещиностойкость проводили на воздухе.

В отличие от образцов, тренированных на воздухе, обнаружив­ ших чувствительность к амплитуде тренировки и старению, образ­ цы, тренированные в растворе олеиновой кислоты и подвергнутые по­ следующему старению, имели более высокий уровень вязкости раз­ рушения, равный К\с несостаренных образцов, тренированных к то­ му же при напряжениях ниже порога чувствительности к цикличе­ скому наклепу. Подобное влияние при циклических нагрузках ока­ зала и дистиллированная вода. Это означает, что вследствие умень­ шения под воздействием среды эффективной поверхностной энергии резко снижается пластическая деформация материала впереди фрон­ та продвигающейся трещины.

Наглядное представление об изменении микромеханизма роста усталостных трещин под воздействием жидких сред можно полу­ чить из электронных фрактогримм участков изломов, соответствую­ щих переходу от распространения трещины при испытаниях на воздухе к распространению ее в присутствии жидкой среды. На по­ верхности разрушения, отвечающей подрастанию трещины при ис­ пытании на воздухе, преобладающими являются нерегулярные, с многочисленными разрывами бороздки, характерные для высоко­ прочных сталей. Эти бороздки, согласно классификации Форсайта, можно отнести к вязкому типу. Их строение свидетельствует о су­ щественной микропластической деформации, с которой связано про­ движение трещины в каждом цикле.

Среда типа раствора олеиновой кислоты заметно меняет мик­ роструктуру излома. На значительных микроплощадках усталостные бороздки уступают место бесструктурным скольным фасеткам, на­ личие которых обусловлено, по-видимому, нерегулярным подраста­ нием трещины при резко уменьшенной пластической деформации. Сравнительно легкое подрастание трещины на гладких участках со­ четается с длительными остановками в полосах плотного скопления бороздчатых выступов. Еще более резко меняется характер подра­ стания трещины под воздействием дистиллированной воды. Типич­ ными в этом случае являются четко очерченные хрупкие фасетки, которые подчеркиваются частыми поперечными вьгрывами (вторич­ ными трещинами) и во многих случаях декорированы следами кор­ розии. В целом характер излома типичен для коррозионно-усталост­ ного разрушения высокопрочной стали.

Таким образом, поверхностно активная рабочая среда, несмотря на интенсификацию процесса роста усталостной трещины, устраняет наклеп и связанное с ним старение материала в вершине трещины. Исходя из установленного эффекта, можно предложить способ на­ ведения трещины на образцах, предназначенных для оценки вязко­ сти разрушения, который будет обеспечивать сохранение исходного неискаженного уровня Ки высокопрочных сталей. При этом в зна­ чительной мере могут быть сняты ограничения, накладываемые в таких случаях при тренировке на уровень амплитуды напряжений.

ТРЕЩИНОСТОЙКОСТЬ СТАЛЬНЫХ ИЗДЕЛИЙ ПОСЛЕ ЦЕМЕНТАЦИИ И ОБЕЗУГЛЕРОЖИВАНИЯ

Сопротивление распространению трещин может существенно зависеть от геометрических размеров разрушаемых образцов (изде­ лий). Прежде всего, это касается тех случаев, когда при разрушении (реализуется плосконапряж-енное состояние: хорошо известна зави­ симость Кс от толщины плоских балочных образцов при испытании их на изгиб и растяжение. При оценке вязкости разрушения таких образцов с трещинами у их боковых поверхностей обычно появ­ ляются срезные скосы утяжки, являющиеся своего рода мерой уве­ личения Кс по сравнению с его минимальным значением /Cic, к которому стремится вязкость разрушения по мере увеличения тол­ щины образца. Механическое поведение при разрушении поверхностг ных слоев, по существу, контролирует уровень трещиностойкости изделий. Таким образом, различного рода поверхностные обработки, сопряженные с изменением структурного состояния поверхностных

слоев, могут оказать влияние на сопротивление распространению трещины в изделиях.

Известен ряд методов поверхностного упрочнения деталей, ос­ нованных на использовании различных способов пластического де­ формирования поверхностных слоев. Повышение служебных свойств изделий после поверхностного пластического деформирова­ ния достигается в результате образования у поверхности сжимаю­ щих остаточных напряжений и наклепа металла.

ния коэффициента интенсивности на­ пряжений по сечению цементованного

(б) и обезуглероженного (в) образцов

Поверхностное упрочнение деталей обычно связано с повыше­ нием твердости и хрупкости поверхностных слоев, в частности при холодном наклепе, закалке ТВЧ, нанесении различного рода покры­ тий и т. п. В ряде случаев (например, при длительном отжиге без защитной атмосферы) следует >пртшм<ать во внимание возможность разупрочнения поверхностных слоев вследствие выгорания уг­ лерода. Таким образом, при исследовании влияния структурного состояния поверхностных слоев на трещиностойкость заслуживает внимания рассмотрение изделий как с упрочненной, так и с разупрочненной поверхностью. Такой анализ выполнен нами на примере стали 37XH3A после цементации и стали ШХ15 после обезуглеро­ живания [64].

Оценку вязкости разрушения проводили на балочных образцах прямоугольного сечения с односторонней трещиной при их испы­ тании по схеме четырехточечного изгиба (рис. 20). Высота бруттосечения образца была постоянной (18 мм), ширину образца t, в каждом случае изменяли в пределах от 4 до 10 мм. Прямоугольные заготовки из стали 37XH3A подвергали цементации при 870°С и отпуску при 360°С в течение 2 ч. Затем на образце создавали кон­ структивный концентратор, в устье которого путем циклической тренировки наводили усталостную трещину регламентированной длины. Длина трещины вместе с надрезом во всех случаях состав­ ляла половину высоты образца.

С целью обезуглероживания поверхностных слоев аналогичные прямоугольные образцы из стали ШХ15 подвергали отжигу в воз­ душной атмосфере при 870°С соответственно в течение 5 и 20 ч. За­ готовки закаливали с 850°С и отпускали при 450°С, 2 ч. После тер­ мической обработки на заготовках создавали трещины, как и на це­ ментованных образцах.

Глубину цементованного (или обезуглероженного) поверх­ ностного слоя h определяли по величине зоны, микротвердость ко­

торой отличалась от микротвердости сердцевины. Естественно пред­

та аустенитного зерна в процессе длительной термической обработ­ ки. Для проверки влияния цементации и обезуглероживания на ме­ ханические свойства и величину аустенитного зерна сердцевины из­ готовляли контрольные образцы толщиной 11 и 5 мм, подвергав­ шиеся обоим видам обработки с максимальной выдержкой (5 ч

К°с,нгс/мм%

Глубина слоя, мм

Рис. 21. Изменение К \ в зависимости от глубины це­

ментованного (а) и обезуглероженного (б) слоев при толшине образца, мм:

/ — 10; 2 - 8 ; 3 — 6; 4 — 4

при цементации и 20 ч при обезуглероживании). После закалки и отпуска эти образцы шлифовали на глубину 0,5 мм с полным уда­ лением поверхностного слоя. При оценке вязкости разрушения от­ клонений от уровня, характерного для образцов, не подвергавших­ ся цементации или обезуглероживанию, не обнаружено. Данные ме­ таллографического анализа свидетельствуют о несущественном рос­

Вследствие высокого содержания углерода в исследуемых ста­ лях после примененных термических обработок разрушение образ­ цов носит всегда отрывной характер, а боковые скосы не являют­ ся доминирующими в изломах всех образцов, включая образцы ми­ нимальной толщины. Поэтому, несмотря на неоднородность мате­ риала поверхности и сердцевины, диаграммы разрушения формально соответствуют требованиям, которые предъявляются при опре­ делении вязкости разрушения в условиях плоской деформации. Это позволило оценивать разрушения по усредненным для всего сече­ ния значениям критического коэффициента интенсивности напряже­

ний при плоскодеформированном состоянии K\c-

Рис. 21 иллюстрирует 'влияние глубины цементованного и обезуглероженного слоев боковых поверхностей образцов на уро­

вень вязкости разрушения /Cjc Как и следовало ожидать, изме­ нение толщины образцов без поверхностной обработки не сказыва­ ется на величине К jr , которая в этом случае равна вязкости разрушения сердцевины.

С увеличением глубины цементованного слоя К\ снижа­

ется. Снижение вязкости разрушения образца зависит от толщины образца t — с уменьшением t чувствительность образца к поверх­ ностному упрочнению резко возрастает. Так, для образца толщи­

ной 4 мм при глубине цементованного слоя h= 0,23 мм К jr

два раза ниже, чем материала сердцевины. Для образца с усталост­ ной трещиной, наведенной до закалки, характер зависимостей К

тации: с ростом глубины обезуглероженного слоя значения /С^

для стали ШХ15 увеличивается. У образцов толщиной 10 мм этот прирост невелик и при h = 0,22 мм он не превышает 10%. Однако с уменьшением толщины образца влияние поверхностного обезуглеро­ живания резко усиливается. В частности, при t = 4 мм и h= 0,22 мм усредненный уровень вязкости разрушения почти вдвое выше, чем Ки исследуемой стали ШХ15. Необходимо учесть, что столь рез­

кий рост К^с достигается на образцах, которые вследствие выпол­

нения неравенства (2), характера реализуемых диаграмм разру­ шения и величины утяжки в изломе считаются пригодными для оп­ ределения вязкости разрушения при плоскодеформированном сос­ тоянии. Это свидетельствует о кардинальном влиянии боковых по­

ся в пределах, допустимых с позиций существующих методик опре­ деления /Сю.

Представляет интерес аналитическая оценка вязкости разру­ шения изделий (образцов), у которых структура боковых припо­ верхностных слоев отличается от структуры материала сердцевины. Поскольку в целом речь идет о распространении трещины при плоскодеформированном состоянии, то, по-видимому, можно гово­ рить о вязкости разрушения отдельных слоев материала. Наиболее

Здесь F(t) функция, отражающая зависимость вязкости раз­ рушения от толщины образца. Экспериментальные данные, приве­

Г л а в а III

ВЯЗКОСТЬ РАЗРУШЕНИЯ УМЕРЕННОЛЕГИРОВАННЫХ НИЗКООТПУЩЕННЫХ СТАЛЕЙ

КРАТКОВРЕМЕННАЯ ТРЕЩИНОСТОЙКОСТЬ СТАЛЕЙ С МАРТЕНСИТНОЙ СТРУКТУРОЙ

Большой 'интерес к высокопрочным состояниям, по­ лученным при обработке средне- и высокоуглеродистых сталей на мартенсит, связан с возможностью достиже­ ния предельно высоких уровней статической и цикличе­ ской прочности на гладких образцах. Вместе с тем та­ кие стали характеризуются низким сопротивлением хрупкому разрушению, склонностью к задержанному разрушению, высокой чувствительностью к воздействию рабочих сред, в том числе к водороду. Из изложенного ясно, насколько актуально изучение структурных и микрофрактографичеоких аспектов вязкости разрушения высокопрочного 'мартенсита.

Оценка причин низкой хрупкой прочности железоуг­ леродистого мартенсита дана в монографии М. Л. Берн­ штейна [20]. Главным фактором, уменьшающим сопро­ тивление хрупкому разрушению стали по мере увеличе­ ния в ней содержания углерода, является переход от ре­ ечного к пластинчатому двойникованному мартенситу. С образованием последнего связывают возникновение на границах кристаллов микротрещин. Преимущественно Межзеренный (по границам исходного аустенитного зер­ на) характер зарождения и распространения трещин, согласно концепции К. Мазанца [65], является резуль­ татом динамических эффектов при мартенситном пре­ вращении на границах встречно растущих мартенситных Кристаллов. Межзеренную хрупкость мартенсита пыта­ ются объяснить повышенной концентрацией у границ Незакрепленных закалочных дефектов — дислокаций и вакансий. В работах В. И. Саррака1 дается интерпрета­ ция низкого сопротивления хрупкому разрушению исхо­ дя из понятия локальных микронапряжений, возникаю­ щих при мартенситном превращении в связи с общим

1 Саррак В. И. Исследование факторов, определяющих склон­ ность железа и стали к хрупкому разрушению. Автореф. докт. дне. М., 1969.

повышением плотности дефектов, «высокой степенью те­ трагональности мартенситных кристаллов н спецификой локальных дислокационных реакций у границ. Показано также, что уже при «содержании в стали 0,25% С насту­ пает полное закрепление дислокаций углеродом. Допол­ нительный вклад в охрупчивание такой стали «вносит взаимодействие дислокаций с двойникованными граница­ ми [20]. Этим можно объяснить резкое падение вязко­

бора температур отпуска, обеспечивающих эквивалент­ ную прочность, установлено, что более низкий уровень Kic стали с 0,4% С обусловлен интенсивным развитием двойникования мартенсита. Показано, что в сталях, склонных к образованию при закалке двойникованного мартенсита, может быть обеспечено более благоприятное сочетание Kic и а0,2 благодаря изотермической обработке на нижний бейнит. В то же время нижний бейнит усту­ пает по прочностно-вязкостным показателям недвойни­ кованному мартенситу низкоуглеродистой стали. В рабо­ те содержится также ряд интересных структурных на­ блюдений бейнита. Было замечено, что повышение тем­ пературы изотермической обработки ведет к ухудшению прочности и вязкости бейнита. Это связано с укрупнени­ ем карбидных частиц и «выделениями последних по гра­ ницам зерен.

В ряде работ высказываются предположения, что вязкость разрушения является характеристикой, весьма чувствительной к «структурной гетерогенности мартенси­

аустенита, нерастворившихся карбидов, феррита и т. п.

Методические особенности оценки вязкости разруше­ ния высокоуглеродистого мартенсита. Как известно, ап­ робированные методики «оценки К\с металлических спла­ вов базируются на кратковременных испытаниях до раз­ рушения образцов регламентированных размеров с пред­ варительно наведенными трещинами. При этом важным

ьо

условием достоверной оценки Kic является правильное определение критической нагрузки Р1ф, которую обычно находят из диаграммы разрушения в координатах на­ грузка Р — раскрытие трещины Д.

В ряде случаев квазихрупкого разрушения Ркр мож­

В этом елучае приходится прибегать к определению ус­ ловной критической нагрузки Р5. По мере увеличения пластичности необходимо считаться с возможным субкритическим подрастанием трещины.

Такого рода методические трудности, казалось бы, не должны возникать при оценке Kic хрупких материа­ лов, для которых при использовании образцов рекомен­ дуемых размеров разрушение происходит по типу пря­ мого излома с образованием диаграммы разрушения с острым экстремумом (рис. 22,в). При этом Ркр соответ­ ствует обычно максимальной нагрузке. Вместе с тем проведенные нами исследования выявили непредвиден­ ные трудности при оценке Рщ> и расшифровке диаграмм разрушения весьма хрупкого мартенсита в выоокоуглеродистых сталях, когда Kic обычно не превышает 1 0 0 кгс/ Iмм3/2. Для таких материалов характерны диаграммы разрушения с четко выраженным нелинейным восходя­ щим участком, не позволяющим на основании обще­ принятых правил определять Р1ф (рис. 2 2 ,г). Анализ ки­ нетики раскрытия трещины на боковых поверхностях образцов показал, что образование нелинейного участка диаграммы разрушения связано с субкритическим под­ растанием трещины. Последнее зависит от скорости крат­ ковременного нагружения и является отражением склонности высокопрочного мартенсита к замедленному разрушению.

in

Нами предпринята попытка всестороннего изучения перегрева при закалке и связанной с ним крупнозерни­ стое™ на трещиностойкость и другие характеристики механических свойств высокопрочных конструкционных сталей, их структурных особенностей, а также микроме­ ханизма разрушения. Исследования проводили на двух

обработку указанных сталей осуществляли по четырем режимам аустенитизации: I — закалка от 860°С в масле; II — ступенчатая закалка с выдержкой при подстуживании: нагрев до 1200°С, охлаждение до 860°С, выдержка 15 мин, закалка в масле; III — ступенчатая закалка без выдержки при подстуживании: нагрев до 1200°С, охлаж­

Характеристики механических свойств сталей после термической обработки, количество остаточного аусте­ нита и уширение рентгеновской линии р (ПО) указаны в табл. 3. Видно, что повышение температуры аустени­ тизации в любом случае вызывает весьма существенный рост /Cic (до 70%) при незначительном снижении с»о,2 и ав и довольно резком падении ударной вязкости ан и пластичности -ф. Магнитометрические исследования под­ твердили возможность повышения количества остаточно­ го аустенита в стали при ее перегреве. Данные рентгено­ структурного анализа свидетельствуют о нечувствитель­ ности ширины рентгеновской линии (3 (110) к условиям закалки и величине исходного аустенитного зерна. Тер­ мическая обработка от обычных температур обеспечива­ ла получение структуры со средней величиной зерна аустенита около 10 мкм; после перегрева зерно выраста­ ло примерно до 90 мкм.

Проведенный нами тщательный металлографический анализ не обнаружил в структуре стали следов верхнего бейнита, присутствие которого отмечено Вудом [72]. Микроструктура стали представляла собой косые ряды блоков мартенситных кристаллов с часто наблюдаемыми тупоугольными парами, расположенными вдоль границ и внутри бывших аустенитных зерен перегретой стали. Известно [73], что мартенситные кристаллы собраны в блоки, причем в пределах каждого из них они практиче-

ски одинаково ориентированы. Блоки мартенситных кри­ сталлов, разделенные высокоугловыми границами, в свою очередь собраны в ракет. Количество таких кри­ сталлографически независимых пакетов в пределах од­ ного зерна не может быть больше четырех (но числу плоскостей {111}а ), хотя общее число пакетов может быть гораздо больше. Тип кристаллов мартенсита при изменении размера аустенитного зерна в исследуемых нами сталях остается почти неизменным. Как в крупно­ зернистой, так и в мелкозернистой сталях присутствуют блоки, состоящие из пластинчатых двойникованных кри­ сталлов с реечной периферией. Изменение размера ис­ ходного зерна аустенита не отражается на величине мартенситных кристаллов — в обоих случаях она не пре­ вышает 10—20 мкм [73].

Таким образом, микроструктурные исследования не выявляют каких-либо серьезных отличий в структуре традиционно обработанной и перегретой стали (за исключением размера зерна аустенита и соответственно величины пакетов мартенситных кристаллов).

Электронно-фрактографический анализ, проведенный на стали 40Х, выявил существенные различия в характе­ ре распространения трещины и микромеханизме разру­ шения образцов, испытанных с целью определения Кк-, после закалки с обычных температур и при перегреве. В первом случае после низкого отпуска разрушение име­ ет повсеместно межзеренный характер — по границам бывшего аустенитного зерна. При этом на старте пред­ варительно наведенной усталостной трещины обнаружи­ вается зона облегченного распространения трещины (ЗОРТ), в пределах которой, как правило, не выявлено каких-либо следов пластической деформации на поверх­ ности межзеренных фасеток. В случае стали, перегретой при закалке (режимы II—IV), на старте трещины вы­ явлены внутризеренная зона вытягивания и зона ямоч­ ных микрообразований шириной от 20 до 90 мкм; явля­ ется очевидным, что разрушение,-соответствующее этому участку микроповерхностей изломи, характеризуется по­ вышенной энергоемкостью и в значительной мере опре­ деляет возрастание уровня Ки- Было также замечено, что некоторому снижению вязкости разрушения при ступенчатой закалке с перегрева по сравнению с обыч­ ной закалкой от 1200°С соответствует уменьшение раз­ мера и увеличение числа ямок в стартовой зоне. По-ви­

которые можно рассматривать как локальные центры релаксации напряжений и пустотообразовапия. Частота размещения ямок на поверхности излома в среднем сов­ падает с частотой распределения блоков мартенситных •кристаллов.

Отмеченные наблюдения позволяют выделить сле­ дующие особенности распространения трещины в за­ каленной с перегрева стали, обусловливающие повышен­ ный уровень вязкости разрушения. Ориентировочная оценка размера пластической зоны гп в вершине трещи­ ны по формуле (5) дает основание считать, что у об­ разцов, закаленных по традиционному режиму, радиус пластической зоны превышает средний размер зерна аустенита (см. табл. 3), т. е. пластическая деформация охватывает несколько зерен. У закаленной с перегрева стали (режимы II—IV) размер пластической зоны меньше или, по крайней мере, соизмерим со средней ве­ личиной исходного зерна аустенита. Таким образом, все процессы пластического течения, предшествующие рас­ пространению трещины в перегретой крупнозернистой стали, протекают в пределах одного зерна, что в сочета­ нии с морфологическими особенностями структуры перегретой при закалке стали должно радикально из­ менять условия релаксации микронапряжений и харак­ тер распространения трещины.

Вероятно, межзеренный характер разрушения мелко­ зернистой стали связан с тем, что зона пластической деформации в устье трещины, охватывая целый конгло­ мерат зерен аустенита, вызывает преимущественное растрескивание по границам последних — наиболее сла­ бым местам в структуре металла (рис. 26,а). В то же время траектория трещины в перегретой стали зависит

Установлено, что распространение трещины в пере­ гретой стали носит весьма неравномерный характер н связано с длительными остановками на микротрещина* в зоне предразрушения. Микротрещины соответствуют высокоугловым границам блоков, пересекающим транскристаллитно пакеты мартенситных кристаллов. Указан­ ные границы, превращающиеся под нагрузкой в сепа­ ратные микротрещины, являются эффективным средст­

вом релаксации напряжений в устье растущей макротре­ щины и обусловливают резкое изменение ее кратчайшей траектории, детерминированной полем макронапряже­ ний. Одной из главных причин облегчения релаксации напряжения путем развития межпакетных трещин сле­ дует признать высокий уровень на границах пакетов и

Рис. 26. Схема распространения магистральной трещины б н и з -

коотпущенной стали 40Х с мелким зерном (а) и в состоянии перегрева (б); П — пакеты мартенситных кристаллов

зерен микронапряжений, возникающих при закалке пе­ регретой стали и характеризующихся резко выраженной локальностью, что объясняет высокую релаксационную способность закаленной с перегрева стали.

Низкоотпущенный мартенсит, у которого размер зер­ на изменяли температурой аустенитизации перед закал­ кой, представляет собой наглядный пример влияния субзеренных факторов на вязкость разрушения. На рис. 27 представлена зависимость Kic от параметра аустенитного зерна D -{12 для стали 40Х. Величину зерна изменяли нагревом стали перед закалкой в интервале температур 860—1200°С. Несмотря на типично интеркристаллитный характер разрушения, наблюдали нарушение петчевской зависимости для Kic в соответствии с уравнением

ан—Z)“ ,/2 свидетельствует о противоположной тенденции влияния величины зерна на ударную вязкость закален­ ной стали. Она соответствует нашим традиционным представлениям о влиянии крупнозернистости на склон­

В заключение следует отметить, что перегрев при закалке может рассматриваться как эффективный спо­ соб повышения трещиностойкости мартенсита только для конструкционных сталей с содержанием не более 0,5% С. Как показали наши исследования, проведенные на стали 7X3, .высокотемпературная аустенитизация вызывает резкое охрупчивание границ наследственного зерна, что ведет к снижению трещиностойкости высоко­ углеродистой стали. В гл. V мы вернемся к оценке влия­ ния величины зерна на вязкость разрушения сталей в связи с рассмотрением критериев локального раз­ рушения.

ВЯЗКОСТЬ РАЗРУШЕНИЯ СТАЛИ С МАРТЕНСИТО-ФЕРРИТНОЙ СТРУКТУРОЙ

Причиной образования мартенсито-ферритной струк­ туры в конструкционных сталях является обычно непол­ ная закалка стали с температур, соответствующих меж­ критическому интервалу (между точками Ас{ и Ас3). Нами была проведена оценка влияния ферритных вклю­ чений в мартенситной структуре низкоотпущенной стали 40Х (0,41.% С; 0,60% Мп; 0,98% Сг; 0,21% Si) на ее трещиностойкость, характеризуемую параметром К\с и ки­ нетикой усталостной трещины в широком диапазоне амплитудных значений коэффициента интенсивности напряжений Д/С. С помощью фотопирометра Курнакова были определены критические точки Лг1= 750°С и Асз= = 810°С. Образцы подвергали нагреву до температур 750, 770, 790, 810, 830 и 850°С. После 30-мин аустенити­ зации и закалки в масло образцы отпускали при темпе­ ратуре 150°С.

Зависимость содержания феррита в стали от темпе­ ратуры аустенитизации показана на рис. 28. Микро­ структура образцов, прошедших аустенитизацию перед закалкой при. температуре 770°С, т. е. несколько выше Аси представляла собой мартенсит с крупными (до 17 мкм) включениями феррита. Повышение температу­ ры аустенитизации вызывает довольно резкое уменьше­ ние содержания феррита в мартенситной матрице. При температуре аустенитизации 830°С и выше структура стали была чисто мартенситной. Форма феррита в мар­ тенсито-ферритной структуре была самой разнообраз­ ной — от тонких вытянутых включений до крупных геометрически неправильных зерен.

ных сталей. В работе [74] было показано, что закалка стали 37ХГСА от 740°С приводит к аномальному росту

с благоприятным влиянием на сопротивление разрушению мягкой ферритной составляющей, а также присутствием в структуре бейнита. Поскольку принятая для упомяну­ той стали температура аустенитизации соответствует точке Ас\, такое изменение свойств можно объяснить образованием при закалке преимущественно ферритной структуры из-за отсутствия необходимых температурных условий для последующей реализации мартенситного превращения.

Объясняя повышение ударной вязкости высокоотпущенных сталей, предварительно закаленных с темпе­ ратур межкритического интервала, считают [75], что выдержка в интервале температур Ас{—Ас3 способству­ ет переходу вредных примесей (мышьяка, фосфора) из феррита в аустенит, в котором растворимость их намно­ го выше. Последующая закалка приведет к образова­ нию мартенсита и феррита, очищенного от вредных при­

феррита, а его устранение из структуры стали расцени­ вается как одна из причин почти двукратного увеличе­ ния Kic. В работе [76] утверждается, что закалка стали с температур А с\— Ас3 приводит к образованию очень твердого высокоуглеродистого мартенсита и рекристаллизованного феррита, не претерпевшего ос—^-превра­ щения. При этом исходят из представлений, что аусте­ нит, возникающий при температуре Ас\ вследствие раст­ ворения карбидной фазы, имеет в локальных участках более высокую концентрацию углерода и более низкую точку М„. С повышением температуры аустенитизации равновесная концентрация углерода в аустените умень­ шается, что повышает температуру начала мартенситно­ го превращения. Закалка от температур, несколько превышающих Ас\, приводит к образованию высокотвердого пластинчатого двойникованного мартенсита, характеоного для высокоуглеродистых сталей и имею­

щего повышенную (в сравнении с реечным мартенситом среднеуглеродистых сталей) склонность к хрупкому раз­ рушению. Причиной резкого снижения механических свойств стали, закаленной^ температур А с \— Лс3, счи­ тают разупрочнение оставшейся ферритной составляю­ щей вследствие протекания процессов рекристаллизации в условиях нагрева в этом интервале межкритических температур. Таким образом, представления о характере и причинах изменения свойств сталей с мартенсито­ ферритной структурой весьма противоречивы.

С целью проверки утверждения о возможности ох­ рупчивания сталей после закалки от температуры 770°С вследствие образования высокотвердого мартенсита на­ ми была проведена сравнительная оценка микротвердо­ сти #юо. Установлено, что повышение температуры аустенитизации от 770 до 850°С способствует более рав­ номерному распределению микротвердости. Вместе с тем после аустенитизации при 770°С в структуре .низкоотпущенной стали не встречалось участков, микротвер­ дость которых превышала бы микротвердость стандартнообработанной стали. Таким образом, резкое падение прочности и пластичности стали со смешанной мартен­ сито-ферритной структурой невозможно объяснить обра­ зованием мартенсита повышенной хрупкости. Рентгено­ структурный анализ образцов, подвергшихся закалке с температур из межкритического интервала показал, что повышение температуры аустенитизации ведет к росту истинного физического уширения рентгеновской линии (211)а и почти не отражается на ширине линии (110)а. Увеличение ширины интерференционной линии (211)а, вероятно, связано с более высокими внутренними напря­ жениями, возникшими в результате полной закалки стали. Полученные результаты не позволяют объяс­ нить наблюдаемые изменения характеристик механиче­ ских свойств исследуемых двухкомпонентных сталей какими-то особыми свойствами обеих составляющих — мартенсита и феррита.

Весьма важным является тот факт, что поведение мартенсито-ферритной структуры при механических ис­ пытаниях противоречит правилу Курнакова об аддитив­ ном влиянии компонентов структуры на ее свойства. Так, феррит, имея значительно более низкие переходные температуры, чем мартенсит, должен, казалось бы, улучшать все пластические характеристики стали со смешанной структурой.

Рассмотрим данные электронно-фрактографического анализа и микроструктурных наблюдений кинетики рас­ пространения трещин в стали 40Х. Спад К\с в стали с мартенсито-ферритной структурой нашел отражение в микростроении изломов на участках, прилегающих к предварительно образованной усталостной трещине. Для стали с чисто мартенситной структурой стартовые зоны излома состоят из участков межзеренного скола и ямоч­ ных колоний (вязкая составляющая). Появление в структуре зерен феррита приводит к образованию в изломедополнительной хрупкой составляющей — фасе­ ток транскристаллитного скола (рис. 29). Размер этих фасеток с характерным для хрупкого разрушения фер­ рита ручьистым узором соизмерим с размером феррит­ ных зерен. Обычно разрушение при комнатной темпера­ туре ферритных структур протекает по вязкому микромеханизму с образованием характерного волокнистого излома, отражающего высокую пластичность и вязкость феррита. Появление окольного разрушения ферритных включений в смешанной структуре свидетельствует о резком различии в условиях деформации и разрушения феррита в чисто ферритной и мартенсито-ферритной структурах. Разрушение ферритных включений, зажатых в мартенситном каркасе, подобно низкотемпературному разрушению ферритных структур, когда скольное рас­ пространение трещины сопровождается реализацией весьма низких значений вязкости разрушения (Kic= =60-f-70 кгс/мм3/2) . Фрактотрамма на рис. 29 отражает весьма неожиданную ситуацию оконтуривания скольных фасеток ямочными образованиями, что также является свидетельством резко выраженной стесненности пласти­ ческой деформации феррита в мартенситном каркасе.

В свою очередь микроструктурный анализ подтвер­ дил важную роль ферритных зерен в торможении тре­ щины в случае распространения трещины на боковой поверхности образцов в процессе испытаний на уста­ лость.

На рис. 30 показано «увязание» трещины в феррите при низком уровне АК (первый участок кинетической диаграммы). Усталостное развитие трещины через фер­ рит идет по определенным кристаллографическим пло­ скостям, что часто ведет к изменению траектории (уво­ ду) магистральной трещины. Установлено, что с повы­ шением уровня Д/Г расположение ферритных зерен

средний поперечный размер ферритного зерна. При этом уровень максимальных нормальных напряжений суще­ ственно превосходит предел текучести феррита. В то же время в ферритных зернах отсутствуют условия для пластического течения, и их дефорхмирование в целом реглахментируется деформацией мартенситного каркаса. Таким образом, единственной формой релаксации на­ пряжений является растрескивание, которое имеет •преимущественно транскристаллитный характер. Рас­ сматривая ферритные зерна е точки зрения .несущей способности всего объема как каверны, необходимо счи­ таться с возникновением на межфазной границе пико­ вых нормальных напряжений, способствующих разрыву высоконапряженного материала на межферритном уча­ стке. Вследствие создания специфической локальной на­ пряженности -по всему фронту трещины ее спонтанное страгивание произойдет при номинальном уровне коэффициента интенсивности напряжений значительно ниже величины К\с чистого мартенсита.

В случае усталостной трещины растягивающая ком­ понента амплитудных значений коэффициента интенсив­ ности напряжений существенно ниже Kic. Таким обра­ зом, зона максимальных напряжений меньше размера среднего ферритного зерна, и преодоление межферрит- ■ного участка заканчивается увязанием трещины в ферритном зерне. Дальнейшее развитие трещины в та­ ких условиях связано с активизацией скольжения в кристаллографических плоскостях наиболее благоприят­ но ориентированных относительно локального слоя напряжений в устье трещины. Передача скольжения в соседнее ферритное зерно связана с активизацией новых плоскостей скольжения и вероятным локальным измене­ нием -направления распространения трещины. Все это способствует дополнительной диссипации энергии и улучшению характеристик субкритического роста тре­ щины. Вместе с тем по мере приближения АК к крити­ ческому уровню все большую роль в развитии трещины будут играть процессы растрескивания ферритных зе­ рен в зоне предразрушения и эстафетного развития трещины путем спонтанного разрыва мартенситных пе­ ремычек между включениями феррита. Таким образо/м, с увеличением АК трещиностойкость стали с мартенси­ то-ферритной структурой будет ухудшаться.

Вышеописанные особеннО'Сти неблагоприятного влия­ ния феррита на характеристики механических свойств,

оцениваемые в условиях кратковременного разрушения (в том числе ударную вязкость и /п), имеют место во­ преки, казалось бы, очевидной тенденции к пластифи­ кации стали за счет ферритной составляющей, которая сама по себе характеризуется более высоким уровнем ударной вязкости и более низкими переходными темпе­ ратурами. Это обусловлено существенными различиями в уровнях предела текучести мартенсита и феррита, из-за которых на границах ферритных включений возни­ кают значительные микронапряжения, а также повыша­ ется неоднородность микропластической деформации, что неблагоприятно отражается на макроскопических ха­ рактеристиках разрушения стали.

ВЛИЯНИЕ ОСТАТОЧНОГО АУСТЕНИТА НА ТРЕЩИНОСТОЙКОСТЬ ЗАКАЛЕННЫХ СТАЛЕЙ

К настоящему времени опубликован ряд работ, освещающих роль остаточного аустенита (ОА) в формировании прочностных ха­ рактеристик низкоотпущенных сталей [78—80], однако приведен­ ные в них результаты крайне противоречивы. Что же касается вли­ яния ОА на трещиностойкость закаленных сталей, то прямых ре­ зультатов, по существу, не имеется. Во влиянии остаточного аусте­ нита на трещиностойкость сталей с мартенситной структурой мож­ но усмотреть двоякую тенденцию. С одной стороны, аустенит как структурная составляющая, как правило, путем отрыва не разру­ шается и может тормозить распространение трещины. С другой стороны, очевидные различия в пределах текучести остаточного аус­ тенита и продуктов низкого отпуска могут вызвать дополнительные напряжения в вершине растущей трещины благодаря развитию микронапряжений и гетерогенности микропластической деформации.

Исследовали широко распространенные умереииолегированные стали 50Х, 50ХН и ШХ15. Оценку параметра вязкости разрушения

Результаты свидетельствуют о том, что по мере понижения темпе­ ратуры обработки холодом наблюдается некоторое повышение пре­ дела текучести и снижение пластичности, при этом сгп остается практически постоянным. Характер изменения Kic более сложный. Несмотря на падение пластичности, отмечается рост Kic при пони­ жении температуры обработки холодом вплоть до —90°С для ста­ лей 50Х и 50ХН и до —50°С для стали ШХ15. Дальнейшее пони­ жение температуры обработки холодом ведет к понижению значе­ ний Кю, и после обработки от —196°С вязкость разрушения умень­ шается до уровня, который был зафиксирован для стали, не подвер­ гавшейся обработке. Из табл. 4 видно, что оптимальная с точки зрения уровня Kic температура обработки холодом зависит от со­ держания углерода в стали и понижается с уменьшением его.

Испытания и*а циклическую прочность гладких образцов три круговом изгибе показали для обеих сталей качественное совладе­

Т а б л и ц а 4. Влияние остаточного аустенита на свойства низкоотпущенных конструкционных сталей

ние влияния обработки холодом на Kic и предел выносливости а_ь Это соответствует выводам работы [81], в которой на основании анализа корреляционных зависимостей характеристик усталости и статической прочности при растяжении показана роль параметра Kic в формировании уровня предела выносливости высокопрочных низкоотпущенных сталей. Такие стали находятся в циклически хруп­ ком состоянии, и в отличие от циклически вязких сталей уровень их предела выносливости не контролируется параметром сопротив­

пературы обработки холодом был проведен комплекс исследований структурного состояния сталей. Магнитометрическим анализом ус­ тановлено (см. табл. 4), что обработка холодом при оптимальных температурах приводит лишь к частичному превращению остаточ­ ного аустенита в размере, не превышающем 7—12% от его общего количества, в то время как при —196°С содержание остаточного аустенита уменьшается в два раза. Металлографический анализ показал, что в стали, не прошедшей обработки холодом, остаточный аустенит распределен весьма неравномерно, что проявляется в раз­ личной травимости микроструктуры в реактиве Курбатова. Устра-