Структура металла и хрупкость стальных изделий

стали вязкость разрушения обнаруживает зависимость от структуры металла, но у крупнозернистых сталей трещиностойкость теряет чувствительность к размеру зерна и, более того, может даже ано­ мально возрастать для слишком крупных зерен [66]. Это можно по­ нимать так, что пока характеристическое расстояние X существенно

больше размера зерна, т. е. пока в пластически деформированной зоне предразрушения размещается много разноориентированных зе­ рен, зарождение очага разрушения происходит в соответствии с мо­ делью микроскола в точке, где Кв = j и поэтому формула (8.20) пра­ вильно описывает структурную зависимость К\с. Если на том же расстоянии X размещается лишь некоторая часть крупного зерна,

то для зарождения критической субмикротрещины и реализации микроскола из-за резко неоднородного распределения напряжений в пределах зерна потребуется значительно большее внешнее напря­ жение — отсюда кажущееся увеличение К\а для аномально крупно­

зернистых сталей. По-видимому, в точке излома <2кр (рис. 8.6) наблю­ дается предельная ситуация, когда микроскол еще реализуется при нормальном напряжении crlf равном Ямс, а для этого надо, чтобы в пределах характеристического расстояния X размещалось не менее

1—2 зерен, т. е. эффективный радиус трещины рэ должен быть при­

181

характеристического расстояния до фактического размера зерна d и,

мание изменчивость понятия эффективного радиуса трещины: при d <С

факторов, от которых зависит рэ, а именно, от радиуса пластической зоны гп, так как рэ « гп. Известно, что при снижении температуры гп уменьшается, поэтому следует ожидать соответствующего умень­ шения dl{p.

В этой связи обратим внимание на температурную зависимость Kic. Согласно (8.20) при повышении температуры рост К\с обуслов­ ливается увеличением двух параметров: Кв и рэ, так как /?мс от тем­ пературы не зависит. Зависимость Кв от температуры определяется температурной зависимостью предела текучести, поскольку Кв об­ ратно пропорционален пределу текучести Кв — i?MC/aT; труднее оп­

ределить температурную зависимость рэ. Если рэ « гп, то для состоя­ ний стали с малой пластичностью можно воспользоваться зависи­ мостью по Ирвину

Следовательно, ]/г п ~ ~z~ и согласно (8.20)

В следующем параграфе будет рассмотрена с помощью экспери­ ментальных данных связь К\с и Кв, но заранее можно сказать, что пропорциональность К\с и К\ наблюдается лишь для сравнительно

низких температур, т. е. для малопластичных состояний, но в облас­ ти комнатных температур, где пластичность малоуглеродистых ста­ лей высока, Kic увеличивается пропорционально увеличению тем­

пературы гораздо сильнее, чем следует из формулы (8.22). По-види­ мому, принятая зависимость гп, по Ирвину, (8.21) не выполняется для сталей с высокой пластичностью, что вполне обосновано. Вместе с тем остается неизвестным характер роста гп « рэ с изменением тем­ пературы, можно лишь сказать, что для таких случаев рэ dl{pi и таким образом рассчитать Kic по формуле (8.20) невозможно.

182

Увеличение эффективного или ре­ ального геометрического радиуса в вершине трещины неизбежно ведет к увеличению напряжения разрушения и кажущемуся повышению К\0. Зако­

номерности изменения значений кри­ тического коэффициента интенсив­ ности напряжений Ккр для трещин с

константой материала, придав ей специальное обозначение К\с.

Нужно подробнее остановиться на пороговом характере зависи­ мости Ккр от р (рис. 8.7). Снижение критической интенсивности на­

пряжений при уменьшении радиуса трещины или надреза вполне закономерно связано с изменением уровня концентрации напряже­ ний, что и отражает соответствующая формула теории (8.23). Вопрос состоит в том, почему эта закономерность вдруг нарушается, при­ чем таким образом, что исчезает зависимость Ккр от р. Отметим, по­

роговое значение радиуса р0 явно коррелирует с размером зерна ста­

ной радиусом концентратора, должно находиться не менее 1—2 пол­ ных зерен, в противном случае потребуется дополнительное перена­ пряжение для реализации микроскола в условиях неоднородного напряженного состояния, проявляющегося в пределах одного зерна. Если это так, то более внимательно рассмотрим следующий вопрос. Сравнивая рис. 8.6 и 8.7, приходим к выводу, что параметр крити­ ческой интенсивности напряжений обладает специфическим свой­ ством при некоторых размерах зерен d > dKр и d ^ р0 терять чув­

ствительность либо к размеру зерна, либо к радиусу надреза. Ины­ ми словами, мелкозернистые стали (d << d„p) обнаруживают влияние

размера зерна, т. е. структуры, на вязкость разрушения, что и дол­ жно быть в действительности (рис. 8.6). По для крупнозернистых

183

сталей, т. е. наиболее склонных к хрупкости, эта чувствительность к структурному состоянию стали теряется по двум причинам: для усталостно наведенной трещины — потому что d > dlip (рис. 8.6), а для тупой — так как р <С р0 = d (рис. 8.7). Но для острой усталост­ ной трещины р и подавно меньше d и поэтому для крупнозернистых сталей KicYLQзависит ни от геометрии надреза, что само по себе хо­ рошо, ни от структуры (так как d ;> dKp),_ что уже плохо. В этих условиях К\с превращается в константу, не отражающую свойств ма­

териала, что делает ее бессмысленной. Для того, чтобы восстановить чувствительность к структуре критерия трещиностойкости для пере­ гретых сталей, требуется резко увеличить р, т. е. перейти от острой усталостной трещины к тупому надрезу, зона концентратора которо­ го охватит достаточно большой ансамбль зерен. Но тогда от К\с мы перейдем к Ккр по (8.23). При этом не исключен парадокс, что К кр с тупым надрезом может оказаться меньше, чем К\0 с усталостно на­

веденной трещиной, что, в общем, вносит путаницу во всю идеоло­ гию трещиностойкости материалов, ибо известно, что острые трешины всегда опаснее, чем тупые. Тем не менее такая ситуация вполне воз­ можна и подтверждением тому служит аномальное повышение Ки

для сталей с очень крупным аустенитным зерном, у которых сильная хрупкость обнаруживается по всем традиционным свойствам плас­ тичности, кроме вязкости разрушения [66]. Как видим, парадокс перегретых сталей возникает не случайно, а закономерно связан с особенностями структурно-геометрических условий микроскола в условиях чрезмерной локализации зоны концентрации напряжений, когда она охватывает лишь область одного зерна или его часть. Все это ограничивает ценность критического коэффициента интенсивнос­ ти напряжений Kia даже просто как объективного параметра вяз­

кости, не говоря уже о его неспособности быть фундаментальной характеристикой материала. По-видимому, в ряде случаев предпочти­ тельнее использовать образцы с регламентированным тупым надре­ зом, для которых из-за достаточно большого радиуса р d почти ис­

ключена потеря чувствительности к структуре металла и вместе с тем возможно с приемлемой точностью вычислить /£кр по физически обо­ снованной формуле (8.23). В следующем параграфе об этом пойдет речь подробнее.

§ 8.3. Методы расчета К *. и К кр

по испытаниям цилиндрических образцов с надрезом

Поскольку для вязких мелкозернистых сталей параметр К\с со­

храняет свою полезность в качестве критерия трещиностойкости, то целесообразно попытаться найти корреляцию между К\с и Ккр с тем, чтобы упростить методическую процедуру определения К\С9

внастоящее время достаточно сложную и кропотливую.

Сэтой целью были проведены эксперименты, в которых парал­ лельно выполнялись три серии опытов на одном и том же материале —

184

Примечание. Приведены средние значения по трем испытаниям, для о° — по трем—де­ вяти испытаниям. Значение Нис = 100 даН/мма.

отожженной стали 20 с размером зерна примерно 30 мкм. В первой серии растяжением гладких цилиндрических образцов в интервале 20 ----- 196 °С определялись характеристики сго.г, Rm и Кв (табл. 8.3). Во второй серии, на таких же образцах (D = 3 мм), но уже с коль­ цевым,надрезом по Г. В. Ужику (р = 0,9, t = 0,75 мм), в том же ин­

тервале температур определялись номинальные разрушающие напря­

жения Ов, которые характеризуют несущую способность образцов с надрезом (табл. 8.3). В третьей серии, выполнявшейся в Физико-ме­ ханическом институте АН УССР 1б, определяли вязкость разруше­ ния Kic по стандартной методике Ирвина в том же интервале темпе­

ратур. Сопоставление полученных данных позволило установить корреляционные связи между интересующими нас параметрами Ruci Кв, К1с, К„р, а также между несущими способностями образ­

цов с надрезом of и усталостной трещиной Ов.

Из рис. 8.8 видно, что пропорциональность между К\й и Кв со­

гласно формулам (8.19) и (8.22) соблюдается лишь до температуры, не превышающий —30 °С, выше которой отмечается непредсказуе­ мое теорией увеличение вязкости разрушения. Можно предположить,, что здесь наблюдается аномальное увеличение рэ в (8.20), которое не отражается формулами (8.19) и (8.22). Более четкую корреляцию

с .Ккр, выраженную через известные параметры надреза (8.23). Вна­ чале убедимся в корректности формулы (8.23), определив эксперимен­ тально и подсчитав теоретически угол наклона зависимости Ккр от

1Б Эксперименты проводились О, Н, Романивым и А. Н, Ткачем,

185

где t — глубина кольцевого надреза. Именно для такой связи К кр и ajj была выведена зависимость (8.23) в [17]. Рассчитанные по (8.25) значения К кр с помощью опытных значений а” в зависимости от

Рис. 8.8. Корреляция между параметрами вязкости металла /С1с и Кв для стали 20 в отожженном состоянии.

Рис. 8.9. Корреляция между несущей способностью образца с трещиной Оц (2), вязкостью разрушения К 1с (2) и несущей способностью цилиндри­

ческого образца с кольцевым надрезом о° стали 20.

Рис. 8.10. Зависимость условной критической интенсивности напряжений А'кр в образце с кольцевым надрезом от коэффициента вязкости /Св.

Рис. 8.11. Корреляция между вязкостью разрушения К\с и условным ко­ эффициентом интенсивности напряжений /Скр на образце с кольцевым над­ резом,

186

Следующий шаг состоит в том, чтобы от условного коэффициен­

связаны менаду собой, то правомерным будет представление крите­ рия трещиностойкости в виде, аналогичном (8.26)

где т — слабо изменяющийся множитель порядка 1. На рис. 8.11

представлена такая корреляция, из которой следует, что для данной геометрии надреза коэффициент т « 0,7.

Однако наша цель заключалась в определении К\с по несущей

где т1 — коэффициент, зависящий от геометрии надреза. Достаточно

прокалибровать интересующий пас кольцевой надрез, параллельно определяя Kic на стандартном образце, чтобы в дальнейшем вяз­

кость разрушения на материалах подобного класса оценивать по формуле (8.28), исходя из данных по испытаниям цилиндрических образцов с кольцевым надрезом. Основанием для такого упрощенного способа определения К\с является удовлетворительная корреляция между ов и К[С1 приведенная на рис. 8.9.

В заключение этого параграфа получим полезную формулу для прогнозирования ожидаемой несущей способности цилиндрического образца с кольцевым надрезом по фундаментальным характеристи­

Как видим, относительная несущая способность образца с кольце­

187

§ 8.4. Связь коэффициента вязкости К в

со стандартными механическими характеристиками конструкционных сталей

В связи с отсутствием в настоящее время экспериментально оп­ ределенных значений /?мо и Кв для большого массива конструк­ ционных сталей, применяемых в машиностроении и строительствеfj

целесообразно изыскать способы косвенной оценки этих значений по традиционным механическим характеристикам сталей. Естественно,; для такой цели могут оказаться пригодными лишь некоторые стан­ дартные показатели свойств, в первую очередь те, которые облада­ ют конкретным физическим смыслом и поэтому так или иначе могут быть привязаны к механизмам, которые реализуются в фундаменталь­ ных характеристиках. В § 8.1 мы видели, что достаточно ясным фи­ зическим смыслом обладают пределы текучести ат, относительное сужение ф и частично ударная вязкость ап. Исходя из этого было ре­ шено выявить корреляционные связи между R MC и ф, проведя с этой

целью статистическую обработку большого количества эксперимен­ тальных данных на углеродистых конструкционных сталях с различ­ ным структурным состоянием. Характеристика # мс определялась прямым методом низкотемпературных испытаний до наступления хрупко-вязкого перехода с фиксированием величин ф, сто,2 и ств во всем интервале температур 16. В опытах был охвачен широкий на­ бор сталей, содержащих углерод в пределах 0,08—0,8 %, в струк­ турных состояниях отжига, нормализации и закалки с отпуском. Корреляционная зависимость отыскивалась в виде функции ра­

(кривая 2). Несмотря на их значительный разброс, обнаруживается яв-

Рис. 8.12. Статистическая зависи­ мость между Дмс/ов и относительным

сужением ф для мало- и среднеугле­ родистых сталей при разрушении в интервале 20 -s---- 196 °С.

ная связь параметра /?мс/ав с ф. Усредненную линию этой зави­ симости удается с удовлетвори­ тельной точностью аппроксими-

(кривая 1). Проверка получен­

ной функциональной зависимос­ ти в координатах i?MC/aB —

16 Эксперименты были выполне­ ны В. Я. Барановым.

188

j —jp- подтверждает пригодность выбранной функции в качестве

аппроксимирующей (см. рис. 4.5). Следователю^ приближенно мож­ но записать

Точность определения R uc по (8.33) составляет ± 1 0 %, что вполне

достаточно для оперативной оценки этой фундаментальной характе­ ристики при отсутствии возможности ее прямого эксперименталь­ ного определения. Из (8.33) следует

Т а б л и ц а 8.4. Основные механические свойства легированной конструкционной стали в состоянии после закалки и отпуска (по [116])

• По данв!>Ш[116].

190