Физические основы разрушения стальных конструкций

O r мижп N fC / M M *

ратурах —79; —23; -j-18° С соот­ ветственно.

ны — источника будущего разрушения. Таковы важней­ шие качественные соображения, позволяющие сейчас давать практически полезные рекомендации по повыше­ нию конструкционной прочности. Великолепный анализ этой проблемы на современном уровне развития физи­ ческого металловедения содержится в монографии [3], авторы которой — признанные специалисты по вопросам внутренних превращений в стали и в особенности закал­ ки, отпуска мартенсита, перлитного и бейнитного пре­ вращений. Все эти превращения лежат в основе боль­ шинства технологических схем термического упрочнения стальных изделий.

Закономерности упрочнения железа представляют не только академический интерес, но практически важны для понимания природы прочности сталей со структурой феррита, малоуглеродистых ферритоперлитных сталей, в том числе и легированных, применяемых для сварных конструкций.

Зависимость предела текучести ат железа от размера зерна d выражается известным соотношением Холла — Петча (рис. 1.1)

11

где о0—напряжение, необходимое для поддерживания скольжения в действующей плоскости скольжения внутри зерна, называемое иногда напряжением трения; /(т— постоянная, характеризующая трудность возбуждения скольжения в соседнем, менее благоприятно ориентиро­ ванном по отношению к наибольшему касательному на­ пряжению, зерне. В целом слагаемое /Ст^_1/2 представляет

обеспечения эстафетной передачи скольжения от одного зерна к другому; d — средний размер зерна феррита. Далее мы подробнее рассмотрим теоретическую интер­ претацию и физический смысл коэффициента Кт, играю­ щего чрезвычайно важную роль в теории разрушения поликристаллических металлов. Хорошо известно, что при уменьшении размеров зерна феррита не только повыша­ ется прочность, но и снижается критическая температура перехода железа из вязкого состояния в хрупкое Т^р, иногда называемая температурой хладноломкости (рис. 1.2) [4], что само по себе является фактом принципиального значения. Измельчение зерна, оцениваемое по характеру излома образца, издавна служило надежным критерием улучшения служебных свойств стали. Но только теперь становится понятным физический смысл влияния размера зерна на предел текучести и критическую температуру хруп­ кости. Качественно картина выглядит следующим образом. У границ зерен образуются дислокационные скопления, создающие локальные концентрации напряжений. Посколь­ ку расстояние между границами зерна определяет дистанцию свободного скольжения дислокаций и максимальное число дислокаций в скоплении N, то при одинаковом действую­ щем касательном напряжении т в большем зерне возни­ кает большая локальная концентрация напряжений: тконц= = iVx, что облегчает образование зародышевых трещин. Далее будет приведен количественный расчет модели зарождения субмикротрещины и указанное соображение получит численную интерпретацию (гл. 2).

Эффект измельчения зерна является основным сред­ ством облагораживания свойств малоуглеродистых сва­ риваемых сталей массового назначения. Для этого ис­ пользуется метод регулируемой прокатки, завершаемой при температуре 950—850° С, и ускоренное охлаждение до 400—500° С [3]. Легирование и микролегирование до-

12

т. е. от величины межпластиночного расстояния А. Было установлено, что предел прочности ав перлитной стали так же зависит от А, как и прочность железа от разме­

пробега дислокаций между параллельными пластинами цементита в перлитной колонии в направлении [111] фер­ рита, Ас = 4,75 А [7]. Это значит, что для перлитной ста­ ли ограничение свободной дистанции скольжения дисло­ каций вызывают цементитные пластины, точно так же, как границы зерен в феррите, или, иначе, в упрочнении перлитной стали цементитные пластины играют ту же роль, что и границы зерен в феррите (рис. 1.3). Менее ясен вопрос о значении размеров перлитного зерна в случае эвтектоидной стали.

13

Сопоставляя выражения (1.1) и (1.2), можно уви­ деть, что вклад слагаемого /СвАс—,/г в прочность перлит­ ной стали должен быть значительно более высоким, чем вклад от величины зерна, поскольку размер зерна на один-два порядка больше, чем межпластиночное расстоя­ ние А. С другой стороны, издавна известно, что измель­ чение перлитного зерна, оцениваемое по виду излома, ведет к улучшению свойств стали, т. е. влияние зерна очевидно. Видимо, логично было бы предположить, что в случае стали в выражении (1.2) должно дополнитель­ но присутствовать еще одно слагаемое, отражающее вклад величины зерна перлита dn в прочность стали:

В этом случае удается понять причину одновремен­ ного влияния и дисперсности перлита [8], и величины перлитного зерна [3] на критическую температуру хрупко­ сти перлитной стали. Об этом подробнее будет идти речь в разделе 2.8. Размеры перлитной колонии зависят от ве­ личины зерна аустенита и степени переохлаждения при аустенитно-перлитном превращении. При сравнительно небольшом количестве перлита (до 20—30%), т. е. при 0,1—0,2% С в стали, значения ат и сгв в основном опре­ деляются внутренней субструктурой ферритного зерна. Но уже эта небольшая доля перлита заметно повышает Гкр [3] и снижает пластичность, и далее (раздел 4.3) мы увидим, почему. В связи с этим в конструкционных ста­ лях содержание углерода ограничивается лишь миниму­ мом, необходимым для достижения данного уровня проч­ ности, дальнейшее повышение прочности разумнее дости­ гать с помощью операций термической обработки, на­ пример ускоренным охлаждением горячего проката до температур завершения распада аустенита, что приво­ дит к измельчению зерна феррита и межпластиночного расстояния в перлите. В этом заключается смысл упроч­ нения стали в потоке прокатного стана, широко исполь­ зуемого в настоящее время на металлургических заводах для повышения качества стержневой железобетонной арматуры и других изделий из малоперлитных сталей [9]. Так обычно получают прочность до 120—140 кгс/мм2.

Следующим шагом в повышении конструкционной прочности сталей может быть переход от перлитной к бейнитной структуре за счет повышения степени переох­

14

лаждения аустенита при его распаде. Основные факто­ ры, определяющие прочность бейнита: величина кристал­ лов a -фазы, определяемых величиной зерна аустенита; содержание углерода в a-фазе; плотность дислокаций; количество, размеры и распределение карбидных частиц. При этом в так называемом верхнем бейните, образую­ щемся при наиболее высоких температурах промежуточ­ ного превращения (350—450°С), контролирующая роль в свойствах, подобно железу, принадлежит размеру зер­ на a -фазы. Это в большинстве случаев приводит к ухуд­ шению механических свойств, особенно сопротивления хрупкому разрушению. В противоположность этому, «нижний» бейнит, формирующийся в области темпера­ тур, примыкающей к мартенситной точке Мн (200— 300° С), обладает повышенной конструкционной прочно­ стью, т. е. комбинацией свойств прочности и пластично­ сти (по сравнению с закалкой и отпуском на ту же прочность). Это можно связать с тем, что для «нижнего» бейнита существенное значение имеет не величина кри­ сталлов a -фазы, а средняя величина вытянутых пластин в «пакетах», наблюдаемых при электронномикроскопиче­ ском исследовании [3], т. е. структурный элемент, кон­ тролирующий величину ТКр у «нижнего» бейнита, зна­ чительно дисперснее, что и определяет его меньшую, чем у «верхнего» бейнита, склонность к хрупкости [10].

Роль межцементитных расстояний в бейнитной пла­ стине для свойств бейнита еще предстоит уяснить, одна­ ко имеются основания полагать, что более существенное значение имеет толщина цементитной пластины, чем размер межцементитного промежутка [11]. Этот вопрос будет подробнее рассмотрен дальше.

Наконец, для свойств закаленной стали наиболее важно то, что размеры кристаллов мартенсита значи­ тельно меньше размеров исходных аустенитных зерен. Для мартенсита в выражении Холла — Петча должен фигурировать структурный параметр, равный среднему размеру «пакета», образованного почти одинаково ори­ ентированными мартенситными пластинами («рейка­ ми»), разделенных малоугловыми дислокационными гра­ ницами [3], тогда как границы «пакетов» являются высо­ коугловыми [12], т. е. действительно являются эффектив­ ными препятствиями для движения дислокаций и, таким образом, выполняют функцию границ зерна. Так дости­

15

гается прочность с с , = 170—180 кгс/мм2' при достаточ­ ной для большинства случаев пластичности [3, 7, 11]. Дополнительного увеличения прочности стали со струк­ турой мартенсита можно достичь путем изменения суб­ микроструктуры мартенсита в результате пластической деформации аустенита перед закалкой, получения сверх­ мелкого зерна аустенита и, следовательно, измельчения кристаллов мартенсита. Важная роль при упрочнении стали закалкой принадлежит однородности структуры закаленной стали, обеспечиваемой отсутствием немар­ тенситных продуктов превращения (феррит, перлит, бейнит), наличие которых усиливает склонность стали к хрупкости [3]. При однородной и дисперсной структуре достигается более равномерное распределение внутрен­ них структурных напряжений. Поэтому гомогенизация сталей, особенно легированных, приводящая к выравни­ ванию состава и получению более однородной структу­ ры, является одним из средств снижения пиков локаль­ ных напряжений и повышения сопротивления хрупкому разрушению. Теоретическое обоснование этому будет приведено в разделе 4.3.

Анализируя современные тенденции в обработке ста­ ли для повышения ее конструкционной прочности, авто­ ры работы [3] приходят к твердому убеждению, что уменьшение размеров аустенитного зерна и, следователь­ но, размеров мартенситных кристаллов или «пакетов» — радикальное средство повышения прочности и сопротив­ ления хрупкому разрушению стали. Так, если при обыч­ ной обработке конструкционных сталей при достижении 8-го балла зерна аустенита размер кристаллов мартен­ сита составляет 7—15 мкм, то при специальной обра­ ботке на сверхмелкое зерно аустенита (15-й балл) раз­ мер «пакетов» составляет 0,5—2 мкм. Временное сопро­ тивление стали с 0,8% С при зерне аустенита 13—15 балла после закалки и отпуска при температуре 200° С достигает 270—280 кг/мм2 [3].

Однако повышенное содержание углерода в закален­ ной и отпущенной (улучшенной) стали неизбежно со­ пряжено с потерей пластичности, даже несмотря на на­ личие сверхмелкого зерна. Причины этого заключаются в прямом влиянии хрупких цементитных частиц на ве­ личину сопротивления хрупкому разрушению. Ниже (2.8) будет показано, при каких условиях цементитные

16

частицы могут оказывать охрупчивающее влияние на сталь, а при каких нет. Но так или иначе мартенситные стали с пониженным содержанием углерода являются в настоящее время наиболее распространенным высоко­ прочным конструкционным материалом, обладающим перед бейнитными сталями рядом важных преимуществ: высокая прокаливаемость, возможность закалки на воз­ духе, весьма высокий уровень прочности и сопротивле­ ния разрушению.

Таковы вкратце основные представления современ­ ного физического металловедения о влиянии структуры стали на прочность и о способах и средствах повышения конструкционной прочности, которые могут служить ис­ ходными положениями при постановке задачи настоящей монографии. Из сказанного следует, что современный технолог располагает мощными средствами управления свойствами конструкционных сталей в интересах повы­ шения служебных характеристик изделий. Во многом эти средства опираются на знание закономерностей внутренних превращений и структуры металла, что де­ лает это воздействие технолога сознательным и научно обоснованным. В то же время ощущается отсутствие четких модельных представлений о физической природе влияния тех или иных характеристик структурного со­ стояния металла на его механические свойства. Больше того, четкого определения самого понятия конструкцион­ ной прочности не существует, считается, что это некото­ рый комплекс прочности и пластичности металла, обес­ печивающий его надежность при нагружении в сложно­ напряженном состоянии. Очевидно, этот показатель както связан с лабораторной прочностью <тв (т. е. прочно­ стью при одноосном растяжении), запасом пластичности

разрушению ахр. Однако вид этой зависимости неизве­ стен. Неизвестно даже, существует ли вообще такой единый критерий, который бы однозначно характеризо­ вал сопротивление конструкции хрупкому разрушению. Именно поэтому в современной инженерной практике основной упор делается на разнообразные механические испытания образцов материала, включая сложные ис­ пытания с динамическим, ударным нагружением, испы­ тания образцов с надрезом и т. п. Наконец, в последние

17

годы широко распространились специальные испытания материала на образцах с наведенной трещиной для определения коэффициента интенсивности напряжений Ки, позволяющего оценить склонность материала к раз­ рушению от имеющейся в нем готовой трещины [13—14, 15], положившие начало современной механике разру­ шения.

Все это делается только потому, что пока нет физи­ ческой теории, которая непосредственно связала бы структуру стали с критическим уровнем напряжения в изделии даже в случае простого одноосного растяжения, не говоря уже о сложном напряженном состоянии. От­ сутствие такой теории препятствует в настоящее время эффективному использованию в инженерной практике новейших достижений физики металлов, хорошо владею­ щей физическими аспектами разрушения реальных кри­ сталлических тел со сложной структурой, но не имеющей прямой связи с макроскопической прочностью изделий. Уменьшению этого разрыва между физической теорией разрушения металлов и механикой прочности и разру­ шения стальных изделий посвящены последующие раз­ делы настоящей книги.

1.2. Физические факторы, определяющие несущую способность металлической конструкции

Несущая способность металлической конструк­ ции характеризуется уровнем максимального силового нагружения, допустимого для безопасной работы в тече­ ние всего периода эксплуатации. На первый взгляд, спо­ собность силового' элемента сопротивляться разрушаю­ щему действию нагрузки целиком определяется уровнем прочности материала и рабочим сечением несущего эле­ мента. Если бы это было так, то проблемы инженерного расчета конструкции на прочность не существовало, так как элементарное соотношение Ртах = пв5 (где Ртах — предельная нагрузка на элемент сечением 5; св — пре­ дел прочности материала) в действительности справед­ ливо лишь для одноосного растяжения (сжатия) в от­ сутствии концентраторов напряжений, надрезов и т. п. отклонений от однородности в распределении напряже­ ний. Во всех практически важных случаях работы ре­

18

альных изделий техники определить строго обоснован­ ный уровень максимального допустимого силового нагру­ жения довольно трудно. Это, собственно, и составляет основную задачу науки о сопротивлении материалов разрушению. Определение так называемых предельных состояний нагруженного изделия является классической задачей механики прочности. Предельные состояния мо­ гут быть двух основных видов: 1) выход конструкции из строя из-за начала макротекучести и нарушение в связи с этим ее служебных функций, что делает невоз­ можным ее дальнейшую эксплуатацию ввиду угрозы пол­ ного разрушения; и 2) внезапное полное разрушение элемента конструкции по всему сечению, часто называе­ мое хрупким разрушением, хотя, как правило, в таких случаях наблюдаются четкие признаки локального те­ чения в зоне распространения трещины, в силу чего правильнее его называть квазихрупким. Первый вид предельного состояния может предшествовать пластич­ ному, вязкому разрушению конструкции и во всех пра­ ктически важных случаях инженеры стараются обеспе­ чить именно этот вид предельного состояния в изделии, поскольку он в достаточной мере предсказуем на основе современных положений теории прочности материалов при сложном напряженном состоянии [16]. Второй вид предельного состояния в силу внезапности представляет серьезную опасность в эксплуатации нагруженных изде­ лий, тем более что нередки случаи, когда хрупкие раз­ рушения наступают при фактических нагрузках, каза­ лось бы, вполне безопасных для материала, если исхо­ дить из данных лабораторных исследований. Именно эта загадочность второго вида нарушения прочности нагру­ женных изделий привела к необходимости поиска внут­ ренних причин разрушения металлов, т. е. к созданию физической теории разрушения.

Далее мы будем рассматривать только второй вид предельного состояния, т. е. будем интересоваться усло­ виями, приводящими к внезапному (квазихрупкому) разрушению нагруженных изделий, поскольку первый вид предельного состояния, по-видимому, полным обра­ зом описывается современной механикой прочности и пластичности материалов. Везде в понятие хрупкого разрушения будем вкладывать смысл в действительно­ сти квазихрупкого разрушения, развитию которого

19

предшествуют лишь небольшие локальные пластические деформации, как правило, не превышающие условного предела текучести материала.

При хрупком разрушении мы впервые сталкиваемся с тем, что в несущей способности конструкции важную роль играют факторы внутреннего строения материала,

т.е. его структуры. В этом смысле удобно разделить все физические факторы, характеризующие несущую спо­ собность нагруженного элемента, на две группы — внеш­ ние и внутренние. К внешним факторам относятся вели­ чина приложенных безопасных напряжений, вид напря­ женного состояния (одно-, двухили трехосное растяже­ ние, комбинация растяжения со сжатием), характер нагружения (динамический, статический, циклический и

т.п.), включающий скорость нагружения, рабочую тем­ пературу, макроконцентраторы напряжений (надрезы, трещины, конструктивные переходы), действие различ­ ных агрессивных сред и т. п. Внутренними факторами, определяющими несущую способность нагруженного из­ делия, на первый взгляд, могли бы служить свойства самого материала, т. е. его прочность и пластичность, но это не так, так как эти показатели не являются константами материала, а в большой степени подвер­ жены влиянию внешних факторов — температуры, ско­ рости нагружения, и самое главное — вида напряжен­ ного состояния, т. е. прочность и пластичность не обла­ дают требуемым постоянством в различных условиях нагружения (даже при неизменной температуре), чтобы их можно было использовать в качестве инвариантной характеристики материала. Поэтому, как ни парадо­ ксально, сами по себе прочность и пластичность нельзя отнести к факторам, однозначно определяющим несущую способность конструкции, и по этой причине мы нигде не будем их использовать в таком смысле. Действитель­ ным внутренним фактором следует считать металлурги­ ческую структуру материала, создаваемую в результате применения той или иной технологической обработки. Сюда относятся: зеренная и субзеренная структура, ве­ личина, форма и характер распределения частиц второй фазы в матрице, характер неметаллических включений; степень неоднородности внутренней структуры, текстура материала, его химический состав. Отметим сразу, что крупные неметаллические включения в сплаве хотя и

20