Структура металла и хрупкость стальных изделий

Т а б л и ц а 3.1. Сопоставление расчетных величин сопротивления отрыву Ra с экспериментальными значениями сопротивления мпкросколу /?мс при различных температурах испытания образцов с надрезом

не образца согласно расчетам по геометрическим параметрам надре­

за [17] достигала зн а ч ен и я = " j / " + 0,3 « 3,1. Для второй серии

образцов радиус надреза составлял 0,5 мм; у « 2,5. Далее проводи­ лись испытания в интервале температур от + 20 до —196 °С с опре­ делением предела текучести гладких образцов и разрушающей на­

(табл. 3.1). Результаты этих опытов прежде всего доказывают, что напряжение микроскола Лмс и его макроскопический эквивалент — сопротивление отрыву R a — действительно совпадают по величине,

несмотря на различие методов их определения, включая и сильное различие по жесткости напряженного состояния:

Кроме того, попутно в этих опытах продемонстрирована независи­ мость характеристики 7?0, а через нее и R MC.от температуры испыта­

ния (табл. 3.1). Следовательно, можно считать, что Лмс в первом приближении не зависит от вида напряженного состояния и темпе­ ратуры. Это же вытекает из данных, приведенных Ноттом [6] для <jKp на образцах с надрезом, испытанных при разных температурах (рис. 3.5).

Следующий важный внешний фактор, способный оказать влияние на конструкционную прочность изделия,— скорость деформирования. Все традиционные механические характеристики металлов обнаружи­ вают сильную зависимость от скорости деформирования ё, с увеличе­ нием ё повышаются характеристики текучести и прочности, показа­ тели пластичности уменьшаются. Вследствие физической природы явления микроскола, R MCне должно быть чувствительно к скорости деформирования — в константу К р в формуле (2.28) не входят ка­

кие-либо величины, зависящие от времени или скорости нагружения.

71

Следовательно, при увеличении скорости деформирования должна увеличиваться температура хрупко-вязкого перехода из-за повыше­ ния предела текучести металла, но уровень R m должен остаться

прежним. Специальные опыты, проведенные с этой целью, полно­ стью подтвердили такое предположение [70]. Стандартные цилиндри­ ческие образцы из технически чистого железа с размером зерна 55 и 80 мкм были испытаны на растяжение в интервале температур от

вышении скорости деформирования увеличилась на 15—20°, однако

тическое локальное напряжение акр в вершине трещины не зависит от температуры и скорости деформирования в момент ее старта при

Рис. 3.5. Зависимость критического локального напряжения под надре­ зом 0^ для трех ниакоуглеродистых сталей от температуры [6J.

Рис. 3.6. Зависимость сопротивления микроскопу Дмс технического желе­

за со средним размером зерна 55 (2) и 80 мкм (2) от скорости деформи­ рования.

72

хрупком разрушении, это можно рассматривать как косвенное под­ тверждение аналогичного вывода относительно 7?мс.

Далее анализируя свойства R MC, устанавливаем ее нечувствитель­

ность к состоянию внутризеренной субструктуры металла. Из модели микроскола следует, что размер субмикротрещины не зависит от харак­ тера распределения и плотности дислокаций внутри зерна, от концент­ рации вакансий, внедренных атомов и других несовершенств решетки, поскольку определяется эффективным, а не действующим напряже­ нием сдвига. Из структурных факторов существенную роль для мик­ роскола играют лишь те, которые способны создать своючзародыше­

чести и, следовательно, на порог хладноломкости стали, но напряже­ ние Гриффитса для развития субмикротрещины не может быть чув­ ствительным к субструктуре. Экспериментально данный вывод под­ тверждается результатами работы Л. А. Вайнера, приведенными Л. А. Копельманом [58], где температурная зависимость механи­ ческих свойств стали 15Х2МФА исследована в двух состояниях — исходном и после сильного нейтронного облучения. В результатеоблучения возникает большое количество дефектов кристаллической решетки в виде вакансий, дислоцированных атомов и других несо-

Рис 3 7 Зависимости механических свойств стали 15Х2МФА от температуры в исходном состоянии (О, О) и после облучения нейтронами дозами 3 • 1019 (Д) й 9 ■ 1019 {□) нейтрон/см® (по [58]).

Рис. .3.8. Зависимость сопротивления отрыву R a = 7?м0 от размера верна желе-

73

тате изменения субструктурного состояния из-за облучения стали за­ метно повысился порог хладноломкости, но уровень критического на­ пряжения хрупкого разрушения — сопротивления микросколу ЯМс — остался неизменным. Интересно отметить результат, полученный еще в 50-е годы Я. М. Потаком [71] при исследовании "сопротивления отрыву по Г. В. Ужику на железе, легированном никелем, хромом,: кремнием, марганцем, вольфрамом и другими элементами. Автор [71] сделал казавшийся тогда неожиданным и не совсем понятным выводом о том, что указанные элементы влияют на хрупкую проч­ ность сплавов железа лишь в той мере, в какой они влияют на разме­ ры ферритного зерна. Это доказывается тем, что экспериментальные значения Яа для всех сплавов независимо от характера легирования определяются единой зависимостью от размера зерна. Данные рабо­ ты [71] перестроены в координатах Яа — (Г~1/г (рис. 3.8), откуда

следует, что указанные легирующие элементы, несмотря на присут­ ствие в кристаллической решетке феррита и оказываемое упрочнение,; влияют на R a = Ямс не прямо, а косвенно — через размер зерна,

величина которого при одинаковых условиях термической обработки так или иначе связана с легированием. Работу [71] можно рассмат­ ривать как первую попытку выяснения физической природы влия­ ния легирования стали на ее хрупкую прочность.

Подводя итог изложенному в настоящем параграфе, приходим к выводу, что сопротивление микросколу обладает свойствами, делающими его уникальной механической характеристикой металлов. Независимость Ямс от внутренних субструктурных и внешних фак­ торов эксплуатации — температуры, скорости деформирования и,: самое главное, вида напряженного состояния, позволяет рассматри­ вать сопротивление микросколу как некоторую фундаментальную характеристику конструкционной стали, ответственную за способ­ ность материала сопротивляться зарождению хрупкого разрушения. В отличие от критического коэффициента интенсивности напряжений Kic, характеризующего способность материала сопротивляться раз­

витию уже имеющейся в нем достаточно большой макротрещины, Ямс позволяет судить о величине наибольшего растягивающего на­ пряжения Оц необходимого и достаточного для разрушения изделия,; не содержащего никаких макротрещин.

Теория микроскола дает силовой критерий разрушения в виде (3.1) для материала хрупкого в данном напряженном состоянии, в ко­ тором условие Qj = Ямс реализовалось в самом начале текучести,; когда Oi = ат (3.2). Для стали, вязкой в заданном напряженном со­

стоянии, текучесть начинается раньше, чем наступает условие ох = = Ямс, и тогда критерий микроскола в форме условия хрупкого разрушения (3.9) не реализуется — материал течет под нагрузкой. Длительность этого течения и момент разрушения зависят от запаса

после которой произойдет разрушение такого вязкого материала, критерия (3.9) уже недостаточно. Необходим иной критерий, учиты­ вающий изменения структуры и свойств материала, вызванных пла­

74

стическим деформированием. Сформулировать этот критерий вязкого разрушения нельзя без исследования влияния пластической дефор­ мации на изменение характеристики сопротивления микросколу.

§ 3.3. Влияние некоторых факторов на сопротивление микросколу

3.3.1. Пластическая деформация

Несмотря на устойчивость сопротивления микросколу R MC к

воздействию многих внутренних и внешних факторов, все же сущест­ вует обстоятельство, существенно влияющее на значение Д мс, а именно сильная пластическая деформация. Это не должно казаться неожиданным, поскольку пластическая деформация неизбежно со­ пряжена с значительным изменением структуры металла, причем не только внутризеренной субструктуры, что, само по себе, не пов­ лекло бы изменения i?MC, но и зеренной структуры, изменение которой может повлиять на величину зародышевых субмикротрещин и, следовательно, на 7?мс. Зерна при деформации начинают дробиться на отдельные блоки. Смещение блоков друг относительно друга меняет форму зерна, приобретающего неравноосный вид, вытягива­ ясь вдоль направления деформирования и сужаясь в поперечном направлении. Изменение поперечного размера зерна закономерно связано со степенью деформации е [5]:

где dQ— исходный размер зерна, de — текущее значение попереч­ ного размера зерна при деформации, е = In р, ц = 1е/10 — коэффи­

циент вытяжки при изменении линейного размера деформируемого элемента от начального значения 10до текущего 1е. Из (3.16) нетруд­ но выразить текущее значение поперечного размера зерна de через

степень деформации р,:

/ V

Подставляя de в формулу (2.28), получаем следующее выражение

для зависимости сопротивления микросколу от степени деформации:

ности это не совсем так, что будет рассмотрено дальше, а сейчас от­ метим, из (3.18) следует линейная зависимость относительного изме­

нения Лмсе/-Дмс от деформации в функции от V М-

Г. В. Ужик обратил внимание на то, что предварительная пласти­ ческая деформация влияет на сопротивление отрыву R a. Изменен­

ную деформацией характеристику сопротивления отрыву наклепан­ ной стали автор [57] обозначал R ai- Зависимость R ai от степени

75

деформации приведена на рис. 3.9, откуда можно сделать вывод, чтоаналогично, т. е. по кривой с максимумом, должно изменяться и со­ противление микросколу R MCe. Однако согласно (3.18) такого макси­ мума в изменении R MCe не должно быть. На рис. 3.10 приведено из­

менение отношения Ruce/Rvic от степени деформации в функции

Как видим, экспериментально наблюдаемое относительное изменение

для ЯмсеОчевидно, предполагаемый в расчете эффект изменения* размера зерна по (3.17) не является единственным и в действительно­ сти при деформировании металлов дополнительно проявляются еще какие-то структурные изменения, влияющие на значение Ямсе. Рассмотрим коэффициент K v в (2.28). В него входит параметр Хол­ ла — Петча К т, который хотя и не значительно, но зависит от дефор­

мации. Напомним, что согласно рассмотренной в § 2.4 модели теку­ чести поликристаллического материала эффективное напряжение сдвига и, следовательно, размер зародышевой трещины са зависят

от степени взаимной разориентировки систем скольжения в наиболее благоприятно и неблагоприятно ориентированных зернах. При де­ формировании поликристалла постепенно изменяется ориентация неблагоприятно ориентированных зерен, в результате чего угол р (см. рис. 2.9) между направлениями скольжения в максимально разориентированных системах постепенно уменьшается, стремясь при сильной текстурованности металла к нулю. В соответствии с этим коэффи­

У з + Й GVb

циент К т =

cos Р У25л; (1 — V)’' входящий в К р по (2.28), сни-

Рис. 3.9. Зависимость сопротивления отрыву деформированной хромони­ келевой стали R ai от степени деформации растяжением после закалки и раз­

личных температур отпуска (по [57]).

Рис. 3.10. Зависимость относительного изменения сопротивления микроско­ лу от степени деформации:

1 — расчет по (3.18); 2 и 4 — эксперимент для Rax-IRa по [57]; 8 — расчет по (3.18) с уче­ том изменения угла 0.

76

де примерно на 60 %. Этому соответствует постепенно затуха­ ющее повышение R MCe до уровня примерно 1,6ДМС, что качествен­

но согласуется с характером экспериментальной зависимости на рис. 3.10 (сравнить кривые 2 и 3). Несмотря на качественный ха­

рактер сделанной оценки, все же можно прийти к выводу,, что в из­ менении сопротивления микросколу при деформации основную роль играет возникновение текстурированности материала, тогда как уменьшение поперечных размеров зерен из-за их одноосного вы­ тягивания начинает заметно сказываться лишь на поздних стадиях деформирования, например при е >►1 (рис. 3.10). В гл. 7 будет по­

дробнее рассмотрена роль пластической деформации в связи с анали­ зом критериев хрупкого и вязкого разрушений. Результаты экспе­ риментальных исследований изменения сопротивления микросколу при пластическом деформировании сталей с различной исходной структурой приводятся в разделе II монографии (гл. 4).

3.3.2. Внутренние напряжения

При рассмотрении в § 3.2 сопротивления микросколу i?MC как структурно-детерминированной константы материала подразуме­ валось наличие в материале определенной идеализированной струк­ турной ситуации, связанной с отсутствием в металле внутренних полей напряжений того или иного происхождения. В реальных металлических изделиях в результате соответствующей техноло­ гической обработки возникают микро- и макронапряжения, которые так или иначе взаимодействуют с внешними приложенными напряжениями и могут повлиять на условия текучести или разруше­ ния изделия. Технологические внутренние напряжения могут иметь очень большие значения и вызвать не только заметное деформационное искажение, но и самопроизвольное разрушение изделий, например, в зонах термического влияния сварных швов [72, 73, 74]. Конечно, разрушение от внутренних напряжений свидетельствует о хрупкости материала, но причиной ее возникновения могут быть не только значительные внутренние напряжения, но и грубые искажения структуры материала (например, аномально развитая крупнозернистость в зонах сварных швов). Проанализировать природу такого охрупчивания, представляющую несомненный практический интерес, оказывается возможным в рамках модели микроскола. Для итого рассмотрим, каким образом внутренние напряжения в металле могут влиять на критический размер субмикротрещины или на на­ пряжение микроскола. Зональные напряжения первого рода или макронапряжения, простирающиеся на макроскопически большие области металла, для субмикротрещины ничем в принципе не отлича­ ются от внешних приложенных напряжений. Поэтому влияние внутренних напряжений первого рода нужно учитывать сведением к аддитивному сложению наибольшей растягивающей компоненты OIOCT с наибольшим растягивающим напряжением ох от внешней

77

Отсюда критерий хрупкого состояния изделия с внутренними на­ пряжениями имеет вид

противления микросколу материала, уменьшенное за счет внутрен­ них макронапряжений. Поскольку внутренние зональные напряже­ ния могут оказать стимулирующее влияние и на локальную теку­ честь материала, то критерий хрупкого разрушения в пределах областей действия этих напряжений будет облегченным:

При выполнении критерия (3.22) в изделии, имеющем достаточно большие напряжения первого рода, могут возникнуть стабильные макротрещины, например «теплые» трещины в зонах сварных швов или закалочные трещины в закаленных стальных изделиях. Единст­ венным затруднением в использовании критерия (3.22) является необ­ ходимость достаточно корректного определения величины внутренних напряжений в изделиях, что представляет собой весьма непро­ стую инженерную задачу [75]. Однако с принципиальной точки зре­ ния для нас важно понимание того, что макронапряжения в изделии как бы эффективно понижают сопротивление микросколу материала на величину, соответствующую уровню растягивающих напряжений.

Иная ситуация с микронапряжениями в металле, или напряже­ ниями второго рода, связанными с упругими деформациями микро­ областей [76]. В феноменологическом плане напряжения второго рода рассматриваются как микронапряжения, вызывающие упругие искажения кристаллической решетки в результате сжатия или рас­ тяжения областей кристалла протяженностью, примерно равной размеру зерна [77]. Считается, таким образом, что эти напряжения уравновешиваются в пределах зерна, и микроскопическая природа их хорошо известна. Они имеют дислокационное происхождение и представляют собой результат суперпозиции дальнодействующих полей дислокаций, определенным образом распределенных внутри зерна [78]. Среднее значение таких микронапряжений не может пре­ вышать предела текучести металла и обычно для металлов в упроч­ ненном состоянии приближается по уровню к пределу упругости 176]. Локализованные в микрообластях металла эти напряжения могут повлиять на процессы микротекучести, т. е. на предел упруго­ сти, однако не могут отразиться на условиях начала макротекучести нагруженного элемента изделия. Если в материале, имеющем замет­ ные напряжения второго рода, под действием внешней нагрузки раз­ вивается пластическая деформация, то в результате скольжения в кристаллах создаются новые ансамбли дислокаций, изменяющие дислокационную структуру. В результате этого снимаются, релаксируют микронапряжения, которые были в металле до начала де­

78

формирования, и создаются новые напряжения второго рода, в соот­ ветствии с новой дислокационной структурой материала. По этой причине влияние остаточных на­ пряжений второго рода на какиелибо процессы в металле может от­ мечаться только на стадиях, пред­ шествующих началу микропластической деформации, т. е. при на­ пряжениях не выше предела теку­ чести. Это ограничение тем не ме­ нее оказывается весьма важным для металлов в хрупком состоянии, когда условия разрушения и теку­ чести тесно примыкают друг к дру­ гу. Действительно, напряжения второго рода, сохранившиеся в ма­ териале к началу текучести, взаи­ модействуя с внешним макроскопи­ ческим напряжением ст1, могут вы­ зывать преждевременное развитие

субмикротрещины, т. е. микроскол внутри зерна при внешних напря­ жениях ниже Д мс. Результатом этого эффекта в некоторых зернах, в которых реализовалась такая ситуация, могут появиться стабиль­ ные микротрещины, не превышающие размер зерна и не получившие дальнейшего развития из-за сильной локализации напряяшиий второго рода, вызвавших преждевременный микроскол в пределах данного зерна. Наряду с этим при наличии достаточно больших напряжений второго рода может возникнуть ситуация, когда эффек­ тивное напряжение сдвига в каком-то из зерен Тдфф = т — т0 ока­ жется увеличенным вследствие действия в данном зерне некоторого

с (2.25) от большего тЭфф возникает большая зародышевая трещина, которая может удовлетворять условию Гриффитса еще до начала общей макротекучести в материале и, следовательно, при более низ­ ком внешнем напряжении ах. В результате создается впечатление, что данный материал, имеющий значительные внутренние микронапряжения, обнаруживает пониженное значение характеристики сопротивления микросколу. Его тоже можно рассматривать как эф­ фективное значение Д мс.эфф»хотя заранее это может быть и неизвестно. Трудно сказать, является ли Д Мс.яфф результатом аддитивного сло­

жения Дмс с остаточными напряжениями второго рода Пост» скорее всего нет. Во всяком случае из формулы (2.27) зависимости Дмс от тЭфф это прямо не следует. В гл. 4 будут приведены некоторые экспе­ риментальные подтверждения высказанным здесь соображениям.

Таким образом, внутренние микронапряжения второго рода, но влияя на многие механические характеристики металлов, полученных

79

экспериментально с заметной макропластической деформацией {предел текучести, предел прочности, напряжение вязкого разруше­ ния, относительное сужение при разрыве и др.), в то же время могут и должны проявлять себя при реализации условия хрупкости метал­ ла —в сопротивлении микросколу и в разрушении образцов с надрезом. Подтверждением этому служат результаты работ [79—82], в которых авторы отмечали устойчивую корреляцию ударной вязкости сталей,; определяемой при испытаниях образцов с надрезом с искажени­ ями кристаллической решетки в микрообластях Дala, возникающи­

ми в результате закалки и низкого отпуска конструкционных сталей

(3.21)), что в свою очередь ведет к уменьшению предельной величины пластической деформации под надрезом. В окрестности вершины надреза вследствие жесткого напряженного состояния подавляется текучесть при напряжении Oj >►ат. Поэтому имеющиеся напряжения второго рода остаются нерелаксированными вплоть до момента реа­ лизации локального микроскола на границе упруго-пластической зоны, понижая эффективное сопротивление микросколу 7?Мс.эфф- Та­ ким образом, ударная вязкость надрезанного образца уменьшитсяf

напряжений второго рода.

Таковы, вкратце, важнейшие особенности влияния напряжения первого и второго рода на сопротивление металла микросколу. Пра­ вильный учет внутренних микро- и макронапряжений в критериях разрушения изделий имеет большое практическое значение.

3.3.3. Масштабный фактор

В завершение анализа особенностей сопротивления микросколу как специфической механической характеристики металлов необходи­ мо хотя бы в общих чертах обсудить роль так называемого масштабного фактора. Масштабный эффект в прочности проявляет себя в том, что образцы меньшего диаметра при испытании обнаруживают большую прочность и пластичность, чем образцы большего диаметра из того же металла. Однозначного объяснения причин такого явления не су­ ществует, хотя в большинстве случаев масштабный эффект принято трактовать как результат статистического проявления действия мик­ родефектов, чаще всего поверхностных.С таким пониманием природы масштабного фактора трудно согласиться, хотя бы потому, что* как было показано в § 1.2, микротрещины размером порядка величины зерна (с « д) не могут служить источником разрушения (кроме ано­

мально хрупких состояний материала), трещины больших размеров в доброкачественных конструкционных материалах маловероятны.

Чаще всего, по-видимому, масштабный эффект вызывается фак­ торами металлургического или технологического порядка — неодно­ родностью структур, внутренними напряжениями и т. п. Но незави­ симо от природы этого явления все же закономерна постановка вопро­

•80