книги из ГПНТБ / Физические основы электротермического упрочнения стали

хрупком материале, то она быстро прорастает всю частицу (при этом эффективная поверхностная энергия трещины равна поверхностной энергии упов частицы) и может выйти в матрицу. Такой пе­ реход сопряжен с увеличением эффективной поверхностной энергии пл

от упов У вещества частицы до у п о в у матрицы, поскольку движение трещины внутри матрицы уже будет сопровождаться локальной пла­ стической деформацией, но при дальнейшем повышении внешних напряжений может быть достигнуто значение о*, рассчитанное по формуле (108), и произойдет разрушение. Размеры частиц могут быть столь большими, что С > С* еще в пределах частицы. При наличии таких частиц сразу произойдет хрупкое разрушение мате­ риала. Форма и размеры частиц имеют очень важное значение. В дисперсных сферических частицах может произойти только зарож­ дение трещины скола, а в больших плоских частицах трещина сра­ зу может достигнуть критической по Гриффитсу длины. Большое расстояние между частицами способствует зарождению трещин в частицах при меньших значениях внешнего напряжения, так как и в этом случае важна не абсолютная величина действующих в пло­ скости скольжения напряжений, а фактор о УL (см. стр. 203). По­ этому наиболее опасны пластинчатые выделения хрупких частиц на границах зерен при свободном от частиц теле зерна: L оказыва­ ется максимальным, трещина зарождается при малых а, размер ее (ограниченный размером частицы на стадии роста трещины) может быть больше критического и произойдет хрупкое интеркристаллитное разрушение всего образца.

Рассмотрим кратко условия квазихрупкого разрушения в метал­

ти скольжения (сопротивление движению дислокаций не учтено). Изменение числа сорванных за время dx дислокаций dn = —dN про-

8 Движение дислокаций, необходимое для небольшого количества дислока­ ционных нагромождений, происходит при небольших напряжениях, меньших предела упругости. Так, в работе [484] наблюдалась микропластическая дефор­ мация в железе при напряжениях, составляющих 1/10 предела текучести, а в ра­ ботах [485, 486] зафиксировано движение дислокаций на фольге чистого ниобия при напряжениях, существенно меньших предела пропорциональности.

должна зависеть от модуля. Определенная корреляция между из­ менением упругих характеристик и изменением температуры хлад­

ные 7 .

При движении трещины в кристалле или поликристаллическом материале может происходить частичная релаксация «сгустка» на­ пряжений у ее вершины вследствие пластической деформации. Еще Инглис (см. обзор [461]) показал, что для трещин эллиптической формы коэффициент концентрации напряжений около вершины

трещины составляет 1 + 2 | / ^- , где С — длина трещины, г0 —

радиус кривизны ее конца 8 . У вершины трещины, длина которой составляет, например, 2 мк, а радиус кривизны на конце — 1 А,

7 Выражение для Тх в виде (111) не позволяет в явном виде выделить атермическую компоненту, но в других известных формах уравнения Стро это воз­ можно.

8 Более точные решения получены советскими учеными (см. обзор [496]).

напряжение в 200 раз превышает напряжение от внешней нагруз­ ки. Поэтому все источники дислокаций по пути движения трещины нагружаются этой волной напряжений и могут инициировать микро­ пластическую деформацию вдоль трассы трещины. Холл [4971 пока­ зал, что если некоторый источник Р находится на расстоянии г от траектории трещины, распространяющейся со скоростью vc, и мо­ жет инициировать пластическую деформацию со скоростью е, то

(114)

где ve — скорость движения упругой волны в материале. При остановившейся трещине Ус = 0 и г -> ю , т. е. пластическая волна распространяется на весь образец; если vc = ve, то г = 0 и пласти­ ческая деформация совсем не наступает. По мере возрастания vq глубина г зоны, затронутой пластической деформацией, уменьша­ ется.

Тетельмен [498] на основании анализа экспериментальных дан­ ных о скорости дислокаций в сплаве Fe + 3% Si сделал вывод, что основной вклад в пластическую деформацию при движении трещи­ ны вносится дислокациями, генерируемыми имевшимися в материа­ ле источниками. Поэтому плотностью активных источников дисло­ каций в значительной мере определяются степень и эффективность «пластического» торможения трещины. В результате пластической деформации радиус вершины трещины притупляется, г0 >• 10* Ъ [499], концентрация напряжений снижается и трещина останавли­

ния (если ее длина в момент остановки была меньше гриффитсовской). Увеличение радиуса кривизны остановленных трещин наблюда­ лось экспериментально в различных материалах, в том числе в ме­ таллах (рис. 151). В связи с этим некоторые исследователи [501], 1502] считают, что определяющей стадией разрушения является не зарождение, а рост трещин. Рассмотрим, как в этом случае можно определить температуру хрупкого перехода.

Мотт [503] показал, что скорость движения трещины vc можно найти, если учесть, что освобождаемая при движении трещины уп­ ругая энергия UE должна уравновесить затраты не только на по­ верхностную энергию Us, но и на кинетическую энергию UK тре­ щины, причем

(115)

(vc и о , — те же, что и в уравнении (114), В — константа). Кине­ тическая энергия трещины по этому определению ассоциируется с

той пластической деформации в области трещины, можно привести

В

где Л = я (1 —v) щт~ • Полученный ре­ зультат означает, что если приложено нормальное напряжение а и длина тре­ щины С, то выше некоторой температуры

Т*, соответствующей величине W* по (118), рассматриваемая задача не имеет решения, т. е. трещина не может распространиться квазихрупким

способом. Поэтому температура Т* может быть отождествлена с тем­ пературой перехода пластичное разрушение — хрупкое разрушение, если лимитирующим процессом является рост трещин, а не их за­ рождение. Как следует из (118), температура Т* тем больше, чем вы­ ше приложенное напряжение а или чем больше длина трещины С.

Для более точного определения Т* следует расшифровать вид функции W (Т) при конкретных условиях пластической деформа­ ции вокруг движущейся вершины трещины, что пока не удалось осуществить. Если в поликристаллическом металле лимитирующим является процесс перехода трещины через границу зерна, то в урав­ нении (118) С да d (где d — размер зерна) и, так же как для зарож­ дения трещины, для разрушающего напряжения получаем зависи­ мость

щина распространяться не может.

Изложенные представления согласуются с хорошо известным экспериментальным фактом появления и остановки микротрещин в той области, в которой металл еще обладает пластичностью [509]. Из уравнения (118) следует, что при постоянной температуре Т, близкой к температуре перехода, существует критическое значение трещины С*, выше которого она может развиваться квазихрупким способом. Действительно, Вессель [510] при растяжении образцов вблизи температуры хладноломкости наблюдал переход пластичных трещин в хрупкие по мере достижения ими определенной длины.

щиной или перед заблокированным дислокационным нагроможде­ нием). Учитывая, что переходные металлы с ОЦК решеткой характе­ ризуются очень резкой температурной зависимостью предела теку: чести и, следовательно, резким торможением процессса пластической деформации при снижении температуры, можно полагать, что тем­ пературы перехода пластичность — хрупкость, рассчитанные для процесса зарождения трещины и ее движения, отличаются не суще­ ственно. Вместе с тем очевидно, что металл может обладать высокой технологической пластичностью только при температуре выше Г х , определяемой из условия зарождения трещины, а также выше тем­ пературы Т*, определяемой из условия развития трещины. Действи­ тельно, образование отдельных микротрещин ниже температуры Тх (но выше Т*) должно облегчить распространение в металле маги­ стральной трещины, тогда как ниже температуры Т* (но выше Гх ) любые неоднородности в структуре металла и локальные концентра­ ции напряжений (например, включения второй фазы, ступеньки на поверхности образцов, следы механической обработки) могут при­ вести к развитию хрупкой трещины в процессе нагружения.

Интересное предложение о возможном способе остановки движе­ ния хрупких трещин выдвинули Гордон и Кук [461]. Они показали, что проекция напряжений, вызывающих движение хрупкой трещи­ ны Гриффитса, на направление ее движения а х имеет максимум на нескольких атомных расстояниях перед трещиной. Этот максимум «размазан» в направлении движения, и высокие напряжения со­ храняются на значительном расстоянии от трещины. Проекция на­ пряжений на нормаль к плоскости распространения трещины оу имеет максимум непосредственно у ее вершины. Оказалось, что не­ зависимо от формы трещины и способа ее нагружения отношение максимальной величины напряжения, параллельного трещине, к максимальной величине напряжения, перпендикулярного ее по­

ближается к некоторой поверхности (к границе раздела фаз, ослаб­ ленному месту в структуре), ориентированной перпендикулярно на­ правлению ее движения. Вначале к поверхности раздела подходит

зона растягивающих напряжений, действующих вдоль плоскости движения. Эти напряжения будут стремиться разорвать тело по ослабленной поверхности. Если прочность тела по этой поверхности не превышает 7 5 общей прочности сцепления материала, то на такой ослабленной поверхности возникает новая трещина еще до подхо­ да основной трещины. Новая трещина скруглит и остановит основ­

что истинное значение разрушающего напряжения aBjH (истинный

которое неоднократно проверялось экспериментально. Согласно

ляет несколько порядков. В работе [511] предложено следующее объяснение. При электронномикроскопическом исследовании срезов на разных расстояниях от шейки разорванного образца армко-же- леза установлено, что трещина разрушения проходит по границам ячеистой дислокационной структуры, формирующейся в шейке при растяжении образца. Возникает хорошо известный рисунок фасе­ ток на поверхности магистральных трещин вязкого разрушения. Размер фасеток совпадает с размером ячеек дислокационной суб­

разрушения являются результатом образования пор и их слияния [470, 512]. Действительно, слияние пор наблюдалось, например, в меди [470], но при этом появились и плоские трещины в области сильной деформации [513]. В деформированном железе из пор выхо­ дят тонкие остроконечные трещины [309], а количество пор оказы­ вается очень небольшим. Поэтому тонкую структуру поверхности излома нельзя объяснить одним только слиянием пор. Распростра­ нение трещины в области шейки приводит к тому, что большин­ ство дислокаций вблизи трещины сливается с ней, высвобождая не­ которую часть упругой энергии. Особенно хорошо этот процесс про­ анализирован А. Н. Орловым [514], предложенная им интерпрета­ ция была положена [511] в основу объяснения постоянства К в уравнении (119).

Эффективная энергия свободной поверхности трещины у^в мо­ жет быть записана в виде [499, 515]

бождающаяся при релаксации полей внутренних напряжений,

ваться упругой энергией, которая высвобождается при движении

что достаточно для полной компенсации величины уд е ф. Поэтому и

при хрупком (упов = Упов) и при вязком (уп о в = Упов) разрушениях величины упов в итоге оказываются сопоставимыми, величины К по (119) отличаются мало, а магистральная трещина движется преи­ мущественно через области высокой концентрации дислокаций (гра­ ницы ячеек, заторможенные полосы скольжения), если в материале перед разрушением образуются такие области. Если же в материале перед разрушением образуется субструктура дислокаций «леса», то различие между величинами К при хрупком и вязком разрушени­ ях должно быть резким.

В заключение следует отметить, что если барьером, около кото­ рого зарождается трещина, является не граница зерна, а частица и »

моженной плоскости скольжения, обычно равная расстоянию между

СК О Р О С Т Н А Я

ЭЛ Е К Т Р О Т Е Р М И Ч Е С К А Я

О Б Р А Б О Т К А С Т А Л И

ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ АСПЕКТЫ СКОРОСТНОГО ЭЛЕКТРООТПУСКА

Скоростная электротермическая обработка стали, как и обычный способ ее упрочнения — печной отпуск, представляет собой после­ довательное выполнение двух основных операций — закалки и от­ пуска. Отличие СЭТО от обычного улучшения состоит в методе и скорости нагрева при обработке: и аустенизация, и отпуск произво­ дятся электронагревом, контактным или цндукционным. Это от­ личие настолько изменяет структурное состояние обрабатываемой стали и всю технологию термообработки, что СЭТО можно считать особым видом упрочнения. Электрозакалка давно получила ши­ рокое распространение в термических цехах машиностроительных заводов. В развитии теории и технологии этого способа закалки важную роль сыграли исследования, выполненные В. П. Вологдиным [516, 517], В. Д. Садовским [101—107], И. Н. Кидиным [25, 84], Н. М. Родигиным [49], М. Г. Лозинским [167, 518], К. 3. Шепеляковским [519] и др. Современные представления о физических ос­ новах и технологии упрочнения стали при электрозакалке подроб­ но изложены в монографии И. Н. Кидина [25], поэтому мы на них не останавливаемся. Однако электрозакалка является первым эта­ пом электротермической обработки, на котором формируется особое структурное состояние аустенита и мартенсита, обеспечивающее благоприятное сочетание свойств упрочненного изделия. В подав­ ляющем большинстве случаев сталь, наделенная в процессе электро­ закалки преимущественными свойствами, подвергается обычному печному отпуску. И если электрозакалка проводилась на поточном автоматизированном закалочном агрегате, то отпуск осуществляет­ ся при массовой загрузке мелких деталей в печь, где длительность процесса зависит от условий прогрева всей массы деталей, а не от времени, необходимого для развития эффектов отпуска. Так в од­ ном процессе сочетаются две технологии: прогрессивная и уста-

240 ревшая.