те превращения крупные колонии иеотпущенного мартенсита явля­ ются источниками высокой концентрации напряжений, и по ним облегченно протекает эстафетное распространение трещины. Таким образом, обработка холодом, проведенная от оптимальных темпера­ тур, устраняет из структуры ту часть остаточного аустенита, ко­ торая связана с образованием мартенсита при низких уровнях на­ пряжений.

Присутствие в низкоотпущенной стали ШХ15 дисперсных вклю­ чений остаточного аустенита высокой устойчивости способствует повышению сопротивления усталости и трещиностойкости, посколь­ ку такие включения являются эффективными барьерами на пути распространения трещины. Если в некоторой части устойчивого ос­

устье трещины. В этом случае охрупчивающее влияние образую­ щегося в процессе деформации иеотпущенного мартенсита не столь значительно, как при превращении неустойчивого остаточного аус­

нением дисперсных устойчивых участков остаточного аустенита. Следовательно, устранение областей неустойчивого остаточного

аустенита, с одной стороны, и повышение числа дисперсных участ­ ков устойчивого остаточного аустенита с одновременным увеличе­ нием запаса пластичности мартенситной матрицы, с другой, можно рассматривать как один из возможных путей повышения характе­ ристик конструктивной прочности низкоотпущенных сталей. В за­ ключение хотелось бы подчеркнуть вытекающие из проведенного анализа возможные принципиальные различия во влиянии на вяз­ кость разрушения превращения под нагрузкой аустенита в трипсталях и в исследованных нами конструкционных сталях. В то вре­ мя как в трип-сталях мартенситное превращение материала в об­ ласти максимальных пластических деформаций является всегда фактором повышения сопротивления распространению трещины, в нашем случае возможен также значительный спад этой характерис­ тики. Такое отличие объясняется разной степенью исходного упроч­ нения, неодинаковым уровнем микронапряжений и различной плот­ ностью дефектов в матрице метастабильного аустенита и в мартен­ ситной матрице рассмотренных выше средне- и высокоуглеродистых сталей.

Г л а в а IV

ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРНЫХ И МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИХ ФАКТОРОВ

РОЛЬ ВЕЛИЧИНЫ ЗЕРНА

Рассмотрение влияния величины зерна -на формирование той или иной механической характеристики в «чистом виде» правомерно только для однофазных: структурно гомогенных металлов, свободных от субгра­

ничных линейных барьеров. Поэтому не случайно клас­ сические зависимости Петча—Стро, характеризующие влияние величины зерна на прочность, получили пол­ ную апробацию -прежде всего для указанных металлов. Границы зерен несомненно могут оказывать -определен­ ное .влияние на механические свойства, в том числе и на вязкость разрушения сплавов самой сложной струк­ туры. Такие оценки, конечно, представляют интерес.

Поскольку чистое железо и низкоуглеродистая сталь принадлежат к низкопрочным высокопластичным материалам, для которых оценка вязкости разрушения требует испытаний образцов огромных .размеров, то та­ кие эксперименты, по-видимому, еще никем должным образом не реализованы. Нам известна единственная работа [44], касающаяся оценки вязкости разрушения низкоуглеродистых нелегированных сталей с содержа­ нием углерода от 0,03 до 0,30% после закалки с высо­ ких температур в водоледяном 10%-ном растворе хло­ ристого натрия. Определение 'вязкости разрушения про­ водили при растяжении на образцах с односторонним трещиновидным концентратором в области низких температур. Эта работа уже упоминалась ранее в связи с рассмотрением влияния на вязкость разрушения тем­ пературы испытаний. К сожалению, в данной публика­ ции упущен ряд методических подробностей, подтверж­

ими данных, присваивают значениям вязкости разруше­ ния при плоской деформации условные индексы /Сгс.

4 мм) зависимость (14) следует считать весьма прибли­ женной. Странным, на наш взгляд, кажется также воз­ можность четкого разделения констант, определяющих влияние содержания углерода и размера зерна.

Рассмотрим стали с более сложной структурой в ко­ торых, кроме границ зерен, при распространении трещи­ ны, может быть решающую роль будут играть и другие

вязкое) разрушение; для всех размеров зерна после от­

пуска при 550°С разрушение имело четко выраженный зерногравдичный характер.

Анализ характера зависимостей Aio—£>-1 ^свидетель­ ствует о том, что уровень вязкости разрушения стали без отпуска и после отпуска при 200°С не контролирует­ ся размером зерна и опосредствован какими-то струк­ турными факторами субзеренного типа. В то же время сталь, отпущенная при 550°С, обнаружила зависимость

С целью изучения связи между Kir и размером зер­ на D в условиях реализации различных механизмов

распространения трещины нами проведено исследование зависимости вязкости разрушения от D для стали 45ХН2МФА в двух структурных состояниях — троостит (отпуск при 370°С) и сорбит (отпуск при 650°С). Изме­ нение величины зерна осуществляли изменением темпе­ ратуры аустенитизации при закалке. Во всех случаях после испытаний проводили фрактографический контроль характера распространения трещины.

В ' 9/1, т - Ъ в~,/г; мм-®

Рис. 32. Влияние величины зерна на механические свойства стали 45ХН2МФЛ после отпуска при 370°С (а) и 650°С (б). Пунктирной линией показаны зна­ чения К | с при испытаниях в воде

Испытания как среднеотпущенной, так и высокоотпущенной сталей обнаружили отрицательное влияние роста исходного аустенитного зерна на вязкость разру­ шения при плоской деформации (рис. 32), несмотря на различные микромеханизмы распространения трещины. При оценке трещиностойкости троостита в широком ин­ тервале значений Д -^ 2было обнаружено интеркристаллитное разрушение.

Принимая во внимание, что вода и влага способ­ ствуют межзеренному распространению трещины в вы­ сокопрочных закаленных сталях, нами одновременно была проведена оценка аналогичной зависимости вяз­ кости разрушения троостита при наличии в устье тре­ щины дистиллированной воды. В этих условиях межзеренное распространение трещины имело место во всем исследованном интервале величины зерна, что нашло отражение в образовании другой линейной зависимости

цля Kic (см. рис. 32). Полученные данные показывают, что, в то время как в случае мелкозернистой стали вода не оказывает заметного влияния на Kic, для крупнозер­ нистой стали такое влияние имеет место и усиливается по мере роста величины зерна. Это является еще одним доказательством структурной чувствительности введен­ ного нами 'ранее показателя р — коэффициента влияния среды.

Для высокоотпущенной стали (сорбит), испытанной при— 150°С, характер зависимости Kic от величины зер­ на несколько иной: для крупнозернистой, перегретой перед закалкой стали обнаружено затухание структурной чувствительности Kic. Как уже отмечалось выше (см. рис. 3), подобный характер зависимости Kic—D был также зафиксирован Карри и Ноттом [27] при низко­ температурных испытаниях (—120°С) стали типа 08кп в условиях разрушения путем транскристаллитного ско­ ла. Хочется еще обратить внимание на то обстоятель­ ство, что в отличие от Kic показатели прочности при испытаниях гладких образцов (сгв и сг0,2) для высокоот­ пущенной стали 45ХН2МФА оказались практически не­ чувствительными к величине исходного аустенитного зерна.

В некоторых случаях различия в уровнях вязкости разрушения сталей различной дисперсности связаны с изменением микромеханизма распространения трещины. При этом самый низкий уровень Kic закаленных сталей соответствует зернограничному распространению тре­ щины. В работе [85] указывается, что резкое измельче­ ние зерна с балла 9 до 13 по шкале ASTM, достигнутое при термоциклировании по методу Грейнджа1, привело (сталь типа 40ХН2М после отпуска при 350°С) к повы­ шению Kic от 156 до 290 кгс/мм3^2. Излом грубозерни­ стой стали представлял собой смесь интер- и транс­ кристаллитного скола с немногочисленными участками вязкого характера, в то время как излом мелкодисперс­ ной стали имел повсеместно ямочный характер.

На основании вышеизложенного можно констатиро­ вать, что чувствительность термоупрочненных сталей к величине исходного аустенитного зерна может быть выявлена не всегда. Достаточным условием реализации

интеркристаллитный характер распространения трещи- 'ны. Положительное влияние диспергизации исходното зерна аустен!ита .на вязкость разрушения термоyinрочненных сталей может проявляться также в случае распрост­ ранения трещины <и по другим миюромеханизма'м.

ВЛИЯНИЕ ПРИМЕСЕЙ НА ВЯЗКОСТЬ РАЗРУШЕНИЯ

При изучении влияния примесей на вязкость разру­ шения исследовали стали, в которых уровень примесей менялся варьированием .их количества в плавке, а так­ же путем использования различных приемов рафиниро­ вания. В большинстве известных работ в основном изу­ чалось влияние серы и фосфора на трещиностойкоеть без тщательной количественной оценки влияния других примесных элементов. Поэтому весьма сложно провести принципиальную классификацию вредных примесей, разделив влияние серы и фосфора, примесей цветных

в вакуумной индукционной печи, было изучено влияние фосфора, серы, мышьяка, меди и олова. В отдельные планки вводили не более двух вредных примесей в ко­ личестве, не превышающем 0,2% для каждой. Несмотря

наиболее вредной из них оказалась сера. Самое небла­ гоприятное сочетание примесных элементов образуют сера и мышьяк. В стали, содержащей обе названные примеси, после закалки и отпуска при 400°С параметр /Cic снизился с 452 до 126 кгс/мм3^2. Для всех 16 иссле­

по мере повышения температуры отпуска вязкость раз­ рушения монотонно возрастает.

Исходя из изложенного следует, что рафиниро­ ванием умереннолегированной конструкционной стали можно достигнуть десятикратного увеличения критиче­ ского дефекта, в то время как переход от подобной стали обычной чистоты к мартенситно-стареющей стали

KQ, кгс/пм 3/2

Температура отпуска, °С

Рис. 33. Влияние способа выплавки и чистоты по примесям иа вязкости разрушения сталей типа 40ХН2М (а) и 8ХГВ (б):

с 18% Ni дает увеличение его лишь в 2,5 раза. По на­ шему мнению, здесь допущена переоценка роли включе­ ний, которая обусловлена некорректностью определе­ ния Kic на образцах малой толщины (4 м'м). В отличие от интенсивно загрязненных сталей оценка этого пара­ метра на чистой стали, по-видимому, привела к отходу при разрушении от плоской деформации и, следователь­ но, получению явно завышенных значений Kic, что и яв­ ляется причиной кажущегося столь разительного увели­ чения критического дефекта для чистой стали.

К. Карман [34, с. 201] подтвердил значительное влия­ ние чистоты по примесям на вязкость разрушения стали типа 40ХН2М (рис. 33, а). Очистка стали от примесей практически устраняет анизотропию вязкости разруше­ ния стали, оцениваемой путем сопоставления значений Kic, полученных при испытании продольных и попереч­ ных образцов. Был подтвержден вывод Коттрелла об ослаблении влияния вакуумирования стали в области низких температур отпуска (250°С). Необходимо также

отметить, что значительный рост вязкости разрушения после отпуска при 360°С наблюдался у стали вакуумной выплавки, содержащей серы в 3 раза меньше, чем сталь, выплавленная на воздухе; содержание же фосфора в указанных сталях было обратное (1 2,5). Почти дву­ кратное повышение Kic было получено на стали типа 40ХНМ [88] высокой чистоты по примесям (табл. 5). При этом рост вязкости разрушения не сопровождался существенным повышением механических свойств, полу­ ченных при растяжении на гладких образцах.

Т а б л и ц а 5. Влияние рафинирования на вязкость разрушения сталей типа 40ХНМ и 40Х

Ю. И. Демкин с соавторами [89] исследовали влия­ ние способа выплавки на вязкость разрушения низкоотпущенной стали 40Х. На основании данных механиче­ ских испытаний (см. табл. 5) авторы приходят к выводу, что рафинирующие переплавы существенно повышают как способность высокопрочной стали к пластической деформации, так и вязкость разрушения. При этом вяз­ кость разрушения стали переплавленной электрошлаковым способом, выше, чем у стали вакуумно-дугового пе­ реплава, последняя же имеет преимущества по способ­ ности к пластической деформации.

Увеличение вязкости разрушения у сталей повышен­ ной чистоты по вредным примесям связано с ослабле­

нием влияния неметаллических включений. Поэтому на­ ряду с общей оценкой чистоты стали заслуживает также внимания идентификация включений, принимающих уча­ стие в процессе разрушения. 10. И. Демкин при испы­ таниях на вязкость разрушения обнаружил у поверхно­ сти изломов стали 40Х два типа выделений — шаровид­

сульфидные неметаллические включения FeS, MnS. Повидимому, последние несут основную ответственность за анизотропию вязкости разрушения. Данные работы [89] также показывают, что уменьшение содержания раство­ ренных в стали газов (кислорода, азота) после вакуум­ но-дугового переплава также способствует повышению вязкости разрушения, несмотря на то что общее содер­ жание серы в этом случае вдвое выше, чем после электрошлакового переплава. Вероятно, это связано с умень­

Наряду с исследованиями, в которых четко установ­ лено влияние примесей на вязкость разрушения сталей, известны работы, в которых это влияние ставится под сомнение. Так, Торнтон [90], анализируя влияние неме­ таллических включений в стали типа 40ХНМ, которые учитывались с помощью телевизионных устройств типа «Квантимет», не обнаружил существенного снижения Kic по мере роста загрязненности стали.

Эрикссон [91] сопоставил вязкость разрушения чи­ стой и специально загрязненной штамповой стали типа 8ХГВ (рис. 33, б). Анализ загрязненности, выполненный на установке «Квантимет», показал, что в чистой стали (рис. 33, 6,1) встречаются редкие включения оксидов и сульфидов. В специально приготовленных плавках II и III повышенная по сравнению с плавкой I общая загряз­ ненность достигалась увеличением содержания оксидов и сульфидов в два и четыре раза соответственно; загряз­ ненность плавок I, II и III оксидами характеризовалась

Кроме них, в «грязных» сталях наблюдалось также не­ которое количество сложных алюмосиликатов и силика­ тов марганца. На рис. 33, б показана зависимость вяз­ кости разрушения стали трех указанных плавок от тем­ пературы отпуска. Принимая во внимание, что для толщины образцов 10 мм правомерность оценки Kic при

зывает влияния на вязкость разрушения. При дальней­ шем -повышении температуры отпуска чистая сталь по вяжости разрушения существенно превосходит загряз­ ненные стали. Столь неоднозначное влияние включений

.на вязкость разрушения связано с различными микромеханизмами распространения трещин в сталях после

распространение трещины идет по механизму интеркристаллитного или транскристаллитного скола. При дости­ жении температуры отпуска 450°С наступает резкая смена микромеханизма распространения трещины от окольного к вязкому (чашечному) — в изломе наблюда­ ется резкое увеличение включений на поверхности ча­ шек.

Таким образом, включения как фактор сопротивле­ ния распространению трещины, по-видимому, играют решающую роль в случае реализации (Вязкого микроме­ ханизма разрушения. При этом не исключено, что обра­ зование чашек-при вязком разрыве реализуется по дисло­ кационному механизму. Это подтверждается наблюдения­ ми на однофазных сплавах [92]. Выводы Эрикссона согласуются с данными работы [89]: в обоих случаях увеличение объемной доли оксидов ухудшало трещиностойкость.

Поскольку согласно распространенным представле­ ниям образование чашек в изломе связано с частицами второй фазы (в том числе с неметаллическими включе­ ниями), Спициг [36] исследовал влияние содержания серы (0,008—0,049%) на уровень Кю высокопрочной кон­ струкционной стали типа 45ХН2М в широком диапазоне температур отпуска (рис. 10 отражает рассмотренную ранее зависимость Kic от температуры отпуска); по мере увеличения содержания в стали серы для всех рас­ смотренных температур отпуска имеет место эквиди­ стантное уменьшение вязкости разрушения. Фрактографическим анализом при температурах отпуска выше 300°С был выявлен типично ямочный излом — крупные чашки расположены среди множества мелких. Локаль­ ным рентгеноструктурным анализом установлено, что об­ разование мелких чашек связано с наличием карбидных

содержанием в стали примесей, а зависит также от раз­ мера, формы, числа и ориентации включений, а также от среднего расстояния между ними. Решающим часто оказывается тип включений и определяемая им сила когезивной связи на границе включение — матрица.

Рассматривая положительное влияние очистки стали от вредных примесей на вязкость разрушения, необходи­ мо обратить внимание еще на одно обстоятельство. Из­ вестно, что по мере повышения чистоты стали усилива­ ется ее склонность к росту аустенитного зерна. Таким образом, возможна ситуация, когда улучшение трещиностойкости стали за счет рафинирующих переплавов бу­ дет сведено на нет возникающей при термической обра­ ботке крупнозернистостью. Поэтому для предотвраще­ ния подобных случаев переход на новый метод перепла­ ва должен сопровождаться также корректировкой режима нагрева стали под закалку.

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРОВАНИЯ НА ВЯЗКОСТЬ РАЗРУШЕНИЯ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ

До сих пор критерии легирования конструкционных сталей базировались на традиционных подходах с уче­ том прокаливаемое™ и стандартных механических ха­ рактеристик, не принимая во внимание оценки вязкости разрушения. В настоящее время практически не суще­ ствует систематических исследований о влиянии леги­ рующих элементов на вязкость разрушения сталей, од­ нако общее направление такого влияния должно оста­ ваться в основном таким же, как и на температуры хладноломкости. Таким образом, элементы, вызываю­ щие измельчение зерна, должны повышать вязкость разрушения. Это обусловлено тем, что изменение разме­ ра зерна повышает разрушающее напряжение на боль­ шую величину, чем предел текучести. Итак, присутствие в малых количествах в сталях хрома, ванадия, ниобия, титана и тантала обеспечивает измельчение зерна вслед­ ствие карбидообразующей способности названных эле­ ментов. Никель и марганец в количествах до 1% также измельчают зерно. Раскисление сталей алюминием спо­ собствует измельчению зерна и повышению их вязкости по сравнению с полуспокойными сталями. Можно даже утверждать, что легирующие элементы, упрочняющие твердые растворы, будут уменьшать вязкость разруше­

вышенного содержания никеля при всех температурах отпуска. По-видимому, такой вывод можно объяснить погрешностями факторного эксперимента, в котором число экспериментальных данных (образцов) было, на наш взгляд, явно заниженным, а также не обеспечива­ лась оптимизация температуры аустенитизации иссле­ дованных сталей перед закалкой.

К1с, кгс/ммЪ

Содержание легирующих элементов, %

4 — 0,6% Мп

Существенно отличные выводы о влиянии на вяз­ кость разрушения легирующих элементов были сделаны

элемента. Для каждой плавки строили кривые вязко­ сти разрушения в Интервале температур испытания от —150 до +50°С. Чувствительность стали к хрупкому разрушению оценивали по переходной температуре £п, соответствующей критическому дефекту скр размером 4 мм. Как следует из рис. 34, в пределах исследован­ ных содержаний марганец, кремний, хром и молибден повышают tu, увеличивая таким образом склонность

РОЛЬ КАРБИДНОЙ ФАЗЫ. ОТПУСКНАЯ ХРУПКОСТЬ

Чувствительность вязкости разрушения сталей к не­ металлическим включениям позволяет предположить, что на характеристики трещиностойкости значительно влияет присутствие частиц карбида железа и специаль­ ных карбидов. Косвенным основанием для таких выво­ дов являются зависимости K ic от температуры отпуска, представленные на рис. 5, 10, 14.

Авторами работы [98] была рассмотрена связь меж­ ду величиной Kic и изменениями в структуре высоко­ прочной стали типа 40ХН2М при отпуске. Было конста­ тировано, что после низкого отпуска происходит умень­ шение тетрагональности и затем распад метастабильного мартенсита, при этом выделение углерода связано с образованием на границах мартенситных кристаллов и двойников точечных выделений е-карбида. Такие хруп­ кие выделения становятся предпочтительными путями распространения трещины, вследствие чего низкий отпуск вплоть до 300°С не способствует приросту вязко­

собленными частицами Fe3C сферического типа. Одно­ временно в результате отдыха претерпевает значитель­ ные изменения дислокационная структура — при про­ смотре тонких фольг на просвет обнаруживаются довольно большие участки матрицы, свободные от дис­ локаций.

Таким образом, пластичность матрицы в целом су­

у частиц второй фазы. Частицы карбидной фазы, выде­ ляющейся и коагулирующей при отпуске, с одной сторо­ ны, играют роль барьеров — упрочнителей матрицы. С другой стороны, карбидные выделения, и это, пожалуй, главное, становятся очагами нарушения монотонности пластической деформации и последующего пустотообразования. Основным фактором прироста K i c в интервале температур отпуска 400—600°С следует считать увели­ чение «тягучести» матрицы [37], в результате которого возрастает интегральный уровень пластической дефор­ мации в критической ситуации разрыва перемычек меж­

смотря на наличие неметаллических включений вытяну­ того типа. В области вторичного твердения изменяется микромеханизм распространения трещин, в то время как вне зоны вторичного твердения преобладающим явля­

дополнительное легирование сталей 5—9% Со устраняло вторичное твердение, хотя в целом вязкость разрушения таких сталей при всех исследованных температурах от­

пуска понижалась.

Для оценки влияния карбидной фазы на вязкость разрушения воспользуемся методом Краффта [93], ко­ торый был применен при изучении зависимости /С1с’ от характера распределения неметаллических включений. Однако для оценки влияния дисперсионного упрочне­ ния наибольшее распространение получила схема Рай­ са и Джонсона [100] — микромеханическая модель, со­ гласно которой спонтанное развитие трещины при ' ис­ пытаниях на вязкость разрушения наступает тогда, ког­ да локальная деформация в наиболее напряженном объеме материала в вершине трещины достигает сред­ него расстояния между частицами второй фазы яс. Бы­ ло установлено, что максимальная деформация в зоне предразрушения может достигнуть величины раскрытия трещины 6К:

Зависимость (18) достаточно хорошо отражает на­ блюдаемую связь между Kic и Vf: с увеличением объем­ ной доли частиц второй фазы, следовательно, с умень­ шением межчастичного расстояния вязкость разрушения при прочих равных условиях уменьшается. Вместе с тем рассматриваемая модель имеет существенные недостат­ ки. Вопреки соотношению (18) для большинства изве­ стных сплавов при увеличении сгт и сохранении неиз­ менного Vf вязкость разрушения уменьшается. Кроме того, модель не учитывает влияния частиц второй фазы на уровень предела текучести. Между тем такое влия­ ние объясняется, исходя из традиционных представле­ ний' о влиянии размерных параметров упрочняющих фаз и межчастичного расстояния на предел текучести и со­ ответственно через него на сопротивление хрупкому разрушению и температуру хладноломкости.

Чтобы устранить указанные недостатки в выражении (18), Прайст [102], опираясь на результаты оценки де­ формируемости по Эриксену диоперсноупрочненных ста­ лей, предложил эмпирическую зависимость

подтверждено на стали типа 40ХНМВ в диапазоне тем­ ператур испытаний от 200 до 500°С (рис. 37).

Хрупкость, обусловленную дисперсионным тверде­ нием, следует рассматривать во взаимосвязи с други­ ми возможными процессами охрупчивания, протекаю­ щими в интервале температур отпуска 300—600°С. По­ этому мы возвращаемся к рассмотрению влияния на вязкость разрушения конструкционных сталей отпуск­ ной хрупкости.

В соответствии с представленными ранее результа­ тами анализ экспериментальных данных, полученных в

работах [33, 98], показывает, что в отличие от удар­ ной вязкости, а также от температуры хладноломкости параметр Ки 'при комнатной температуре испытаний не

обнаруживает спада в области необратимой отпускной' хрупкости.

Приведенные в соответствии с работой i[33] данные по некоторым плавкам стали типа 40ХН2М свидетель-

ft!c, кгс/мм3?*

К1с, нгс/мм3/2

ствуют о стабилизации Kic в области отпускной хруп­ кости первого рода. Вместе с тем уровни стабилизиро­ ванных значений Kic у разных авторов существенно различаются. На основании анализа содержания вред­ ных примесей Кула и Энтцил заключили, что уровень Kic в области необратимой отпускной хрупкости обрат­ но пропорционален суммарному содержанию серы и фосфора (рис. 38). Принимая во внимание преимущест­ венно межзеренный характер распространения трещины в этой области, авторы предлагают механизм необ­ ратимой отпускной хрупкости, обусловленной преиму­ щественной сегрегацией вредных примесей у цементитных частиц. Последние имеют пластинчатый и пленоч­ ный вид и выделяются наиболее интенсивно по границам бывших аустенитных зерен, где, как известно, содержание

примесей более высокое. Таким образом, приграничные

Данных о структурной чувствительности Kic к об­ ратимой отпускной хрупкости стали недостаточно, что объясняется методическими трудностями в оценке

типа 37XH3A. Установлено, что после охрупчивающего отпуска при 550°С и последующего медленного охлаж­

значения Kic кажутся нам сомнительными из-за явно недостаточного размера образцов.

В табл. 6 приведены данные об обратимой отпуск­ ной хрупкости сталей ЗОХГСНА и 40Х. Для обеспече­ ния при разрушении условий плоской деформации испытания были проведены на цилиндрических образ­ цах (диаметр нетто-сечения 20 мм). Полученные ре­ зультаты свидетельствуют о существенном снижении Kic под воздействием охрупчивающего отпуска (до 25%). С увеличением исходного аустенитного зерна вследствие повышения температуры нагрева под закал­ ку падение вязкости разрушения при охрупчивающем

отпуске становится более интенсивным. Вместе с тем сравнительный анализ снижения характеристик а„ и К\с свидетельствует о более радикальном влиянии от­ пускного охрупчивания на первую из названных ха­ рактеристик. Такое заключение согласуется с выводом о большей структурной чувствительности ударной вязкости к отпускной хрупкости первого рода.

ВЛИЯНИЕ ВОДОРОДА НА ВЯЗКОСТЬ РАЗРУШЕНИЯ СТАЛЕЙ

Феноменология водородной хрупкости сталей и других сплавов изучена в основном применительно к воздействию поглощенного во­ дорода, как металлургического, так и поступившего в металл при электролитическом наводороживании. При этом для оценки такого охрупчивания обычно используют показатели пластичности гладких образцов, испытанных на растяжение. Данные о влиянии водорода

хрупкости сплавов.

Проведено сравнительное исследование [1041 кратковременной трещиностойкости сталей типа 40Х5СМВ и 40ХН2М в термически улучшенном состоянии при уровне прочности ав = 1 5 0 4 - 1 7 5 кгс/мм2. Как следует из табл. 7, вязкость разрушения стали типа 40Х5СМВ

* Сталь содержит 0,0845% Н2 (по массе).

**Сталь содержит 0,0210% Н2 (по массе).

висходном состоянии до наводороживания в два раза ниже, чем у стали типа 40ХН2М. Поскольку уровни прочности обеих сталей раз­

личаются незначительно, неодинаковые значения характеристик вязкости разрушения нельзя объяснить структурными особенностями обеих сталей (мартенситная матрица стали 40Х5СМВ характе-

40ХН2М) наличием ДиспеРсных карбидов, отсутствующих в стали

По нашему мнению, главная причина такого несоответствия уровней вязкости разрушения обусловлена различиями в исходной концентрации водорода, которая у первой стали более чем в четы­ ре раза выше по сравнению со второй (см. табл. 7). В то же время сталь типа 40ХН2М обнаружила значительно большее снижение

вязкост-и разрушения в результате последующего насыщения водо­ родом при повышенных температуре и давлении (400°С, 800 атм).

Необходимо отметить, что до появления работ по трещиностойкости сплавов недооценивалась возможность существенного влия­ ния водорода, поступающего из окружающей газообразной среды, на механические свойства сплавов. Именно при испытаниях образ­ цов с наведенными трещинами в наибольшей мере проявляется влияние водорода на сопротивление разрушению.

После

прокатки

РНг, *7600торр

Рнс. 39. Зависимость коэффициента интенсивности напряжений /<н при

остановке трещины в хромоникелевых сталях от давления водорода (а) и временная зависимость (от продолжительности вылеживания т) механических свойств стали 80С (б):

/ — стали с (Jo,2=58-f78 кгс/мм2; 2 — стали с a0,2=87-f- J05 кгс/мм2

Логинов и Фелпс [105] изучали влияние газообразного водоро­ да на трещиностойкость сталей, используемых для изготовления со­ судов, работающих под давлением. Речь идет о хромоникелевых сталях с содержанием 0,16—0,47% С, для которых предел текуче­ сти изменился в интервале 58—105 кгс/мм2. Оценку вязкости раз­ рушения проводили на компактных образцах с односторонней тре­ щиной, у берегов которой посредством затяжки болта обеспечива­ лось заданное раскрытие трещины. Установлено, что в результате воздействия газообразного водорода у исследуемых сталей обна­ руживается склонность к замедленному разрушению. Поскольку в опытах для каждого образца поддерживалось постоянное раскры­ тие берегов трещины, при подрастании последней наблюдалось снижение коэффициента интенсивности напряжений и конечная са­ мопроизвольная остановка трещины. Таким образом, возникала возможность оценки на одном образце пороговых значений коэф­ фициента интенсивности напряжений в водородной среде Кп. Ус­ тановлено, что склонность стали к замедленному разрушению уве­ личивается с ростом давления водорода Р Нз| при этом Кн умень­

шается. Из рис. 39,а также следует, что сопротивляемость стали в среде водорода уменьшается с ростом предела текучести. Качест­ венно подобные выводы получены Чандлером и Уолтером [106] на некоторых сталях и других сплавах.

По своему проявлению субкритическое подрастание трещины в газообразном водороде при оценке вязкости разрушения подобно субкритическому росту трещины при оценке /Сгс высокопрочных

сталей с учетом воздействия водной среды. Как и в последнем случае, субкритический рост трещины обусловливает нелинейный характер верхнего участка диаграммы разрушения и затрудняет оценку критических нагрузок, которые следует принимать во внима­ ние при расчете Kic- Любопытно отметить, что подобная нелиней­ ность может создавать иллюзию пластификации стали под воздей­ ствием водорода [107]. На самом же деле, речь идет прежде всего о связанной с субкритическим ростом трещины потере несущей спо­ собности образцов. Поэтому с точки зрения технических приложе­ ний является часто вполне оправданной оценка критической на­ грузки на диаграммах разрушения по какому-то значению линей­ ного отклонения (например, Р5). Такой подход наряду с истинным уменьшением Kic позволяет четко зафиксировать существенное па­ дение трещиностойкости под воздействием водорода изделия в це­ лом. Из вышеизложенного очевидна роль фактора скорости испы­ таний: с уменьшением скорости нагружения снижение вязкости разрушения под воздействием водородной атмосферы увеличива­ ется.

Газообразный водород, подобно водной среде, радикально из­ меняет механизм распространения трещины от транскристаллиткого к интеркристаллитному по границам исходного зерна аустенита. Это соответствует наблюдениям многих авторов [37, 104, 108]. Склонность к интеркристаллитному распространению трещины уве­ личивается при понижении вязкости разрушения исходной (ненаводороженной) стали. Длительность экспозиции образцов в среде во­ дорода, а также рост его давления усиливают тенденцию к разви­ тию сепаратных интеркрнсталлитных трещин в зоне предразрушеннй — впереди фронта магистральной трещины.

В работе [109] исследовали влияние металлургического водо­ рода на стандартные механические характеристики высокопрочных арматурных сталей. В результате был установлен сложный щульсирующий характер выделения водорода с поверхности металла. На­ ми изучалось влияние металлургического водорода на вязкость раз­ рушения высокопрочных арматурных сталей 80С класса прочности A-IV (в горячекатаном состоянии) и термически упрочненной ста­ ли 35ГС класса прочности Ат-VI в процессе вылеживания стержней на воздухе [ПО]. Испытывали на вязкость стержневые цилиндри­ ческие образцы с кольцевой трещиной. Содержание водорода в стали определяли методом вакуум-нагрева на приборе Баталина— Бойкова при температуре 650°С.

Рис. 39,6 иллюстрирует изменение ог0 ,2 » $ 5 и вязкости разруше­ ния стали 80С в процессе вылеживания на протяжении месяца со дня прокатки. Временная зависимость Kic удовлетворительно корре­ лирует с аналогичной зависимостью степени водородного охрупчи­ вания, определенной по относительному удлинению. В течение пер­ вых четырех суток обе указанные характеристики изменяются не­

первых суток вылеживания Kic снижается до минимума, при этом перепад вязкости разрушения равен ~20 кгс/мма/*. Из рис. 39,6 видно, что Kic является характеристикой более чувствительной к перераспределению металлургического водорода, чем 65. Такое из­ менение пластичности и вязкости разрушения стали 80С можно объяснить периодическим накоплением водорода в коллекторах, по­ тенциальных очагах образования и развития трещин.

Аналогичные результаты были получены на стали 35ГС, эффек­ тивно упрочняемой с прокатного нагрева [111]. Была установлена зависимость вязкости разрушения -арматурных стержней от глуби­ ны предварительно созданной усталостной трещины, которая соот­ ветствовала рекомендациям, регламентирующим стабильность Ки для однородных материалов. Установлено, что с увеличением глу­ бины трещины вязкость разрушения арматурной стали на первом этапе вылеживания уменьшается. По нашему мнению, это объяс­ няется неравномерностью распределения водорода по сечению об­ разца: по-видимому, с приближением к центру концентрация водо­ рода увеличивается. Таким образом, вязкость разрушения является прежде всего локальной характеристикой трещиностойкости мате­ риала у фронта предварительно созданной трещины и способна в

лом в процессе выплавки и при электролитическом наводороживании, а также водорода, поступающего из газообразной или корро­ зионной водной среды, свидетельствует, вероятно, о едином меха­ низме снижения трещиностойкости сталей и других сплавов. Еди­

хрупкости достаточно небольших концентраций водорода, все тео­ рии этого явления базируются на представлениях о сегрегации во­ дорода в местах потенциальных очагов разрушения. Прежде всего это касается явно устарелой теории высоких давлений водорода, сегрегирующего в молизованном состоянии в порах, полостях и других микродефектах реальных металлов [1 1 2 ].

Согласно «диффузионной» теории Трояно [113], водород диф­ фундируя при наличии градиента напряжений в участки металла, подверженные трехосному растяжению, снижает когезивную проч­ ность кристаллической решетки. Петч и Стейблз [114] связывают водородную хрупкость с диффузией водорода к поверхностям де­ фектов (трещин) и последующим снижением поверхностной энер­ гии новообразующихся поверхностей разрушения вследствие физи­ ческой адсорбции на них водорода. Известна также теория, объяс­ няющая охрупчивание сплавов образованием вокруг дислокаций водородных атмосфер Коттрелла [115]. Полученные нами экспе­ риментальные данные можно объяснить на основании теории водо­ родной хрупкости, предложенной Ориани [116]. Под нагрузкой пе­ ред предварительно наведенной трещиной возникает зона трехос­ ного напряженного состояния, в пределах которой кристаллическая решетка железа растянута и имеет пониженный химический потен­ циал для растворенного водорода. Это означает, что область впе­ реди фронта трещины является местом стока для атомов водорода. Предполагается, что с ростом концентрации водорода сила сцепле­ ния между атомами железа уменьшается.

К сожалению, ни одна из известных теорий не может объяс­ нить всех наблюдаемых явлений водородной хрупкости. Для углуб­ ления представлений о механизме водородной хрупкости дальней­ шие эксперименты по оценке влияния водорода на трещиностойкость сплавов имеют важное значение.

ВЯЗКОСТЬ РАЗРУШЕНИЯ И РАДИАЦИОННОЕ ОХРУПЧИВАНИЕ СТАЛЕЙ

Применение конструкционных сталей в ядерной технике вы­ двинуло на повестку дня проблему их радиационной повреждаемо­ сти и охрупчивания. До недавнего времени основным показателем радиационного охрупчивания сталей было изменение ударной вяз­ кости, которое в редких случаях оценивали по температурному сдвигу порога хладноломкости. Необходимость оценки размера критических дефектов в элементах конструкций ядерной техники

щим высоким отпуском при 600°С. Нейтронное облучение образцов проводили по режимам, имитирующим эксплуатационные. Каждый образец был подвергнут 13 циклам облучения в течение 100 ч, что соответствовало 3,3-1 О*9 нейтрон/см2.

Облучение обусловило существенное повышение предела теку­ чести стали (с 52 до 88 кгс/мм2) при одновременном снижении поперечного сужения с 62 до 44%. В отличие от исходной облучен­ ная сталь характеризуется резко выраженной температурной зави­

ли находит четкое проявление в падении уровня ударной вязкости

находит отражение в Изменении вязкости разрушения. На рис. 40 представлены температурные зависимости Kic стали в необлученном и облученном состояниях. Обращает на себя внимание резкий сдвиг кривой вязкости разрушения после облучения в сторону по­

ше —70°С не имелось возможности провести сравнение вязкости разрушения стали в обоих состояниях, так как принятые для испы­ таний образцы толщиной 25 мм были непригодны для корректной оценки Ки необлученной стали. По указанной причине не имелось возможности проверить выполнение для случая радиационного об­ лучения корреляционных зависимостей Лц и Ки в соответствии с

кривой Kid. стали после радиационного облучения может быть оце­ нено по местоположению аналогичной температурной кривой Кы необлученной стали с учетом температурного сдвига кривых хлад­ ноломкости облученных и необлученных образцов Шарпи.

Авторы работы [120] дали аналитическую оценку температур­ ной зависимости вязкости разрушения облученной реакторной ста­ ли типа 25ГНМ. Принимая во внимание, что на указанной стали при испытаниях на Ки в области криогенных температур реали­ зуется скольное разрушение, была выполнена аналитическая оцен­

ния, изменение вязкости разрушения рассматривалось как функция прироста предела текучести Аат. Аналитическая оценка спада Ки под воздействием облучения показала удовлетворительное соответ­ ствие с экспериментальными данными.

Необходимо обратить внимание на то, что влияние радиацион­ ного облучения на вязкость разрушения связано с изменением пре­ дела текучести — рост сг0,2 обусловливает тенденцию к уменьше­ нию Ки.

Г л а в а V

МЕХАНО-СТРУКТУРНАЯ ИНТЕРПРЕТАЦИЯ ВЯЗКОСТИ РАЗРУШЕНИЯ

ФОРМАЛЬНЫЕ

КОРРЕЛЯЦИОННЫЕ ЗАВИСИМОСТИ Kic С ДРУГИМИ МЕХАНИЧЕСКИМИ ХАРАКТЕРИСТИКАМИ СТАЛЕЙ

Многочисленные методические разработки, а также оценки вяз­ кости разрушения различных сплавов свидетельствуют о том, что параметр Ки является фундаментальной характеристикой матери­ ала, не зависящей от размеров испытуемых образцов. В этом от­ ношении Ки выгодно отличается от других распространенных пока­ зателей механических свойств— пластичности и вязкости, включая столь важный инженерный показатель как ударная вязкость.

Вместе с тем очевидно, что Kic — это сложная характеристика, которая «синтетически» отражает прочность и пластичность мате­

риала. В связи с этим становится актуальным поиск корреляцион­ ных зависимостей между К и и другими механическими свойствами материалов при простых видах испытаний, в том числе показате­ лями прочности и пластичности при растяжении. Прежде всего та­ кие корреляционные зависимости нужны для более глубокого пони­ мания процессов разрушения материалов в зоне остроконечных трещиновидных концентраторов напряжений. Кроме того, такие зависимости, включая самые простые от одного аргумента, важны

ная оценка вязкости разрушения по тем или иным причинам явля­ ется затруднительной.

Корреляция с пределом текучести. Предел текучести является важнейшим параметром, характеризующим реализацию процессов пластической деформации в вершине трещин, которые в конечном итоге определяют уровень вязкости разрушения. Поэтому вполне правомерными являются попытки установления корреляционной связи К и с пределом текучести от. Для построения таких зависи­ мостей имеется достаточно фактических данных, поскольку при оценке вязкости разрУшения неизбежно определение предела теку­ чести.

В'Предыдущих разделах приведены корреляционные зависимости

Ки и .а0,2 , построенные в связи ^с изменением температуры отпуска сталей и температуры испытаний. Из изложенного следует, что в

случае вариации свойст,в за СЧ€Т изменения температуры и скорости испытаний, а также температуры отпуска существует обратно про­ порциональная записи1*100113 между К и и Оо.г-

Эта зависимость может быть выражена степенной функцией

ской шкале координатКогда речь идет об испытаниях на вязкость

разрушения ннзкоуглеРоДИСТЫХ сталей, обнаруживающих значи­ тельную чувствительность к скорости испытаний, в формуле (20)

Фигурируют значения верхнего предела текучести. Существуют раз­

касающихся, в частности, стали типа 40ХН2М [122] и мартенситностареющих сталей [123]. приводятся более высокие значения |= 3 .

Для закаленных t>biV°nP04Hblx сталейJ достигает 7 и более. Обпяшает на себя Внимание кусочнолинеиныи характер зависимостей

Kic и KICIOQi2. Такую функциональную овязь можно было предска­ зать, поскольку между величиной Kic и характеристикой размера зоны пластической деформации /Cic/Oo.2 существует симбатная за­ висимость.

Заканчивая анализ корреляционных соотношений К и и ао.г, не­ обходимо подчеркнуть их важное значение для прогнозирования температурных и скоростных зависимостей К и по характеру изме­ нения (а0,2 . Эти зависимости могут также иметь определенное зна­ чение для оценки вязкости разрушения закаленных сталей в слу­ чае изменения температуры отпуска. При анализе таких соотноше­ ний, описываемых обычно уравнением типа (20), необходимо пом­ нить, что сфера их действия ограничивается условиями реализации идентичного микромеханизма распространения трещины. В то же время построение каких-то универсальных корреляционных зависи­ мостей К и от одного параметра сгт для сталей различного состава и структуры при самых различных условиях испытаний, по нашему

дела текучести, что, по-видимому, обусловлено подобием диаграмм растяжения различных конструкционных сталей средней и высокой прочности на участке деформационного упрочнения. Вместе с тем такие корреляционные зависимости имеют менее прозрачный смысл, чем зависимости К и —а0,2 , что и является причиной более слабой корреляции. Попытки построения универсальных корреляционных соотношений между вязкостью разрушения и временным сопротив­ лением разрыву различных сплавов [123] также не увенчались ус­ пехом. На основании анализа изменения сгв и сТо.г для многочислен­

обоснованы и не могут быть распространены на другие материалы, которые не охвачены использованной для построения корреляции выборкой.

Корреляция с ударной вязкостью. В настоящее время мы распо­ лагаем экспериментальными данными о влиянии на величину удар­ ной вязкости сталей различных металлургических и структурных факторов, а также температуры испытаний. Поэтому установление корреляционной связи ударной вязкости с К и имеет большое прак­ тическое значение.

Среди публикаций по этой теме наиболее представительными являются последования Роулфа с сотр. [Н8].

Ими сделана попытка установить эмпирическую корреляцию между Kic и работой разрушения образцов Шарли Аа для один­ надцати средне- и высокопрочных сталей с пределом текучести в диапазоне от 70 до 170 кге/мм2. Принимая во внимание широкий диапазон охваченных значений сгт, вязкость разрушения оценивали

на различных образцах с учетом методических рекомендаций, ис­ пользуемых при испытаниях сплавов повышенной пластичности. Оценку ударной вязкости проводили при температуре 28°С, когда для всех исследуемых сталей реализуется вязкое разрушение. Было установлено, что, несмотря на существенные различия в составе и структуре исследуемых сталей, наблюдается хорошая корреляция обеих характеристик в соответствии с уравнением

Графически эта зависимость представлена на рис. 4\,а. Была также 'сделана попытка установления корреляции между Kic и Аа

у хладноломкости различие в скорости нагружения при указанных дах испытания не имеет существенного значения. Вместе с тем такое влияние скорости нагружения значительно усиливается в ин­

тервале переходных температур.

Роулф изучал также характер корреляционных соотношений раоты разрушения образцов Шарли при стаппеском и динамическом нагружениях и вязкости разрушения в аналогичных окоростных ус­ ловиях, т е . /(1с и Kid; было показано, что по результатам оценки значений Ки можно предсказывать значения Kid. Это осуществля­ ется смещением температурной зависимости /(ic в сторону повы-

носливости повышается. Это область так называемых циклически хрупких состояний [81], где уровень <т_i .всецело зависит от вязко­ сти разрушения. В то же время после максимума в области цикли­ чески вязких состояний К и не контролирует уровень cr_it и тогда определяющее значение имеет уровень напряжений, контролирую­ щих процессы сдвигообразованпя, т. е. предел текучести.

По-видимому, низкий уровень вяз­ кости разрушения закаленных высокопрочных сталей является осно­ вной причиной несостоятельности многочисленных попыток дальней­ шего повышения их предела выносливости [126]. Реалистические пути повышения последнего должны основываться на структурных

принципах повышения вязкости разрушения.

Корреляция с характеристиками субкритического роста трещин при длительных нагружениях. Самого серьезного внимания заслу­ живает корреляция Kic с характеристиками субкритического роста макротрещин в сталях при длительном циклическом нагружении, когда выносливость образца не опосредствована процессами зарож­ дения трещин.

В соответствии с итогами большого числа экспериментальных исследований [127, 128] кинетика роста усталостных трещин в ши­ роком и практически наиболее важном диапазоне амплитудных зна­ чений коэффициентов интенсивности напряжений ДК и скоростей роста трещин v описывается уравнением Пэриса:

»=* С (Д /С)т ,

где С и пг — константы материала.

Убедительным доказательством тесной связи Kic с кинетикой субкритического роста трещины является выявленная эмпирически для сталей различного состава и прочности обратио пропорциональ­

фектов при эксплуатационных нагрузках, существенно более низких Ки.. Есть основания считать, что повышение темп или иными путями Kic, как правило, сопровождается увеличением пороговых значении

лённо равна показателю п, выражение для определения К\с принимает вид уравнении (15).

Опираясь на данные испытаний на растяжение глад­ ких образцов, уравнение (15) проверялось в ряде работ, в том числе в работе Спицига [36] в связи с изменени­ ем содержания серы в стали типа 45Х2Н2М. В каче­ стве структурного фактора в уравнении (15) фигуриру­ ет размер «зоны процесса» dT, который оказался соизмеримым с межчастичным расстоянием для вклю­ чений. Последнее в свою очередь близко по величине расстоянию между чашками в микровязком изломе. Вместе с тем оценки, выполненные другими авторами, показали условный, расчетный характер dT. Для ряда

мером зерна, межчастичным расстоянием), а также не нашел фрактографического подтверждения. Большим упрощением в модели Краффта следует признать то обстоятельство, что она детерминирует начало спон­ танного разрушения разрывом одной элементарной ячейки без учета «подкрепляющего» влияния соседних.

образцов на растяжение.

Деформационный критерий Хана и Розенфилда

[129]. Он основан на представлении о линейной связи максимальной удельной растягивающей деформации в на границе пластической области длиной 1п с раскры­ тием трещины

(26)

Принимая во внимание стесненность пластической деформации в вершине трещины, авторы, согласно данным Макклинтока, принимают для плоской дефор­ мации енр равным 4/3еР при растяжении. Выражение

для оценки К\с может быть представлено в виде

(27)

На основании анализа расчетных значений U и экспоненты деформационного упрочнения, проведен­ ного для одиннадцати сталей, титановых и алюминие­ вых сплавов, была установлена численная тождествен­

ность ln и п2. В результате выражение для определения вязкости разрушения принимает вид:

(28)

Согласно данным авторов, формула (28) дает оценку Kic стали типа 45Х2Н2М в различных структур­ ных состояниях с точностью до 25%.

Выражение (28) четко отражает то обстоятельство, что существенный спад Kic, наблюдаемый в высоко­ прочных сталях по мере снижения температуры отпус­ ка, связан с падением показателя деформационного упрочнения п.

Модель Хана и Розенфилда, по существу, не учи­ тывает микроструктурную ситуацию в зоне предразрушения. Из-за отсутствия для ряда сплавов обратно пропорциональной зависимости между ат и п, выра­ жение (28) не всегда передает четко выраженную обратно пропорциональную зависимость Kic и ат. Повидимому, с последним обстоятельством связано не­ удовлетворительное описание выражением (28) вязко­ сти разрушения Для низкоотпущенных сталей. Несмот­ ря на явно выраженный вязкий микромеханизм разрушения Мартенситно-стареющих сталей, формула (28) оказалась явно непригодной для оценки их вязко­ сти разрушения, что обусловлено аномально низким уровнем параметра п для этого класса конструкцион­ ных сплавов.

Критерий Зейсса [130]. Он базируется на понятии

критической объемной деформации екр, которая в усло­ виях трехосного Напряженного состояния должна быть существенно Меньше е£р Были выполнены теоретиче­

ские оценки екь, основанные на критерии максимальных нормальных напряжений Мерина ![131] и испытаниях специальных образцов, обеспечивающих вариацию сте­ пени двухосноСтИ напряженного состояния ряда спла­ вов, различающихся коэффициентом деформационного упрочнения. 0 соответствии с упруго-пластическим анализом деформаций в вершине трещины /[132] раз­ мер пластической зоны гп можно представить выраже­ нием

(29)

где р* — микрОсТРуктурная константа Нейбера.

Принимая б приближенно равным раскрытию тре­ щины, согласно данным ['136], имеем

б = 0,222 /Ci с

Е

Выражая критическую деформацию через величину относительного сужения гладкого образца ек= = ln (1—ф)-1, получим

Авторы рассматриваемой модели использовали вы­ ражение (33) для объяснения специфической зависи­

рушения сплавов, упрочненных частицами второй фазы, а также однородных сплавов, которые с точки зрения механизма разрушения можно признать псевдогетерофазными из-за наличия в них неметаллических вклю­ чений. Это, прежде всего, критерий Краффта, согласно

в связи с оценкой влияния карбидной фазы на вязкость разрушения сталей. Предполагается, что разрушение дисперсноупрочняемых сплавов происходит при дости­ жении критическим раскрытием трещины величины межчастичного расстояния и выражение для Kic приво­ дится к уравнению (18).

Модель Томассона. Остановимся еще на деформа­ ционном критерии Томассона [138], также получившем широкое применение для интерпретации процесса рас­ пространения трещины при разрушении сплавов, упрочненных второй фазой. Принимается, что неста­

плоской деформации от. В соответствии с оценками Ирвина и Макклинтока [141], ат= 1,68 сгт.

Уравнение (35) было использовано в работе [134] для оценки размера пластической зоны в окрестности концентратора:

(37)

Таким образом, для критической ситуации в верши­ не концентратора радиуса р

Выражение для /Схс (р), так называемой условной’ вязкости разрушения, теряет смысл при испытании Образцов с усталостной трещиной, когда р-»-0. Экспери­ ментальные данные испытаний феррито-перлитной стали при —196°С для 0С=12О кгс/мм2 показывают (рис. 45,а), что изменение Kic(p), предсказанное урав­ нением (38), сохраняется до определенной граничной величины ро. ниже которой вязкость разрушения не за­ висит от остроты надреза и равна Kic, полученному при испытаниях образцов с усталостными трещинами. По­ добный характер влияния остроты концентратора на JCic(p) наблюдался и авторами работ [142, 143]. Со­ гласно Коттреллу так называемая предельная эффективная острота концентратора ро является важ­ ной микроструктурной характеристикой материала, входящей в выражение для оценки Kic:

Уравнение (39) дает возможность на основании температурной зависимости от построить аналогичную зависимость для Kic, что было экспериментально под­ тверждено на стали А553В, подвергнутой радиацион­ ному охрупчиванию [120]. Вышеизложенные убеди­

тельные данные о характере зависимости Kic(p) и пре­ дельном эффективном концентраторе ставят под сомнение правомерность безоговорочной экстраполяции данных вязкости разрушения на нулевой радиус, ко­ торая предложена для оценки работы распространения трещины [12]. Можно еще добавить, что такая экстра-

полиция лишена физического смысла, поскольку у об­ разцов с конечными радиусом и углом надреза характер поля напряжений у вершины концентратора существенно отличается от образца с трещиной.

Критерий Нотта, Райса и Ричи. Описанный выше подход к оценке Kic при реализации окольного разру­ шения оставляет открытым вопрос о локализации очага разрушения впереди фронта трещины, который затем получил развитие в модели Нотта, Райса и Ричи [136]. Согласно развиваемой этими авторами теории, начало спонтанного скольиого разрушения обусловли­ вается достижением напряжений о™х ^а>с в пределах

участка зоны предразрушения, названного «характери­ стическим расстоянием» X, Это расстояние является

константой материала и зависит лишь от его микро­ структуры. Величина X может быть значительно мень­ ше размера пластической зоны в устье трещины. На­ пример, для низкоуглеродистой стали Х=120 мкм, тогда как ширина пластической зоны может достигать 1000 мкм. С помощью метода конечных разностей были выполнены оценки зависимости

сСа> т = / [W , сЛМ2] ,

[100], на основании которых, исходя из известных соотношений1 ас, стт и Kic. можно определить характе­ ристическое расстояние X. Зная для данного сплава величину X , по температурной зависимости сгт можно предсказать аналогичную зависимость для Kic.

Оценка влияния величины зерна на вязкость разру­ шения низкоуглеродистой стали. Изложенный подход был использован в работе [27] для объяснения опи­ санной выше (см. рис. 3) зависимости вязкости разру­ шения низкоуглеродистой стали от величины феррит­ ного зерна. Все механические характеристики прочности оценивали при температуре —120°С. Величину ас для стали с разным размером зерна определяли на специ­ альных образцах с V-образным надрезом на основании анализа распределения напряжений в упруго-пластиче­

чиняются уравнению Холла — Петча, зависимость Kic от

личины зерна была показана на рис. 3. В отличие от Kic обнаруживается постоянство X в области мелко­ зернистого и рост X в области крупнозернистого ферри­ та. Во всех случаях характеристическое расстояние значительно (в 8—20 раз) больше размера зерна. На наш взгляд, данное авторами объяснение зависимостей Kic и X от D с привлечением статистических представ­ лений о толщине и распределении зернограничных карбидных выделений, которые рассматриваются как решающие барьеры для движения дислокационных образований, неубедительно,

Тетелмена [145]. Речь идет об аномальном влиянии перегрева при закалке сталей типа 40ХН2М, 40Х и др. на Kic [137, 146]. Условную динамическую вязкость разрушения Kd(p) определяли на образцах из стали типа 40ХН2М с разными радиусами надреза. При за­ калке с температуры аустенитизации 870°С средний

сталь, закаленная от нормальных температур, отличает­ ся большим сопротивлением хрупкому разрушению, чем перегретая. Это соответствует нашим данным о влиянии температуры аустенитизации на Kic и аи сталей 40Х и 45ХН2МФА (см. табл. 3). Оказалось, что режим аусте­ нитизации перед закалкой меняет величину эффектив­ ного радиуса надреза (см. рис. 44,6). Для крупнозер­

среднему размеру исходного аустенитного зерна. Авторы полагают, что такое двоякое влияние вели­

чины зерна на сопротивление разрушению образцов с трещиной и надрезом Шарли связано с различием в характере напряженного состояния двух названных концентраторов. В случае крупнозернистых образцов, несмотря на меньший уровень ос, характеристическое расстояние X больше, что и способствует реализации более высокого уровня Kic перегретой стали. При на­ личии скругленного конструктивного концентратора разрушение берет начало на упруго-пластической гра­ нице, которая» расположена от устья надреза на расстоянии, значительно большем размера аустенитно­ го зерна. Вместе с тем очевидно, что в случае крупно­ зернистой стали разрушение происходит при значи­ тельно меньших уровнях ас = о ™ах •

Не отрицая обоснованности такого подхода для оценки структурной чувствительности вязкости разру­ шения, необходимо указать на значительные трудности в его использовании применительно к'закаленным вы­

сокопрочным сталям. Дело в том, что модель Тетелмена построена для случая транскристаллитного скола, наблюдаемого >при низкотемпературном разрушении низкоуглеродистых отожженных сталей. В данном же случае модель распространяется на случай квазискола и интеркристаллитного скола — характерных микроме­ ханизмов распространения трещины в высокопрочных низкоотпущенных сталях. Недостаточно обоснован так­ же выбор исходного аустенитного зерна в качестве структурного параметра таких сталей в свете доказан­ ной в гл. III связи процесса разрушения мартенсита в крупнозернистой' перегретой стали с внутризеренными границами пакетов мартенситных кристаллов.

Обобщенная эмпирическая зависимость для оценки К\с. по критерию критического напряжения. Хан с со­ трудниками [147] провели анализ известных соотно­ шений для оценки Kic по величине напряжения скольного разрушения ас. Они пришли к выводу, что все

где а и р — эмпирические константы.

Обобщая известные литературные данные по десяти сталям с учетом влияния на /Стс и от температуры и скорости испытаний, Хан дает следующую универ­ сальную зависимость:

В соответствии с литературными данными прини­ мается, что при транскристаллитном сколе Kic не за­ висит от температуры и скорости нагружения. Следо­ вательно, для ряда материалов можно ожидать постоянства произведения Kico% На рис. 46 приведены

результаты проверки этого предположения для двух сталей согласно данным уже рассмотренных работ Шумейкера и Роулфа [47]. Обнаружено соблюдение

предполагаемой зависимости в широком диапазоне температур испытаний. Фрактографический анализ показал нарушение постоянства произведения Kieo%

для стали А517 в области температуры —80°С, связан-*

ным условием соблюдения зависимости типа (42). По­ следняя имеет огромное практическое значение для прогнозирования ве­

личины Kic в случае из­ вестных зависимостей сгь от температуры испыта­ ния и скорости нагруже­ ния. Покажем, что выра­ жение (42) находится в хорошем соответствии с

Если принять в формуле Краффта 2udT= (ас / # ,

где г| — новая константа материала, то в конечном виде получим

(44)

РЕСУРС ВЯЗКОСТИ РАЗРУШЕНИЯ СПЛАВОВ КАК ФУНКЦИЯ МИКРОМЕХАНИЗМА РАСПРОСТРАНЕНИЯ ТРЕЩИНЫ

Анализ литературных данных свидетельствует о су­ щественных успехах, достигнутых в структурной ин­ терпретации вязкости разрушения и построении микромеханических моделей распространения трещин. Вместе с тем для всех моделей, кроме часто чрезмерной схематизации процесса и вытекающей из этого не­ удовлетворительной точности, характерна ограничен-

ность диапазона условий испытаний, в пределах кото­ рого вообще допустимо их использование. Как прави­ ло, этот диапазон условий испытаний находится эмпирически, без надлежащего физического обосно­ вания.

Проведенный нами анализ свидетельствует о бес-’ перспективности построения как континуальных, так и

с другими механическими характеристиками без учета

(трансскол, интерскол, квазискол, микровязкое разру­ шение). Распространение трещины по остальным пяти схемам связано с образованием зоны вытяжки, которая в соответствии с изложенными ранее представлениями рассматривается как участок субкритического подра­ стания трещины. За зоной вытяжки всегда следуют микрофрактографические элементы, характерные для одноступенчатых схем. Таким образом, имеются осно­ вания для разделения конструкционных сталей по условиям распространения трещины на четыре группы в зависимости от того, какой микромеханизм реализует­ ся в месте начального нарушения сплошности, опреде­ ляющего весь процесс последующего спонтанного раз­

Транскристаллитный скол (ем. рис. 9,а) характерен для хрупкого низкоэнергоемкого распространения тре­ щины в сталях с ненапряженной ферритной матрицей, т. е. прежде всего, для низкоуглеродистых и среднеуг­ леродистых отожженных сталей при их низкотемпера­ турных испытаниях. Размер скольных фасеток и расположение в изломе характерных для этого мик­ ромеханизма роста трещины речных узоров определяет­ ся дислокационной субструктурой, размером зерна и топографией перлитных колоний.

Интеркристаллитный скол (см. рис. 9,6) является преобладающим способом распространения трещины в низкоотпущенных и свежезакаленных сталях со сред­ ним и высоким содержанием углерода. Вместе с тем межзеренный (по границам исходного аустенитного зерна) характер развития трещины может сохраняться до сравнительно высоких температур отпуска (400°С). Обратимая отпускная хрупкость при испытаниях на Kic также проявляется в интеркристаллитном распро­ странении трещины. Область зернограничного разру­ шения в зависимости от температуры отпуска может быть значительно расширена при воздействии на тре­ щиновидный концентратор рабочей среды типа воды или кислот, а также в случае водородного охрупчива­ ния стали.

Квазискол (см. рис. 9,в) характерен для высоко­ прочных, главным образом закаленных, сталей с по­ вышенным содержанием углерода и является фракто-

в микроскопе на репликах, в то время как в сканирую­ щем электронном микроскопе в результате вуалирова­ ния деталей и глубины рельефа излома он часто отож­ дествляется с чашечным разрушением.

Микровязкое разрушение (см. рис. 9,а) проявляется как ямочный или вязкий микромеханизм распростра­ нения трещины, соответствует повышенному уровню вязкости разрушения сплавов. Более того, получение самых высоких уровней К\с возможно только в усло­ виях реализации данного механизма. Наблюдается повсеместно у высокоотпущенных сталей при отсутствии факторов отпускной или водородной хрупкости. Этим микромеханизмом охватывается очень широкий диапа­ зон значений К\с—от 150 кгс/мм*/* и до самых высо­ ких значений, характерных для безуглеродистых мартенситнО'стареющих и трип-сталей'. Для упомяну­ тых сталей образование чашек в зоне очага разруше­ ния характеризуется чрезвычайно высокой деформативностью матрицы, что исключает использование микромеханических моделей, базирующихся на оценке предельных напряжений в упруго-пластическом одно­ родном континууме.

Всем трем представленным скольным микромеха­ низмам спонтанного распространения трещины соот­

ветствует низкий уровень деформационной способности материалов в вершине трещины. Поэтому можно по­

скола. Систематические исследования хрупкого разру­ шения низкоуглеродистой стали на образцах с концент­ раторами напряжений, проведенные Ноттом и другими авторами [27, 148], дают представление о критическом напряжении для случая транскристаллитного скола (отс)- Имеются основания считать, что атс для железа и сталей не зависит от температуры и скорости испы­ таний. Эта характеристика практически не зависит от радиуса надреза, хотя для некоторых структурных со­ стояний’ могут проявляться эффекты кажущегося увеличения атс при переходе от конструктивных кон­ центраторов к трещине [148]. Таким образом, <тТ|С представляет собой реальную меру сопротивления отрыву, попытки определения которой предпринима­ лись Н. Н. Давиденковым, Г. В. Ужиком и другими представителями феноменологической механики раз­ рушения.

©месте с тем необходимо иметь в виду, что ве­ роятное постоянство <Тгс 'Ограничено тем довольно узким диапазоном условий испытаний, в пределах ко­ торого может быть осуществлено скольное транскристаллитное разрушение. Очевидно, эта характеристика будет зависеть также от механизма пластической де­ формации и в условиях скольжения принимать одни значения, а в условиях двойникования— другие [149]. Необходимо также подчеркнуть, что все имеющиеся сведения о ато касаются железа или низкоуглеродистых сталей с равновесной структурой отжига, в то время как транскристаллитное разрушение термоупрочненных сталей со средним и высоким содержанием углерода с этих позиций' еще не рассматривалось. Остаются со­ вершенно неизученными закономерности изменения при испытаниях и в связи с вариацией структурных факто­ ров критического напряжения интеркристаллитного скола <Тис и квазискола <ткс. Это затрудняет оценку вязкости разрушения с привлечением микромеханических критериев для случаев распространения трещины по названным микромеханизмам.

Прогнозирование температурной зависимости вязко­ сти интеркристаллитного разрушения. Для исследова­ ния закономерностей зернограничного распространения

трещины с использованием микромеханического моде­ лирования вязкости интеркристаллитного разрушения нами была выбрана сталь 45ХН2МФА после закалки и отпуска при 370 С. Фрактографический анализ изло­ мов показал, что при испытаниях на J(ic после указан­

его оценки может быть

ИСПОЛЬЧПИЯНЯ лтохдтд

ииюльзована упоминавшаяся методика Те-

телмена [150], основанная на испытаниях образцов с конструктивными концентраторами Шарли. Специально проведенные испытания таких образцов показали, что в диапазоне температур испытаний от —100 до -4“50°С ow практически постоянно и равно 335 кгс/мм2. Вероят­ но^ падение расчетных значений ow при температуре 80°С связано со смешанным характером разрушения.

Для оценки вязкости интеркристаллитного разру­ шения стали предлагается следующая микромеханическая модель. В основу модели положено предположе­

максимальные растягивающие напряжения о превы­

шают (Тис в пределах зоны предразрушения протяжен­ ностью X. В соответствии с этим предположением

где /С*с — константа материала, именуемая граничной

Протяженность зоны предразрушения X для данного материала может быть рассчитана из зависимости типа

модельных упруго-пластических материалов методом конечных разностей. При этом в качестве сг™ах следует

принять предварительно найденную величину аисПро­ веденные нами расчеты показали, что, по крайней мере, в пределах исследованного интервала температур ис­ пытаний между Пис/оод и X существует линейная зави­ симость (рис. 48).

где Go и Н0— новые постоянные.

Принимая во внимание, что аис, а также константы G0 и Н0 не зависят от температуры испытаний, урав­ нение (47) может быть использовано для оценки тем­

пературной зависимости вязкости интеркристаллитного разрушения по величине предела текучести. Необходи­ мо, однако, еще остановиться на определении постоян­ ных, входящих в уравнение (47).

Чтобы придать зависимости (47) расчетный харак­ тер, прежде всего для' данного конкретного материала следует определить стИЭто выполняется путем испы­ тания образцов типа Шарли при любой температуре испытаний (в пределах температурной области реали­ зации интеркристаллитного разрушения) по методике

привлечением зависимости Райса. Таким образом,

графического определения вязкости разрушения в лю­ бой точке заданного интервала температур испытаний

ния. Ее уровень должен достигаться в условиях «абсо­ лютно хрупкого» разрушения, когда размер зоны предразрушеиия равен нулю. Путем экстраполяции зависи­ мости Kic — X для Исследуемой стали получено значение К*с = 49 кге/ммУ*. Любопытно отметить, что

эта величина совпадает с нижним уровнем вязкости разрушения обычно закаленных (при размере исходно­ го аустенитного зерна 8—10 мкм) низкоотпущенных высокопрочных сталей) который близок к 50 кгс/мм3/2.

Несомненно, К*с является структурно чувстви­

и рис. 46 могут быть Также использованы для опреде­ ления предела текучести, при котором размер зоны предразрушения стреМйтся к нулю. Подставляя в урав­ нение (47) экспериментально вычисленные значения констант G0=0,78 и Я0=1,3, находим ат=200 кгс/мм2. Полученный уровень от соответствует значениям о0,2

дефектностей границ двух однотипных материалов имеет вид:

образцы нагревали при температуре 1150 и 1200°С со­ ответственно. Вероятно, это связано с растворением сульфидов, обусловившим дополнительное ослабление границ зерен.

Следовательно, на основании отношения (51) выра­ жение для оценки Оис в связи с варьированием величи­ ны зерна может быть приведено к виду:

где сто — сопротивление движению дефектов (преимуще­ ственно дислокаций) внутри зерна, предшествующему