Физические основы разрушения стальных конструкций

можно представить в виде следующей зависимости, до­ пускающей прямую экспериментальную проверку:

Как видим, из чисто физических модельных представле­ ний удалось получить численную зависимость величины разрушающего напряжения от характеристики структу­ ры — размера зерна d, и субструктуры — эффективного напряжения скольжения тЭф=т—т0 поликристалла. Достаточно знать температурную зависимость тЭф для стали или железа с данным размером зерна d и можно расчетным путем построить всю кр'ивую напряжений разрушения на участках А, Б и В (см. рис. 2.6).

Трудность состоит в том, что теоретически достаточно корректно рассчитать величину тЭф пока невозможно изза большого числа факторов, влияющих на сопротивле­

частиц второй фазы, т. е. от всех параметров субструк­ турного строения металла и, наконец, от температуры. Теоретический анализ упрочняющих структурных фак­ торов в настоящее время составляет предмет интенсив­ но развивающейся физической теории прочности метал-

Поэтому, не пытаясь охватить расчетом всю кривую температурной зависимости разрушения ар, обратим внимание на одну характерную точку на этой кривой — напряжение разрушения при температуре перехода от вязкого разрушения к хрупкому Тщ, (или Та по [35]). Здесь отмечается резкий спад пластичности (ф) и вели­ чины разрушающего напряжения ор (см. рис. 2.6), ко­ торая приближается к пределу текучести от, т. е. в точке Гкр осуществляется уже знакомое нам условие

Ор ~ От ~ ОкР.

Это позволяет значительно упростить задачу расчета окр, так как для предела текучести существует хорошо уста­ новленное эмпирическое соотношение Петча или теорети­ чески выведенные уравнения (2.5) и (2.6), из которых можно

81

определить нужную нам' величину тЭф = т — т0 = K d ^ l/2*l где согласно расчетам по (2.5) К = 0,8 кгс/мм3/2. Подста-/

Экспериментально определить величину критического на­ пряжения хрупкого разрушения окр при температуре перехода от вязкого излома к хрупкому сколу можно на кривых зависимости ор от температуры испытания по ми­ нимальному значению <зр или по моменту резкого спада пластичности при температуре Td (рис. 2.6). Но более общим определением окр является условие разрушения железа или стали, когда ор^ о т. Конечно, при этом на практике всегда приходится останавливаться на некотором условном уровне остаточной пластичности, например, Ф< < 10%. Это лишь обусловливает конкретную процедуру измерений окр, но не влияет существенно на его величину.

Экспериментальная проверка рассчитанной зависимости окр от 1/2 (2.34) осуществлялась как путем обработки имеющихся литературных данных, где приводились зна­ чения ор вблизи температуры хрупко-вязкого перехода Td и размеров зерен [35, 45, 61—63], так и в специально поставленных с этой целью экспериментах [64, 651.

На рис. 2.13 приведены данные о температурной за­ висимости ор по результатам работы Дж. Хана и др. [35], полученным на технических малоуглеродистых сталях с различным размером зерна. По этим данным были определены наименьшие значения напряжений хрупкого разрушения, которые в виде зависимости окр от d~U2 представлены на рис. 2.14. Как видим, теоретически пред­ сказываемая зависимость окр = 18d-1/2 достаточно хорошо согласуется с данными, взятыми в работах [35, 45, 53 и др ]

Небезынтересное сопоставление расчета акр с опы­ том можно сделать, обратившись к работам Я. М. Потака, выполненным в 50-е годы при исследовании на ши­ роком классе материалов так называемого сопротивле­ ния отрыву, определяемого как напряжение разрушения при отсутствии признаков пластичности (ф^О) [66]. Ва­ рьируя размер зерна железа, а также сплавов железа

сникелем, хромом, кремнием, марганцем, вольфрамом

идругими элементами, автор сделал весьма примеча­ тельный вывод о том, что величина сопротивления от­

рыву, которую в данном случае можно очень надежно

82

б,нгс/м м 2

трактовать как близкую к сгКр, зависит от легирования лишь в той мере, в какой легирующий элемент оказыва­ ет влияние на размер ферритного зерна. Это был чрез­ вычайно важный результат, не очень понятный для того времени. Но этот вывод можно считать первой попыт­ кой в выявлении физической природы влияния легирую­ щих элементов на хрупкую прочность, а значит, и на запас вязкости стали. Поскольку указанная работа была сделана еще до развития основных представлений дисло­ кационной теории прочности, то автор [66] приводил экс­

для нас координаты о — d~v*, то оказывается, что экспе­ риментальные результаты Я. М. Потака очень хорошо трактуются полученной здесь теоретической зависимо­ стью (рис. 2.15), Более того, в той же работе [66] изу­ чалась хрупкая прочность углеродистой стали в улуч­ шенном (закаленно-отпущенном) состоянии. Оказалось, что и в этом случае зависимость S0T от d“ l/" подчиняет­ ся установленной закономерности (рис. 2.16)., если в

83

отпущенных сталях вместо размера зерна брать, как это j сделал автор [66], размер участков монокристального скола на изломах образцов, т. е. по-существу те «паке­ ты» мартенсита, о которых сейчас хорошо известно как о структурных образованиях, обладающих единой кри­ сталлографической плоскостью скольжения [3, 12].

Во всех этих сопоставлениях примечательно то, что данные совершенно различных работ, выполненных в разное время разными авторами, весьма хорошо количе­ ственно согласуются с полученной нами теоретической зависимостью для акр в (2.34). Это тем более показа­ тельно, что в недавнем обзоре Дж. Нотта, в котором автор, обобщив большой экспериментальный материал

по различным литературным

+ -Fe+ P 0 .1 8 X

84

85

на железе и сталях с различным содержанием угле­ рода и в различных структурных состояниях.

На рис. 2.19 приведены типичные результаты по тем­ пературной зависимости ар и ат для армко-железа [64]. Размер зерна в опытах изменялся от 20 до 170 мкм. Результаты определения акр приведены на рис. 2.20. Заметим, что на всех графиках такого рода прямая ли­ ния всегда обозначает теоретическую зависимость, а не усредненную линию по данным эксперимента.

Следующий этап проверки теории был выполнен в серии экспериментов, охватывающих материалы с широ­ ким диапазоном структурных состояний.

Рис. 2.21 иллюстрирует сопоставление результатов расчета (сплошная линия на графике) с эксперименталь­ ными данными, полученными в работах [64, 65]. Как ви­ дим, несмотря на большое различие состава исследуе­ мых материалов, изменение их величин окр при измене­ нии размеров зерна (или величины «пакета» в случае мартенситной или бейнитной структуры) достаточно хо­ рошо следует зависимости, предсказываемой теорией. * Экспериментальные данные на рис. 2.21 охватывают на-

86

бор материалов от мягкого же­ с>нр иге/мм* леза до высокопрочных сталей. Критическое напряжение хруп­ кого разрушения аКр определя­ лось на армко-железе, углеро­ дистых сталях различного со­ става — содержащих углерод

вколичестве от 0,08 до 0,8%,

атакже на сложнолегирован­ ных высокопрочных конструк­ ционных сталях, обработанных таким образом, чтобы получить различные величины зерен фер­

ниях структурным параметром, определяющим размер линии скольжения и, следователь­

но, величину критической субмикротрещины являлось зер­ но. Это справедливо только для железа, отожженной, нор­ мализованной и патентированной стали. Для закаленной стали таким структурным параметром является мартен­ ситный «пакет», для бейнита — бейнитный «пакет» [3]. Размеры «пакетов» определялись электронномикроско­ пически на просвет в темном поле, а также по фрактографическому анализу поверхностей разрушения. Как по­ казал опыт, и тот, и другой метод дают вполне сопоста­ вимые результаты, поскольку размер участков хрупкого

87

Рис. 2.22. Структура закаленной конструкционной стали сО,3%С при исследовании «на просвет» тонкой фольги под электронным микроскопом:

скола на фрактограммах соответствует размеру области единой кристаллографической ориентировки — «пакета» (рис. 2.22 и 2.23).

Таким образом, можно считать, что эксперименталь­ но подтверждено существование некоторого важного ха­ рактеристического параметра стали — критического на-

Рис. 2.23. Электронная микрофрактограмма излома той же стали, что на рис. 2.22. Размеры фасеток хрупкого скола соответствуют размерам «пакетов» мартенсита.

88

пряжения хрупкого разрушения аКр (2.34), величина ко­ торого целиком определяется структурой — размером зерна или его аналога — «пакета» и поддается удовле­ творительному теоретическому расчету на базе разви­ той здесь модели разрушения металлов от зародышевых субмикротрещин, т. е. может быть прогнозирована на основе физической теории.

Отсюда уже несложно получить конкретное критери­ альное соотношение, позволяющее априори судить о воз­ можности или невозможности реализации хрупкого разру­ шения стали с заданной структурой (зерном d) при данном пределе текучести от. Для этого силовые условия хрупкого

Это и есть сочетание требований к структуре (d) и свой­ ствам (от) материала, при которых материал обладает склонностью к хрупкому разрушению, впервые в таком виде полученные в работе [68]. Увеличение предела те­ кучести в результате снижения температуры или любо­ го вида упрочнения до значения большего, чем правая часть выражения (2.35), означает наступление хрупко­ сти, которую можно предупредить соответствующим сни­ жением размера зерна d. Так возникает практическая возможность оптимизации структуры и свойств конструк­ ционного материала, о чем подробнее будет идти речь в гл. 4.

Выражение (2.35) представляет собой полученный из физических соображений структурный критерий хрупко­ го разрушения железа и сталей при одноосном растя­ жении.

Установление критерия хрупкого разрушения (2.35) позволяет перейти к задаче разработки аналогичного критерия для сложно-напряженного состояния и тем са­ мым выработать физический критерий конструкционной прочности стали, что является главной задачей настоя­ щей книги.

89

2.5.Структурный критерий хрупкости стали

вконструкции

В рассмотренной зародышевой модели макро­ разрушения две важнейших стороны процесса — зарож­ дение субмикротрещины и ее распространение — явля­ ются независимыми друг от друга и подчиняющимися каждый своему контролирующему фактору. Зарождение субмикротрещины критического размера обеспечивается лишь касательными напряжениями, вызывающими те­ кучесть, а закритическое распространение субмикротре­ щины обеспечивается наибольшим нормальным растяги­ вающим напряжением в нагруженной системе о\. Пред­ полагается, что в реальном поликристалле благодаря большому статистическому ансамблю зерен всегда най­ дется такое зерно, в котором хотя бы одна зародышевая субмикротрещина будет ориентирована по нормали к напряжению CJI, поэтому нет необходимости вводить по­ правочный коэффициент на их взаимную ориентацию.

В общем случае необходимое условие зарождения субмикротрещин состоит в начале макротекучести, ко­ торое, в свою очередь, для сложнонапряженного состоя­ ния может заключаться в реализации, скажем, условия пластичности по Мизесу (1.11) [20, 22]:

oi >02 > 03— главные нормальные напряжения в системе. В гл. 1 была введена характеристика напряженного

где р —так называемый коэффициент жесткости напря­ женного состояния, подобный, например, тому, который широко использовал Я. Б. Фридман [69] (р'= т/о) при анализе проблемы влияния вида нагружения на проявле­ ние хрупкости. Величина (3 > 1для «мягких» напряженных состояний, р = 1 для одноосного растяжения и р < 1 для «жестких» видов нагружения.

90